江苏gh93镍基变形合金圆棒（GH3128GH128合金轧板中厚板圆棒管材加工）

江苏gh93镍基变形合金圆棒（GH3128GH128合金轧板中厚板圆棒管材加工）但是由于中间层中的降熔元素含量是固定的， 随着扩散过程的不断进行， 液态中间层中降熔元素的浓度梯度不断下降， 扩散所需的驱动力逐渐减小， 直到最后达到平衡，母材不再熔化。 此时中间层液相扩展过程结束， 液态中间层的宽度达到最大值。 图5-2 给出了此阶段的示意图。中间层液相的扩展 当中间层实现完全熔化之后， 便进入 TLP 扩散焊的第二阶段： 中间层液相的扩 展。 这个阶段的主要现象是液相区宽度增大， 即固液界面向两侧母材方向发生移动。液态中间层中的降熔元素 B 和 Si 由于浓度差提供的驱动力向向 IC10 单晶合金与GH3039 高温合金母材中大量扩散， 但是由于降熔元素 B 和 Si 在液相中的扩散速率大于在固相中的扩散速率， 这就会导致降熔元素在固液相界面附近的富集， 这些降熔元素在固液相界面处的富集直接导致了 固液相界面处的母材熔点降低并发生熔化， 固液相界面向两侧母材移动， 液

GH3128产品概述

GH3128是以钨、钼固溶强化并用硼、铈、锆强化晶界的镍基合金，具有高的塑性，较高的持久蠕变强度以及良好的抗氧化性和冲压、焊接等性能。其综合性能优于GH3044和GH3536等同类镍基固溶合金。适合制造在950℃下长期工作的航空发动机的燃烧室火焰筒、加力燃烧室壳体、调节片及其他高温零、部件，主要产品为冷轧薄板，也可供应热轧板、棒材、锻件、丝材和管材。

TLP 扩散焊技术发展很快， 至今在理论研究上也取得了很大的进展， 已由最初 的二元相图进行解释发展为使用动力学和热力学进行建模和模拟。 实现等温凝固是TLP 扩散焊的关键， 但是由于不同的材料具有不同的物理及化学性能， 在等温凝固过程中会发生极为复杂的扩散反应， 导致当前的等温凝固的理论研究对实际的 TLP扩散焊生产仍然起不到很好的指导作用。 本章的主要内容是在前面进行的一系列试验的基础之上， 结合相关理论对 IC10 单晶合金与 GH3039 高温合金 TLP 扩散焊接头界面形成机理进行分析。

IC10/GH3039 TLP 扩散焊接头界面形成过程 IC10 单晶合金与 GH3039 高温合金的 TLP 扩散焊过程分为以下四个阶段， 即： 中间层熔化、 中间层液相的扩展、 等温凝固以及最后的成分均匀化。 本文就根据上述四个阶段对 IC10 单晶合金与 GH3039 高温合金 TLP 扩散焊接头界面形成过程展开详细分析。

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中间层熔化 对于第一阶段， 随着焊接温度的升高， 在中间层熔化之前， 中间层与IC10单晶 合金及GH3039高温合金母材之间已经发生了 降熔元素的扩散， 主要是B元素的扩散， 这是由于B原子较小， 易发生扩散。 当焊接温度升高到中间层熔点的时候， 中间层液相开始熔化。 由于中间层熔化之前已经发生了降熔元素的扩散， 导致中间层靠近两侧母材的部分降熔元素含量较低， 熔点相对较高， 故熔化首先发生在中间层的中间位置。 随着焊接温度的继续升高， 液相向两侧母材不断扩展， 最后全部熔化。图5-1给出了此阶段的示意图。

