FGH91粉末高溫合金與K418B鑄造葉環熱等靜壓擴散連接研究

羅學軍，王 玨，趙 巍，馬國君，武 丹，王旭青

1)中國航發北京航空材料研究院先進高溫結構材料重點實驗室，北京 100095

2)空軍裝備部駐北京地區第六代表室，北京 101300

整體葉盤（Blisk）是現代航空發動機一種新型結構，它將葉片和輪盤進行整體設計與制造[1-3]。為滿足服役條件下不同部位對力學性能的特定要求，輪盤和葉片通常采用粉末高溫合金和鑄造高溫合金組合實現[4-10]。整體葉盤結構早期主要用于小型渦軸發動機上，后來在大型渦扇發動機輔助動力裝置（APU）、風扇、壓氣機系統中也得到快速推廣應用[11]。美國通用汽車公司（DDA）分別將PA101粉末盤和MAR-M246葉環復合的整體葉盤用于Allision250型渦軸發動機及GMA500渦軸發動機；Garrett公司將Astroloy粉末盤和定向凝固MAR-M247葉片連接制造的雙合金徑流式渦輪用于能源部的AGT發動機；美國霍尼韋爾 （Honeywell）公司的某型APU在二級燃氣渦輪上采用了雙合金整體葉盤，其中渦輪盤采用LC Astroloy粉末高溫合金，葉片環采用IN713LC鑄造高溫合金[12-14]。

熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）擴 散連接技術是制備整體葉盤的重要方法。羅學軍等[15]采用“粉?固”方式進行了FGH95-K418B （與IN713LC相當）雙合金熱等靜壓復合工藝研究，實現了FGH95粉末高溫合金和K418B鑄造高溫合金之間的可靠連接。廖宗博等[16]對K418B和FGH91（與LC Astroloy相當）雙合金熱等靜壓擴散連接開展了動力學模擬研究。賈建等[17]分別采用“粉?固”和“固?固”方式證實了FGH91-K418B兩種合金進行熱等靜壓擴散的可行性。目前我國采用“固?固”連接FGH91-K418B雙合金整體葉盤已經進入到某輔助動力裝置渦輪轉子的初步應用階段，但擴散連接技術及冶金結合仍需優化提升。

本文采用“固?固”方式將FGH91粉末高溫合金與K418B鑄造葉環進行熱等靜壓擴散連接，研究FGH91-K418B雙合金界面的擴散反應、接頭顯微組織、元素分布及力學性能，評估冶金結合的可靠性，為熱等靜壓擴散連接技術優化與提升提供數據支撐和理論依據。

1 實驗材料及方法

實驗用FGH91合金和K418B合金的化學成分見表1。采用氬氣霧化（argon atomization，AA）制備FGH91高溫合金粉末，熱等靜壓致密化后去除包套，獲得擴散連接用FGH91盤芯。采用細晶鑄造工藝制備K418B鑄造模擬葉環。

表1 實驗用FGH91合金和K418B合金化學成分（質量分數）Table 1 Chemical composition of FGH91 and K418B alloys%

將FGH91盤芯與K418B鑄造葉環分別進行機加工，再經表面凈化處理。先采用機械拋光將表面粗糙度打磨到0.4以上，再通過真空處理清除表面的有機膜和氣膜，得到凈化的連接界面，然后與包套組合，經真空封焊后進行熱等靜壓擴散連接。選取1160、1175、1190和1205 ℃四個溫度進行熱等靜壓試驗，壓力170 MPa，圖1是獲得的FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件。利用光學顯微鏡 （optical microscope，OM）、掃描電子顯微鏡 （scanning electron microscope，SEM）和能譜分析 （energy disperse spectroscopy，EDS）研究雙合金界面處微觀組織與接頭成分變化。

圖1 FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件Fig.1 Simulated component of the FGH91-K418B dual alloy blisk

