CN117484009A

CN117484009A - 镍基活性钎焊材料

Info

Publication number: CN117484009A
Application number: CN202210885858.5A
Authority: CN
Inventors: A·B·贡查罗夫; P·劳登; R·赖斯
Original assignee: Liburdi Engineering Ltd
Current assignee: Liburdi Engineering Ltd
Priority date: 2022-07-26
Filing date: 2022-07-26
Publication date: 2024-02-02

Abstract

一种镍基活性钎焊材料，用于高温炉以及在真空和惰性气体中对不锈钢、镍和钴基合金及超合金、难熔金属和合金进行激光钎焊以用于制造和修复涡轮发动机部件和其它制品，以重量百分比(wt.％)计包含(4.5‑8.5)％Cr、(4.2‑6.5)％Ti、(5.0‑9.5)％Zr、(3.0‑4.5)％Hf、(1.0‑1.6)％Ta、(2.5‑3.5)％Al、(1.0‑1.7)％Si、(0‑12.0)％Fe和余量的镍。

Description

镍基活性钎焊材料

技术领域

本发明的呈粉末、预制件、箔、片材、棒材和线材形式的镍基活性钎焊材料可用于高温炉以及在真空和惰性气体中对不锈钢、镍和钴基多晶体、定向固化单晶合金和超合金、难熔金属和合金进行激光钎焊以用于制造和修复涡轮发动机部件和其它制品。

背景技术

由难以焊接的高γ’超合金制造的涡轮发动机部件的结合和修复可以使用预热焊接或钎焊来完成。包含超过3wt.％Al的镍基超合金的焊接会导致热影响区(HAZ)液化和焊接金属应力应变开裂。另一方面，钎焊在结合难以焊接的超合金和通过批量加工降低生产成本方面具有优于焊接的优势。

钎焊材料在冷却或等温固化期间形成接头，而基材保持固态。照此，钎焊材料的液相线温度应低于基材。

标准镍(Ni)和钴(Co)基钎焊材料，包括硼(B)和硅(Si)熔点抑制剂(MPD)，例如具有在表1中提供的化学成分的AMS 4775、AMS 4762、AMS 4777、AMS 4778、AMS 4779、Amdry775、Amdry DF-3和Amdry 788，几十年来一直用于制造和维修涡轮发动机部件。

表1.含有B和Si熔点抑制剂的标准镍和钴基钎焊材料的典型化学成分

传统钎焊(CB)已用于结合以0.05-0.2mm的间隙预装配的部件，以允许通过沿着接合面的毛细作用分布钎焊材料，然后进行扩散循环以增强硼向基材中的扩散以避免形成持续的脆性硼基共晶。

根据Stephen J.Ferrigno等人的美国专利4,830,934“Alloy Powder Mixturefor Treating Alloy(用于处理合金的合金粉末混合物)”采用包含钎焊和高温填料粉末的粉末混合物(混合物)的宽间隙钎焊(WGB)或根据Josef Liburd等人的专利US 5,156,321“Powder Metallurgy Repair Technique(粉末冶金修复技术)”利用通过在预烧结固态MarM247和其它填料粉末中渗透Amdry 775和Amdry DF-3钎焊材料(也称为LPM^TM工艺)已用于结合和修复发动机部件中的表面凹痕、点蚀和其它缺陷。

R.Sparling等人，“Liburdi Powder Metallurgy,Application for Manufactureand Repair of Gas Turbine Components(Liburdi粉末冶金，对制造和修复燃气涡轮发动机部件的应用)”，第六届国际查尔斯·帕森涡轮机会议，爱尔兰都柏林，2003年9月16日至18日，第987-1005页表明，在1205℃下浸泡两小时导致形成Mar M247–Amdry DF-3LPM接头，在927℃(1700℉)下的极限抗拉强度(UTS)为340MPa(49.3KSI)，通过实验发现，使用均质Amdry DF-3形成的、宽度仅为2mm的钎焊接头的UTS仅为146.9MPa(21.3KSI)。然而，即使是Mar M247–Amdry DF-3LPT^TM接头的提高后的强度也不足以修复在使用条件下承受显著应力的结构部件。

在炉钎焊期间由于硼扩散到基材中而形成厚扩散层和亚表面缺陷是使用硼基钎焊材料进行钎焊的另一个缺点。如图4a所示，扩散层的厚度通常超过1313μm(1.3mm)，这使得对由镍基超合金制造的喷嘴导叶(NGV)的薄后缘(TE)的修复变得复杂。如图4b所示，钴基材料对硼形成空隙和晶间缺陷更为敏感。

可替代地，以表2所示的化学成分包含钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)MDP的钎焊材料可用于代替硼和硅基钎焊材料制造和修复涡轮发动机部件。