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中间层液相的扩展 当中间层实现完全熔化之后， 便进入 TLP 扩散焊的第二阶段： 中间层液相的扩 展。 这个阶段的主要现象是液相区宽度增大， 即固液界面向两侧母材方向发生移动。液态中间层中的降熔元素 B 和 Si 由于浓度差提供的驱动力向向 IC10 单晶合金与GH3039 高温合金母材中大量扩散， 但是由于降熔元素 B 和 Si 在液相中的扩散速率大于在固相中的扩散速率， 这就会导致降熔元素在固液相界面附近的富集， 这些降熔元素在固液相界面处的富集直接导致了 固液相界面处的母材熔点降低并发生熔化， 固液相界面向两侧母材移动， 液相区宽度增大， 与此同时， 扩散进入母材中的B 和 Si 则会与母材中的合金元素发生化学反应， 在母材中析出一些化合物相。

但是由于中间层中的降熔元素含量是固定的， 随着扩散过程的不断进行， 液态中间层中降熔元素的浓度梯度不断下降， 扩散所需的驱动力逐渐减小， 直到最后达到平衡，母材不再熔化。 此时中间层液相扩展过程结束， 液态中间层的宽度达到最大值。 图5-2 给出了此阶段的示意图。

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由之前的试验结果可知， GH3039 高温合金一侧 DZ 区的析出相为硼化物， IC10单晶合金一侧 DZ 区的析出相为硅化物和硼化物。 分析认为， 硅化物只在 IC10 单晶一侧 DZ 区析出与 Si 元素选择性向 IC10 单晶合金一侧大量扩散有关。 关于硼化物的形成与扩散等问题， 业界学者存在较多争议。

在之前的试验中可以观察到， 在1050℃/2h 及 1100℃/2h 的参数下， IC10/BNi2/GH3039 接头中 GH3039 高温合金一侧的 DZ 区可以观察到富 Cr 的硼化物， 但是在 1150℃/2h 及 1200℃/2h 的参数下，却没有观察到 Cr 的硼化物， 这个现象可用以下机制进行解释。在熔化过程结束之前， 降熔元素 B 已经向母材中发生显著的扩散， 当降熔元素 B 在母材中的浓度超过其在母材中的溶解度时， 就会在母材中形成并析出这些化合物相， 这些析出的化合物在之后长时间的等温过程中会发生扩散， 在形貌上变小，甚至消除。 这种机制解释了 GH3039 母材一侧 DZ 区硼化物的形成与消失。

GH3128化学成分

Cr

Ni

W

Mo

Al

Ti

19-22.0

余量

7.5-9.0

75-9.0

0.40-0.80

0.4-0.8

Fe

C

Mn

Si

P

S

≤0.20

≤0.05

≤0.50

≤0.80

≤0.013

≤0.013

图 5-3 为 1050℃/2h 参数下使用 BNi2 中间层 TLP 扩散焊 IC10 单晶合金与 GH3039 高温合金获得的接头组织， 由图可以看出， 接头中某些晶粒是由两部分组成的， 即 GH3039 高温合金一侧 DZ 区存在较多析出相的镍基固溶体（A） 和 ISZ区的镍基固溶体（B）。 分析可知， 这种现象的发生就是由中间层液相的扩展造成的。

随着液相区的扩展， 晶粒不断被熔化掉， 当液相区扩展结束时， 晶粒未被完全融化，在之后的凝固过程中， 液态金属依附在未熔化的晶粒上形核， 向焊缝中央进行生长，最终形成这样半熔化的晶粒。 同样， 在紧挨 IC10 单晶合金一侧 DZ 区的 ISZ 区出现一个长条状的晶粒（C）， 其形成原因同样可以用中间层液相的扩展进行解释。

GH3128应用领域

• 航空发动机燃烧室火焰筒、加力燃烧室壳体、调节片

• 燃气轮机燃烧室的结构件

• 涡轮发动机燃烧室零部件

• 加力燃烧室零部件

• 航空发动机主燃烧室、加力燃烧室

• 航空发动机焊接结构件

• 发动机安装边、导管

• 导向叶片零部件