2 結果與分析

2.1 熱等靜壓連接工藝對雙合金接頭組織的影響

圖2為不同熱等靜壓溫度下，雙合金界面拋光態金相組織。由圖可知，隨著熱等靜壓溫度升高，界面處未連接和弱連接區域逐漸減少。在1190 ℃熱等靜壓處理時，雙合金界面已經實現了良好的冶金連接；熱等靜壓溫度進一步升高至1205 ℃，連接處組織均勻致密，與1190 ℃熱等靜壓組織相比基本無變化。因此，確定FGH91-K418B雙合金合適的熱等靜壓溫度為1190 ℃。

圖2 不同熱等靜壓溫度下雙合金界面拋光態金相組織：（a）1160 ℃；（b）1175 ℃；（c）1190 ℃；（d）1205 ℃Fig.2 As-polished morphologies of the dual alloy interface at different HIP temperatures: (a)1160 ℃;(b)1175 ℃;(c)1190 ℃;(d)1205 ℃

圖3是不同熱等靜壓溫度下，雙合金界面腐蝕態金相組織。通過對雙合金界面處金相組織宏觀圖和局部放大圖的觀察可以發現，經1190 ℃熱等靜壓處理的合金界面金相組織致密，未觀察到弱連接區域，冶金連接質量良好。再次驗證1190 ℃下熱等靜壓處理實現FGH91和K418B組織致密的可行性，為后續研究提供工藝參數制定依據。

圖3 熱等靜壓溫度1190 ℃下雙合金界面腐蝕態金相組織：（a）宏觀圖；（b）局部放大圖Fig.3 As-corroded morphologies of the dual alloy interface by HIP at 1190 ℃: (a)macrograph;(b)partial enlarged view

2.2 接頭顯微組織

圖4為FGH91和K418B合金熱等靜壓擴散連接后接頭的典型顯微組織，其中細晶區為FGH91合金，粗晶區為K418B合金。由圖可知，原始界面完全消失，存在明顯的擴散帶，表明擴散連接比較充分；擴散連接接頭致密完整，無夾雜物和連續的第二相析出物等缺陷，達到冶金結合區預期的接頭顯微組織要求。

圖4 FGH91與K418B合金擴散連接接頭顯徽組織Fig.4 Microstructures of the diffusion bonding joint between FGH91 and K418B alloys

分析接頭區域Al、Ti、Nb、Cr、Mo、Co和Ni等元素垂直于連接界面的分布情況，測定長度約150 μm，結果如圖5所示。分析發現，兩種合金擴散區寬度范圍80～120 μm，表明在熱等靜壓過程中，合金元素在界面附近進行不同程度的擴散，實現了界面合金元素的平穩過渡。接頭區域元素含量（質量分數）存在一定差異，Ni、Co元素含量梯度變化大，相互擴散效果明顯，A1、Nb、Ti元素含量變化略趨平緩，Cr、Mo元素無明顯的含量變化。

圖5 FGH91-K418B連接界面顯微形貌（a）及元素成分分布（（b）和（c））Fig.5 SEM micrograph (a)and the elemental distribution ((b)and (c))at the bonding interface

基于本文研究內容，可對式（1）中菲克第二定律[18]進行如下假設：雙合金試錠長度相對擴散長度近似無限長，各截面元素分布均勻，體積濃度C2>C1；雙合金試錠對焊，擴散方向為x方向，焊接界面x=0；雙合金試錠無限長，試錠的兩端體積濃度不受擴散影響；擴散系數D是與體積濃度無關的常數。

式中：C是擴散物質的體積濃度，kg·m?3；t是擴散時間，s；x是距離，m；D是擴散系數，m2·s?1。

FGH91與K418B均為Ni基高溫合金，在熱等靜壓擴散連接過程中，可以認為元素在純Ni中擴散，1200 ℃時各元素在Ni中的擴散系數見表2。將表2中的數據代入式（2）即可算出不同元素在不同距離對應的體積濃度，計算結果見圖5。元素體積濃度的計算結果與實際檢測結果的變化規律基本一致。

表2 FGH91與K418B擴散連接的相關常數Table 2 Related constants of diffusion bonding FGH91 and K418B