表2以wt.％表示的Ni-Ti基无硼钎焊材料的化学成分，注*指定例外情况

注：化学元素的含量从最小值“X”wt.％的到最大值“Y”wt.％提供并以格式呈现，其中最小值Xwt.％在顶部提供，最大值Ywt.％在底部提供。

然而，正如通过实验发现的那样，与如示例9中所示的Rene 80基材相比，即使具有根据US8,197,747制造的低Ti含量的已知Ni-Ti基钎焊材料的氧化性能也表现出低的抗氧化性。因此，需要开发用于CB、WGB、LPM和LB钎焊的新型无硼高温钎焊材料。

发明内容

我们发现，以重量百分比(wt.％)计包含4.5至8.5％Cr、4.2至6.5％Ti、5.0至9.5％Zr、3.0至4.5％Hf、1.0到1.6％的Ta、2.5到3.5％的Al、1.0到1.7％的Si、0到12.0％的Fe和余量的Ni的镍基钎焊材料产生具有期望的机械和氧化性能的良好接头和钎焊覆层。

以重量百分比(wt.％)计包含6.0至8.0％的Cr、6.0至6.5％的Ti、9.0至9.5％的Zr、4.0至4.5％的Hf、1.4至1.6％的Ta、3.0至3.5％的Al、1.5至1.7％的Si、0.05至0.2％的Fe和余量的Ni的本发明的钎焊材料的优选实施例产生具有期望的机械和氧化性能的良好接头和钎焊覆层。

以重量百分比(wt.％)计包含4.5至5.0％的Cr、4.0至5.0％的Ti、6.0至7.0％的Zr、3.2至4.0％的Hf、1.0到1.2％的Ta、2.5到3.0％的Al、1.0到1.2％的Si和余量的Ni的本发明钎焊材料的另一实施例产生具有期望的机械和氧化性能的良好接头和钎焊覆层。

以重量百分比(wt.％)计包含5.0至6.0％的Cr、4.2至4.8％的Ti、5.0至6.0％的Zr、3.0至3.5％的Hf、1.0至1.2％的Ta、2.5至3.0％的Al、1.0至1.2％的Si、5.0至6.0％的Fe和余量的Ni的本发明的钎焊材料的另一优选实施例产生具有期望的机械和氧化性能的良好接头和钎焊覆层。

以重量百分比(wt.％)计包含8.0至8.5％的Cr、5.5至6.5％的Ti、8.0至9.0％的Zr、3.0至4.0％的Hf、1.3至1.5％的Ta、3.0至3.5％的Al、1.4至1.5％的Si、10.0至12.0％的Fe和余量的Ni的本发明的钎焊材料的另一优选实施例产生具有期望的机械和氧化性能的良好接头和钎焊覆层。

本发明的镍基活性钎焊材料可以选自粉末、线材、锭、垫片、钎焊接头和涡轮发动机部件的修复区域。

附图说明

图1a和图1b是在以下期间形成的LB200钎焊材料实施例的微观结构：

a)浇铸成水冷式铜冷件；

b)炉钎焊，然后以每分钟7℃的速度缓慢冷却。

图2a和图2b是在以下期间形成的LB250钎焊材料实施例的微观结构：

a)浇铸成水冷式铜冷件；

b)炉钎焊，然后以每分钟7℃的速度缓慢冷却。

图3a和图3b是所形成的LB300钎焊材料实施例的微观结构：

a)浇铸成水冷式铜冷件；

b)炉钎焊，然后以每分钟7℃的速度缓慢冷却。

图4a、图4b和图4c是LPM层的微观结构，描绘了：

a)在应用包含Mar M247填料和Amdry 775钎焊材料(M247–Amdry775)的标准LPM材料期间，在1205℃下在镍基H230基材中形成厚度为1313μm(1.31mm)的硼扩散层；

b)在应用M247–Amdry 775LPM材料期间，在1205℃下沿着X40钴基基材界面形成空隙；

c)在应用包含Rene 80填料和LB200本发明的钎焊材料的LPM材料期间，在1240℃下在X40钴基基材中形成厚度仅为19.8–26.3μm(0.0198–0.0263mm)的扩散层。

图5a和图5b描绘了使用LB200钎焊材料在1240℃下形成的传统对接钎焊接头(CB)，浸泡时间为60分钟，制造材料为：

a)304不锈钢；

b)Haynes 230(H230)镍基固溶强化材料。

图6a、图6b和图6c是宽度为8mm的WGB钎焊接头的微观结构，描绘了：

a)通过使用均质LB250钎焊材料结合的H230镍基合金断裂形成的拉伸样品的横截面；

b)使用均质LB250钎焊材料制造的H230 WGB接头的类复合结构；

c)使用不同的Rene 80填料和LB200钎焊材料制造的Rene 80LPM接头上的复合结构。

图7a和图7b是以下的典型微观结构：

a)右侧的不同Haynes230和左侧的IN738使用均质LB300钎焊材料制造，描绘了钎焊期间类复合结构的形成；

b)IN738基材上的LB300钎焊层，表面通过标准机械加工和然后使用异丙醇代替FCP脱脂，以备进行钎焊，描绘了本发明的钎焊材料出色的流动性。

图8a和图8b是使用以下材料制造的多层钎焊覆层的微观结构：

a)包含60wt.％的Rene142填料和40wt.％的LB200钎焊粉末的粉末混合物；

b)呈现良好层的LB250钎焊粉末。

标准缩略词

AMS–航空航天材料规范(标准)

ASTM–美国材料与试验协会(标准)

HAZ–热影响区

HPT–高压涡轮机

LPT–低压涡轮机

IGT–工业燃气涡轮发动机

NGV–喷嘴导叶

UTS–极限抗拉强度

SEM–扫描电子显微镜

EDS–能量色散X射线光谱分析

DTA–差热分析

PBHT–钎焊后热处理

LBW–激光束焊接

GTAW–钨极气体保护焊

MPW–微等离子焊接

RW–电阻焊接

FB–炉钎焊

LB–激光钎焊

MPD–熔点抑制剂

CB–传统钎焊

WGB–宽间隙钎焊

LPM–Liburdi粉末冶金钎焊渗透工艺，为WGB的一种变型

ABM–全钎焊材料(样品)

FCP–氟碳清洗工艺

RW–电阻焊接

H230–Haynes 230，固溶强化镍基230合金

IN738–Inconel 738，沉淀强化镍基超合金

R80–Rene 80，沉淀强化镍基超合金

R142–Rene 142，沉淀强化镍基超合金

GTD111–沉淀强化镍基超合金

X40–钴基合金

304SS–不锈钢，304型，铁基合金

MCrAlY–金属-铬-铝-钇保护涂层

词汇表

超合金–用于在高温下使用的具有抗氧化性和机械性能的金属材料。

奥氏体–具有面心立方相(fcc)的晶格。

伽马(γ)相–连续基体(称为伽马)是一种fcc镍基奥氏体相，通常包含高比例的固溶元素，例如Co、Cr、Mo、Re和W。

Gamma Prime(γ′)相–镍基超合金中的主要强化相是由在奥氏体γ基体中共格沉淀的镍和铝或钛Ni3Al或Ni3Ti组成的化合物。

多晶金属和合金–包含具有不同形状、尺寸和晶体取向的晶粒的材料。

定向固化(DS)材料–通过铸造生产的材料，其中固化从铸件的壁开始并从该表面垂直地向一个方向进展。

单晶(SC)材料–固体材料和制品，其中原子的有序三维排列在整个体积中重复。

基材或母材–要结合在一起以形成接头的两种或多种金属或材料中的一种。

硼化物–由两种元素组成的化合物，其中硼的电负性更强；硼与金属和非金属元素形成硼化物。

金属间化合物–一种金属合金，在两种或多种金属元素之间形成有序的固态化合物。金属间化合物一般硬而脆，具有良好的高温力学性能/机械性能。

钎焊缺陷–本质上或累积效应导致零件或产品无法满足最低适用验收标准或规范的不连续性。

液化裂纹–在固化过程中出现的焊缝裂纹，由低熔点晶界成分的熔化与应力结合引起。

固化收缩–金属在固化期间的体积收缩。

稀释–钎焊或焊接的合金元素和基材沿界面相互扩散引起的钎焊或焊缝材料化学成分的变化。

钎焊材料–形成钎焊接头时添加的材料。

炉钎焊(FB)–一种热结合工艺，其中通过将钎焊材料施加到表面上来将钎焊材料放置在要结合或恢复的制品的接合表面处或所述接合表面之间，并且其中将制品在真空或惰性气体中加热以熔化钎焊材料而不熔化基材或母金属。

传统钎焊(CB)–一种热结合工艺，其中将要通过炉钎焊结合的制品以0.01–0.3mm的间隙组装在一起，并且其中钎焊材料通过毛细作用分布在接合表面之间。

宽间隙钎焊(WGB)–一种热结合工艺，其中将要通过炉钎焊结合或修复的制品以超过0.3mm宽度的间隙组装，并且因此不会产生用于钎焊分布的毛细力。因此，无法将WGB钎焊材料预先放置到结合或修复区域上。