2.3 熱等靜壓連接工藝對雙合金組織的影響

圖6為熱等靜壓連接前后K418B合金γ?相組織變化。由圖可知，γ?相呈現網格狀分布，但尺寸明顯增大，體積分數有所提高，γ?相仍呈標準立方形，且排列更加規則、有序。熱等靜壓基本消除了K418B合金中的顯微疏松，γ+γ?共晶相大部分溶解，心部的網格顯著減少。

圖6 熱等靜壓前后K418B合金γ?相的顯微形貌：（a）HIP前；（b）HIP后Fig.6 SEM images of γ? phase in K418B alloys before and after HIP: (a)before HIP;(b)after HIP

圖7所示為單合金盤與雙合金盤中FGH91合金γ?相顯微組織。由圖可知，熱等靜壓對FGH91合金的晶粒組織基本沒有影響，晶粒度為ASTM6～7級，γ?相組織無明顯變化，這主要由于熱等靜壓擴散連接溫度低于FGH91合金的熱等靜壓致密化成形溫度。組織中γ?相存在三種尺寸分布，大γ?相為固溶處理未能回溶到基體中的殘存γ?相，中等尺寸，方形γ?相是在冷卻過程中析出的，尺寸最小的γ?相是在時效處理過程中補充析出的。

圖7 單合金盤（a）與雙合金盤（b）中FGH91合金γ?相顯微組織Fig.7 SEM images of γ? phase in FGH91 alloys of the single alloy disk (a)and the dual alloy disk (b)

2.4 FGH91-K418B雙合金的力學性能

對FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件進行拉伸和持久性能測試，結果見表3和表4。室溫和540 ℃高溫拉伸試樣均在K418B鑄造合金處斷裂，如圖8所示；持久試樣在FGH91粉末合金處斷裂，都未斷在雙合金界面結合處，如圖9所示。以上測試結果均表明K418B與FGH91兩種合金實現了良好的擴散連接。室溫和540 ℃高溫拉伸斷裂均發生在K418B一側，這是因為K418B合金的平均晶粒尺寸約3.5 mm，FGH91合金平均晶粒尺寸僅為37.8 μm。由于擴散連接工藝處理，使得K418B合金中的γ?相聚集長大，雖然K418B合金的承溫能力高，但是在中低溫度區間，其強度較FGH91合金低。持久斷裂均出現在FGH91一側，主要是因為持久性能測試條件為760 ℃+586 MPa，相對于K418B合金，FGH91合金性能降低更明顯，導致在超過使用溫度750 ℃情況下持久性能較差。

圖8 拉伸測試后FGH91-K418B復合試樣：（a）室溫；（b）540 ℃Fig.8 FGH91-K418B samples after the tensile testing: (a)room temperature;(b)540 ℃

圖9 持久測試后FGH91（a）、K418B（b）以及FGH91-K418B（c）復合試樣Fig.9 FGH91 (a),K418B (b),and FGH91-K418B (c)samples after the rupture testing

表3 FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件拉伸性能Table 3 Tensile properties of the FGH91-K418B dual alloy blisk

表4 FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件持久性能Table 4 Stress rupture properties of the FGH91-K418B dual alloy blisk

3 結論

（1）在連接界面足夠清潔的條件下，采用合適的熱等靜壓“固?固”擴散連接工藝可以實現FGH91和K418B兩種合金良好的冶金連接，接頭致密完整，無夾雜物和連續的第二相析出物。

（2）FGH91-K418B雙合金連接擴散區寬度80～120 μm，界面處元素分布平穩過渡。由于合金元素擴散常數不同，接頭處元素Co、Ni擴散效果明顯，Ti、Nb、Al元素變化略趨平緩，元素Cr、Mo無明顯變化。

（3）FGH91-K418B雙合金的拉伸強度、持久性能和顯微組織具有良好一致性，拉伸和持久試樣均未在界面結合處發生斷裂，持久性能達到了技術標準要求。