激光钎焊(LB)–一种热结合工艺，其中通过激光束加热钎焊材料和接头，同时通过激光束钎焊材料施用熔体而不熔化基材或接头制品。

激光多道次熔覆–一种使用熔覆技术由两个或多个钎焊道次形成的钎焊层。

激光钎焊道次–基材上堆积钎焊的单次进程。钎焊道次的结果是钎焊珠或钎焊沉积物。

激光钎料池–熔融钎焊材料在固化为钎焊金属之前的局部体积。

润湿–液体、特别是熔融钎焊材料保持与固体表面接触的能力，由于基材和液体钎料在两者结合在一起时相互作用而产生。润湿程度(润湿性)由粘合力和内聚力之间的力平衡决定。

毛细作用–液体在狭窄空间内流动的过程，没有重力等外力的帮助，甚至对抗重力。

活性钎焊–一种钎焊工艺，其中对钎焊合金添加钛、锆、铪等活性金属，以促进液体钎焊材料在钎焊期间对各种金属和合金(包括铝)以及陶瓷的反应和润湿。

气体雾化–打破液锭中的键合以获得气相钎焊颗粒的过程。

热处理–用于改变材料结构并改变其物理和机械性能的受控加热和冷却过程。

沉淀热处理或硬化–将合金加热到某些元素析出从而形成更硬的结构然后以一定速度冷却以防止返回到原始结构的过程。

再结晶–在热处理期间由现有晶粒结构形成新的、无应变的晶粒结构，通常伴随晶粒生长。

再结晶温度–现有晶粒结构在特定时间内发生再结晶的近似温度。

固溶热处理–用于将合金加热到特定温度一定时间的热处理方法，其允许一种或多种合金元素溶解在固溶体中，然后迅速冷却。

钎焊粉末–在形成钎焊接头以粉末形式添加的钎焊材料或在激光钎焊中堆积的敷钎料。

填料粉末–通常是熔点超过钎焊粉末熔点的金属粉末，因此填料粉末在炉钎焊(FB)期间保持固态，但在激光钎焊(LB)期间可熔化。

粉末混合物–至少两种粉末的混合物，其中一种是钎焊粉末，另一种是填料粉末。

钎焊丝–在形成钎焊接头或钎焊沉积物时以金属丝形式添加的钎焊材料。

钎焊预制件–通过机械加工、铸造、粉末冶金或其它方式生产的具有所需形状和尺寸的钎焊材料。

光学显微镜，也称为光显微镜(OM)–指一种通常使用可见光和透镜系统生成小物体的放大图像的显微镜。

扫描电子显微镜(SEM)–指一种电子显微镜，其通过用聚焦的电子束扫描表面来产生样品的图像。

能量色散X射线光谱分析(EDS)–用于样品的元素分析或化学表征的分析技术。

极限拉伸强度(UTS)–材料对纵向应力的测定的抵抗力。

屈服强度–被测材料承受渐进力而不产生永久变形的能力。

延展性–各种材料、金属和合金在不断裂的情况下被拉伸、伸展或成型的能力。

接合面–被预装配以形成接头的两种相似或不同材料的接触表面或接触面。

碳氟化合物清洗工艺(FCP)–基于使用氟化物气体离子作为活性剂制备镍和钴基超合金以通过去除各种污染物和氧化铝进行钎焊修复的工艺。

具体实施方式

在本发明中使用与铝(Al)、铬(Cr)、钽(Ta)、硅(Si)、铁(Fe)和镍(Ni)组合的、优化量的钛(Ti)、锆(Zr)和铪(Hf)熔点抑制剂(MPD)来克服标准钎焊材料的缺陷。

在氩气和氦气中雾化的气体可用于制造钎焊粉末。钎焊粉末颗粒的尺寸可以从10到125μm不等，但不受此范围限制。

与钎焊粉末预混合的市售牺牲性有机和水基粘合剂可用于制造各种钎焊膏和浆液，用于在炉钎焊之前处理涡轮发动机部件和其它制品。可以使用从众所周知的LBW、GTAW、MPW或RW焊接工艺或诸如3M Super77胶水的有机牺牲性粘合剂中选择的工艺将钎焊预成型件和垫片固定在涡轮发动机部件的表面上。

均质钎焊粉末以及包含25-50wt.％的选自Rene 80、Rene 142、Mar M002、MarM247、X–40、Hayne 188等的市售高温镍和钴基填料粉末和余量的本发明的钎焊粉末的粉末混合物可用于LB、LPM和WGB钎焊。

表3中所示的钎焊实施例是按照用于表征使用本发明的钎焊材料产生的钎焊接头的开发规范制造的。LB200实施例是通过在高纯度氩气中雾化以产生直径为45μm的粉末进行炉和激光钎焊和钎焊堆焊而制造的。除了上述之外，LB250、LB250F和LB300钎焊实施例是通过铸造然后使用标准设备和工艺将预制件加工成所需的几何形状而制造的。

表3余量的以重量百分比(wt.％)计的钎焊材料实施例(BME)的化学成分和加热时的固化范围

注：化学元素含量从最小值Xwt.％到最大值Ywt.％提供并以格式呈现，其中最小值Xwt.％在顶部提供，最大值Ywt.％在底部提供。

正如通过实验发现的那样，在铸造到水冷铜模具中期间钎焊实施例的快速冷却导致形成图1a、2a和3a所示的树枝状结构，同时在钎焊温度下浸泡，然后炉内冷却，由于等温固化而导致形成了一种新型类复合结构，该结构包括撞击到钎焊基体中的粉末状化合物，如图1b、2b和3b所示，这将开发的钎焊材料与已知的LPM和WGB材料区分开来，其中图4c和6c所示的复合结构是由于低温钎焊材料渗入不同的高温填料粉末而形成的。

如图6b所示，通过本发明的钎焊材料形成新型类复合结构使WGB无需高温填料粉末成为可能。然而，如果需要，与高温填料粉末结合的本发明的钎焊材料也可用于标准WGB和LPM，如示例5和6中所示。

通过实验发现，使用本发明的均质焊接材料产生的WGB接头比使用不同填料和钎焊粉末产生的LPM接头更不易产生气孔，如图6b和图6c分别所示。此外，正如通过实验发现的那样，本发明的钎焊材料不会在与钴基X–40合金的界面附近产生空隙，这对于使用标准含硼钎焊材料来钎焊钴合金来说是常见的，如图4b所示。用LB250代替Amdry 775将固溶强化H230镍合金中的扩散层厚度分别从1313μm减至211.994μm。如图2a、3b、5a、5b、6b、6c和7a、7b所示，在铁和各种镍基合金中也形成了与钎焊接头宽度相比非常薄的扩散层。

基于钎焊实施例的液相线和固相线温度、基材的化学成分和接头设计来选择炉钎焊(FB)的温度。例如，用于CB接头的FB和含铝超合金的LPM——其利用通过在固态填料粉末中进行预烧结来渗透钎焊材料——应在超过所选钎焊实施例的液相线温度但低于基材的固相线温度的温度下进行，可以从各种手册中找到或通过使用DTA的实验确定基材的固相线温度。固溶强化铁、镍和钴基合金的WGB可以在接近液相线温度时进行。

为了表征对接CB、WGB和LPM接头的拉伸性能，在横向方向上提取样品，钎焊接头位于量规区域的中心。“全钎焊金属”(ABM)样品是从轴向方向宽度≥6mm的U型槽接头中提取的。拉伸样品按照ASTME-8制造，并按照ASTME-21在927℃(1700℉)下在空气中进行测试。

本发明的钎焊实施例以及根据所引用专利US8,197,747(进一步标记为‘747)的Rene 80基材和钎焊材料的氧化性能通过在空气中在1120℃(2048℉)下的循环氧化测试进行评估。测试温度被选择为模拟起飞期间航空涡轮发动机的涡轮发动机部件的最高温度。通常，起飞持续长达90秒。在巡航条件下，HPT部件的温度不超过850℃(1562℉)。因此，为了加快氧化测试，每个循环都包括将测试样品在静止空气中暴露于1120℃(2048℉)50分钟，然后快速冷却≤400℃并重新加热回到1120℃(2048℉)共10分钟。循环氧化测试持续100个循环。抗氧化性优于或类似于Rene 80的钎焊实施例被考虑用于制造和修复航空涡轮发动机部件，而抗氧化性低于Rene 80的钎焊实施例被推荐与众所周知的MCrAlY、Pt和铝化物保护涂层相结合用于制造和修复IGT发动机的不经历起飞条件的涡轮发动机部件。

示例1

由厚度为10mm的H230镍基固溶强化合金制造的样品在1240℃(2254°F)的温度下在≤5·10^-5托的真空中进行炉钎焊，浸泡时间为15±5分钟，然后通过热处理使钎焊接头在900℃(1652°F)下老化4小时。通过GTAW焊接固定接合表面，钎焊前间隙≤0.2mm。将由LB200钎焊粉末和有机粘合剂制成的钎焊膏涂布在接合线上，并在空气循环烘箱中在160℃(320°F)下干燥2小时。通过电阻焊接将LB250、LB250F和LB300钎焊预制件固定在接头顶部上。钎焊后接头经受标准射线照相和金相检验。由对接钎焊接头制成拉伸样品。在927℃(1700℉)下进行拉伸测试。钎焊接头位于量规区域的中心。钎焊接头的典型微观结构在图5a和5b中示出。CB接头的拉伸性能见表4。

表4 Haynes 230(H230)对接钎焊接头(BJ)在927℃(1700℉)下的拉伸性能

材料	UTS,MPa(KSI)	伸长率,％
			H230基材	224.1(32.5)	50.6
H230LB200 BJ	227.5(33.0)	42.7
			H230LB250 BJ	221.3(32.1)	43.5
H230LB250F BJ	222.5(32.3)	44.0
			H230LB300 BJ	217.2(31.5)	41.7

从表4可见，使用所有开发的钎料实施例制造的钎焊接头的UTS等于基材的UTS。钎焊样品表现出优异的延展性，伸长率超过40％。金相检查和EDS分析未显示沿钎焊界面的基材退化以及钛和其它活性合金元素广泛扩散到基材中，如图5a和5b所示。

示例2

通过GTAW焊接固定由奥氏体304不锈钢制造的样品，间隙为0.5mm，以产生WGB对接接头。使用LB200钎焊材料在1230℃(2246°F)的温度下在≤5·10^-5托的真空中进行炉钎焊。使用相同的钎焊参数密封直径为6.5mm的304不锈钢中的开口。钎焊区域中钎焊材料的分布由重力和表面张力驱动。固-液条件下钎焊材料的高粘度防止钎焊材料从钎焊区域逸出。浸泡时间为60分钟，然后以每分钟7℃的速度冷却。钎焊后将样品在1080℃(1976°F)下进行热处理4小时。

表5 304不锈钢(304SS)对接钎焊接头(BJ)在927℃(1700℉)下的拉伸性能

材料	UTS,MPa(KSI)	伸长率,％
			304SS基材	88.9(12.9)	50.2
304SS LB200BJ	91.0(13.2)	44.6

在标准射线照相检查之后，由对接钎焊接头和基材制造的横向样品在927℃(1700℉)下进行了拉伸试验。如表5所示，钎焊接头表现出优异的延展性，伸长率和强度与基材相似。图5a所示钎焊接头的微观结构描绘了无缺陷接头的形成，扩散层微不足道。

示例3

使用LB200钎焊材料在1240℃(2264°F)下在≤5·10^-5托的真空中产生具有宽度为0.15-0.2mm的间隙的钴基X-40CB接头，浸泡时间为15分钟，然后以每分钟7℃的速度进行炉冷却。钎焊后拉伸样品在1080℃(1976°F)下进行热处理4小时。由钎焊接头制造横向拉伸样品并进行射线照相检查。未发现裂纹。如表6所示，基材和钎焊接头表现出相似的UTS。

表6钴基X40对接钎焊接头(BJ)在927℃(1700℉)下的拉伸性能

材料	UTS,MPa(KSI)	伸长率,％
			X40基材	299.2(43.4)	73.1
X40LB200 BJ	303.4(44.0)	48.5

示例4

用厚度为15mm的坯料制造宽度为6.3-6.7mm、深度为8mm的Haynes230的WGB接头，以使用LB250钎焊材料展现WGB。WGB在1220℃(2228°F)在≤5·10^-5的真空中进行，比LB250的液体温度高30℃，浸泡时间为60分钟，然后对WGB材料进行老化热处理：在1080℃(1976°F)下4小时，在843℃(1550°F)下16小时。

表7 Haynes 230和WGB接头(WGBJ)的拉伸性能

钎焊接头表现出与如表7所示的基材相似的UTS。然而，由于LB250钎焊材料的优异强度，钎焊接头的断裂通过基材发生，如图6a所示。等温固化然后以每分钟7℃的速度缓慢冷却形成了如图6b所示的类复合结构，发现它类似于由不同的LB200钎焊材料和Rene 80填料粉末形成的复合结构，如图6c所示在钎焊过程中保持固态。因此，由同质LB200和不同的Rene80-LB200材料形成的WGB接头的微观结构形态是相似的。

示例5

用厚度为10mm的Rene 80坯料产生宽度为6.3-6.7mm且深度为7mm的LPM U型槽接头，以证明LB200钎焊材料对Rene 80填料粉末的钎焊渗透和良好接头的形成。

用由96wt.％的直径为45-75μm的Rene 80粉末和4wt.％的市售有机粘合剂制成的填料粉末腻子填充U形槽。将包含与市售有机粘合剂预混合的94wt.％的LB200钎焊粉末的钎焊膏以每10克填料粉末腻子3.8克钎料的比例均匀地涂布到填料粉末腻子的顶部上。将准备好的样品在空气强制烘箱中在180℃(1976°F)下干燥4小时，目的是从粘合剂中去除挥发性元素并固化填料粉末腻子和钎焊膏。样品的钎焊在≤5·10-5托的真空中进行。选择1240℃(2264℉)的钎焊温度，高于LB200钎焊材料的1237℃(2259℉)的液相线温度，以在加热多孔Rene80期间允许液体钎焊材料通过固态烧结体渗透。使用2小时长的扩散循环来增强合金元素在基材、填料粉末颗粒和钎焊材料之间的相互扩散，然后以每分钟7℃的速度缓慢冷却至900℃(1652℉)并氩气淬火至环境温度。钎焊样品在1080℃(1976℉)下进行4小时初级老化处理，然后在843℃(1550℉)下进行二次老化16小时，从而导致在包含大量Al和Tiγ’形成元素的基材和钎焊材料中析出强化γ’相。根据ASTM E-8制造LPM接头位于量规区域中心的横向拉伸样品和来自LPM材料的纵向ABM样品。在标准射线照相检查后，在927℃(1700℉)下对样品进行拉伸测试，并未显示LPM材料中的裂纹。图6c中所示的钎焊接头的微观结构描绘了复合结构的形成，该复合结构包含撞击到由LB200钎焊材料形成的基体中的Rene80填料粉末颗粒。

表8 Rene 80(BM)和WGB接头在927℃(1700℉)下的拉伸性能

从表8可见，LPM接头以及由被LB200钎焊材料渗透的Rene 80填料粉末形成的所有钎焊材料(ABM)的拉伸性能优于使用硼基Amdry DF-3钎焊材料和Mar M247填料粉末在927℃(1700℉)下以340MPa(49.3KSI)形成的接头(R.Sparling等人报告的“Liburdi PowderMetallurgy,Application for Manufacture and Repair of Gas Turbine Components(Librudi粉末冶金，对制造和修复燃气涡轮部件的应用)，第六届国际查尔斯·帕森涡轮机会议，爱尔兰都柏林，2003年9月16日至18日，第987-1005页)的拉伸性能。

示例6

为了证明除Rene80以外的填料粉末也可用于WGB和LPM，使用含LB200钎焊材料的Rene 142填料粉末在厚度为10mm的坯料上形成宽度为6.3-6.7mm且深度为7mm的IN738 U型槽接头。用由96wt.％的直径为45μm的Rene142粉末和4wt.％的市售有机粘合剂制成的填料粉末腻子填充U形槽。将包含与市售有机粘合剂预混合的94wt.％的LB200钎焊粉末的钎焊膏以每10克填料粉末4.0克钎料的比例均匀地涂布到填料粉末腻子的顶部上。将准备好的样品在空气强制烘箱中在180℃下干燥4小时，目的是从粘合剂中去除挥发性元素并固化填料粉末腻子和钎焊膏。样品的钎焊在≤5·10-5托的真空中进行。选择1240℃(2264℉)的钎焊温度，刚好高于LB200钎焊材料液相线温度，以允许液体钎焊材料渗透到烧结固态Rene142填料粉末中。使用一小时长的扩散循环来增强合金元素在IN738基材、Rene 142填料粉末和LB200钎焊材料之间的相互扩散，然后以每分钟7℃的速度缓慢冷却至900℃(1652℉)并氩气淬火至环境温度。为了恢复在钎焊循环期间进行完全退火的基材的性能，钎焊样品在1120℃(2048℉)下进行初级老化2小时，然后在843℃(1550℉)下进行二次老化24小时，从而在包含大量Al和Tiγ’形成元素的基材和钎焊材料中析出高强度γ’相。在确认形成无缺陷接头的标准射线照相检查后，样品在927℃(1700℉)下进行拉伸测试。

表9 IN738(BM)和WGB接头在927℃(1700℉)下的拉伸性能

从表9可见，IN738基材和LPM接头表现出相似的UTS和伸长率。钎焊接头的高伸长率很可能归因于LPM材料提高的0.2％屈服强度，从而能够在断裂前通过更具延展性的基材的塑性变形来适应应力。

示例7

为了演示不同材料的钎焊，将厚度为1.2mm的H230带材钎焊到厚度为10mm的IN738板，如图7a分别在右侧和左侧所示。除上述之外，为了表征H230-IN738的高温拉伸性能，使用LB300钎焊预制件产生不同的对接钎焊接头(H230-IN738 BJ)。

表10 LB300钎焊材料、基材(BM)和钎焊接头(BJ)的拉伸性能

如图7a所示，在钎焊前，组装样品，间隙约为0.2mm(200μm)，并使用标准GTAW定位焊固定。使用电阻点焊将钎焊预制件固定在钎焊接头的表面上。样品的钎焊在1240℃(2064°F)下在≤5·10^-5托的真空中进行，浸泡时间为60分钟。为了恢复在钎焊循环期间进行退火的基材的性能，钎焊样品在1120℃(2048°F)下进行初级老化2小时，然后在843℃(1550°F)下进行二次老化针对IN738规定的24小时。金相检查揭示了如图7a所示的类复合结构的形成。

不同钎焊接头的拉伸性能处于H230基材的水平，如表10所示。由于LB300钎焊材料和IN738析出强化超合金具有优异的抗拉强度，不同钎焊接头的断裂贯通低强度固溶强化H230基材发生。

示例8

40wt.％的LB200钎焊和60wt.％的Rene 142填料粉末混合物以及通常也用于炉WGB的40LB200/60R142用于展示多道次激光堆焊。使用标准的V形混合器制备粉末混合物。将LB200钎焊和R142填料粉末混合4小时，目的是产生均匀的粉末混合物。

为进行钎焊覆层的拉伸试验，需要制作长120mm、宽25mm、厚3mm的试样。因此，使用配备有1kW连续波光纤镱IPG光子激光器的LAWS1000自动激光焊接系统通过多道次LB包层来完成用于拉伸测试的试样的制作。激光束和同轴锥形粉末颗粒流聚集在GTD111基板和连续钎焊层的表面上。不同的40LB200/60R142粉末混合物完全熔化而形成均匀的钎焊池，然后在冷却期间形成良好的多层钎料沉积物。

使用以下参数进行激光钎焊覆盖：1.5mm/s的激光头速度、聚焦到500μm的光斑尺寸的380瓦的激光束功率和3.8g/分钟的粉末进料速率。激光头以10mm/s的速度和1mm的振幅在传送方向上振荡，以产生宽度为2.5-3mm的钎焊沉积物。多层沉积物的金相评估揭示了由于图8a所示的外延晶粒生长结构而形成无裂纹的定向固化。在LB后，制作的样品经过对GTD111超合金热处理规定的制造后热处理，该热处理包括在1120℃(2048°F)下进行初级老化2小时，然后在843℃(1550℉)下进行二次老化24小时。

机加工后，对制作的样品进行标准射线照相检查，确认无裂纹钎焊沉积物的形成以及与基材的良好界面。

表11多道次激光40LB200-60R142钎焊沉积物在982℃(1800℉)下的拉伸性能

表11所示的LB生产的材料的高强度和延展性的组合能够将40LB200-60R142粉末混合物应用于涡轮发动机部件的结构修复以及航空和IGT发动机的HTP和LPT叶片的尖端修复。

除上述之外，多层钎焊覆层是使用均匀的LB250钎焊粉末形成的，以证明本发明材料利用市售激光焊接设备形成良好钎焊覆层的能力。多层LB250多层钎焊覆层的微观结构在图8b中示出。

示例9

如表12所示，本发明的钎焊材料的所有钎焊实施例的抗氧化性均优于引用专利US8197747中描述的‘747钎焊材料。此外，LB300钎焊实施例的抗氧化性处于Rene 80钎焊材料的水平。

表12钎焊实施例和Rene80基材在11200C(2048°F)下的抗循环氧化性

本发明钎焊材料的卓越技术、机械和氧化性能是通过合金元素的独特组合实现的，其中每种合金元素在形成新结构和卓越性能方面发挥着独特的非显而易见的作用。例如，与液相线温度如表3所示为1190℃(2174℉)的LB250相比，在现有技术中主要用作熔点抑制剂的硅与Hf和Ta相结合有助于将LB200实施例的液相线温度提高到1237℃(2259℉)。这种现象归因于形成难熔的Ta和Hf基硅化物，而不是形成低熔点镍基硅化物。

本发明活性钎焊材料显示：由于Ti、Zr和Hf和表面氧化物的相互作用而具有含铝和铬超合金的优异润湿，从而能够用标准机加工和脱脂替代对环境和健康有害的钎焊前FCP清洁工艺。

本发明钎焊材料的高强度归因于在钎焊期间形成了新型类复合结构，在钎焊后老化热处理期间形成了Al和Ti基γ’相，以及通过Cr、Ta和Fe对在镍基基体进行的固溶强化。铁还增强了流动性和延展性。除了上述之外，10-12wt.％的铁显著提高了本发明钎焊材料的抗氧化性，而在标准无铁高γ’镍基超合金如Inconel 738、Mar M247、Rene 80和Rene142中铁被认为只是一种杂质。

基于固化范围、流动性、机械和氧化性能以及接头设计，LB200和LB300实施例被优选推荐用于孔、凹痕的密封、机翼厚度的恢复、激光钎焊和WGB。LB250和LB250F实施例优选用于传统的钎焊和通过用本发明的钎焊材料渗透预烧结的固态填料粉末，以及用于激光钎焊和使用各种粉末混合物的堆焊。应当注意，本发明不限于所描述的钎焊材料实施例和示例。本领域技术人员可制造具有本发明范围的其它实施例。

Claims

1.一种镍基活性钎焊材料，以重量百分比(wt.％)计包含以下化学元素：

铬4.5至8.5％，

钛4.2至6.5％，

锆5.0至9.5％，

铪3.0至4.5％，

钽1.0至1.6％，

铝2.5至3.5％，

硅1.0至1.7％，

铁0至12.0％，和

余量的镍。

2.根据权利要求1所述的镍基活性钎焊材料，其特征在于，以重量百分比(wt.％)计包含以下化学元素：

铬6.0至8.0％，

钛6.0至6.5％，

锆9.0至9.5％，

铪4.0至4.5％，

钽1.4至1.6％，

铝3.0至3.5％，

硅1.5至1.7％，

铁0.05至0.2％，和

余量的镍。

3.根据权利要求1所述的镍基活性钎焊材料，其特征在于，以重量百分比(wt.％)计包含以下化学元素：

铬4.5至5.0％，

钛4.0至5.0％，

锆6.0至7.0％，

铪3.2至4.0％，

钽1.0至1.2％，

铝2.5至3.0％，

硅1.0至1.2％，和

余量的镍。

4.根据权利要求1所述的镍基活性钎焊材料，其特征在于，以重量百分比(wt.％)计包含以下化学元素：

铬5.0至6.0％，

钛4.2至4.8％，

锆5.0至6.0％，

铪3.0至3.5％，

钽1.0至1.2％，

铝2.5至3.0％，

硅1.0至1.2％，

铁5.0至6.0％，和

余量的镍。

5.根据权利要求1的镍基活性钎焊材料，其特征在于，以重量百分比(wt.％)计包含以下化学元素：

铬8.0至8.5％，

钛5.5至6.5％，

锆8.0至9.0％，

铪3.0至4.0％，

钽1.3至1.5％，

铝3.0至3.5％的，

硅1.4至1.5％，

铁10.0至12.0％，和

余量的镍。

6.一种包含根据权利要求1-5中任一项所述的镍基活性钎焊材料的部件，该部件优选为线材、锭、垫片、具有由镍基活性钎焊材料制成的钎焊接头或修复区域的涡轮发动机部件。