CMSX

0 前言

镍基高温合金具有优良的高温性能，近年来广泛用于商业航空燃气喷气发动机涡轮叶片中[1]。CMSX-4是第二代镍基单晶高温合金，是在第一代CMSX系列单晶的基础上大幅度添加了难熔元素Re，显微组织主要由γ′相和γ相组成。由于发动机涡轮叶片具有复杂的型腔结构，单凭铸造技术难以实现整体制造，需采用连接技术。绝大多数高温合金用熔焊的方法连接极易产生熔焊裂纹[2]。例如，用钨极氩弧焊连接CMSX-4单晶，焊接接头会出现凝固裂纹[3]。瞬间液相扩散焊(Transient liquid phase bonding，简称TLP连接)是美国研究者针对镍基高温合金发明的一种新型焊接方法[4]。该方法是利用中间层合金内降熔点元素的扩散，在待焊母材界面形成瞬间液相，之后发生等温凝固实现母材的连接。

公立医院预算编制涉及各个部门，涉及的原因很多，如准备不充分，部门之间缺乏有效沟通，部门之间预算差异大，往往导致预算编制偏差，预算编制和实际脱离，实施不强。 职能部门在预算报告中具有很大的随机性，预算管理与资产管理不协调。决策者对财务数据的不准确把握给预算带来了困难，并为公立医院的预算编制创造了风险点。

试验产量结果表明（表5），处理1和处理2较对照处理3均极显著增产，分别增产15.12%和11.84%。处理1比处理2增产，但不显著。处理1中KX9384经济性状各项数据均好于处理2，是处理1总产高的原因。西蒙6号处理1和处理2经济性状基本一致；但因为密度大，处理1和处理2果穗比对照处理3小，粒重小（表6）。

优良的TLP连接接头不存在共晶相，且显微组织和力学性能与母材相近。为此需要合理选择中间层合金的组分，并控制TLP连接的工艺参数，如压力、加热温度、保温时间等[5-6]。过去的研究多以Ni-Si-B和Ni-Cr-B系中间层合金对多晶高温合金进行TLP连接，但连接区含量较高的B易生成含大块脆性硼化物的共晶[7]，破坏了基体原始的显微组织，显微硬度在此区域内发生显著的改变[8]，影响了接头的力学性能。为消除连接区的硼化物，需长时间均匀化处理并减小中间层合金厚度，这增加了连接工艺的难度。

仙草胶是仙草中含有的具有凝胶性的多糖，仙草胶含量的高低是衡量仙草质量的重要指标。利用仙草胶的凝胶特性，将仙草用水煎熬数小时、过滤、取过滤液加入适量的淀粉后煮熟、冷却，即可得黑褐色、半透明的凝胶。由仙草提取的仙草胶具有很好的凝胶性、流变性和稳定性[4,5]。谌国莲等[6]报道，仙草胶具有超过一般食品胶的热稳定性, 具有很好的耐热性和耐碱性。因此，仙草提取液作为新型天然食品胶或增稠剂有广阔的开发前景。

文中选择Si作为主要的降熔点元素对CMSX-4进行连接，Si在镍基单晶中的固溶程度较高，在连接区形成硅化物的可能性较小。在不同的参数条件下对CMSX-4镍基单晶高温合金进行TLP连接，着重研究TLP工艺参数对接头组织和性能的影响。通过改变工艺参数实现组织调控，从而获得理想的接头力学性能。采用SEM和EDS研究不同参数条件下形成的焊接接头的显微组织和第二相分布特征，并通过常温和高温拉伸试验研究不同参数下接头的力学性能及其与组织的关联性。

1 试验材料及方法

试验材料为第二代镍基单晶高温合金CMSX-4为基体合金，其熔点为1 320～1 380 ℃；选用含Si的BNi-5箔片作为中间层合金，其熔化温度范围在1 080～1 135 ℃。基体材料和中间层合金材料的化学成分见表1。其中，CMSX-4采用<001>取向的铸态合金单晶试棒；而中间层合金制成直径13 mm，厚30 μm的箔片。

【病因】由原生动物的纤毛虫，贪食迈阿密虫（Miamiensis avidus）寄生所引起。该虫为长20～45μm的泪滴形，全身有纤毛，运动活泼。在鳍条基质、体表鳞囊内、真皮下的结缔组织和脑等高密度寄生，用显微镜观察各组织抹片或压片标本可以检出该虫。未见报道脑内寄生的其他纤毛虫。该虫为条件性寄生，池塘中剩下的饵料、死鱼是其喜爱的生存场所。

表1 TLP试验所用合金材料名义化学成分 (质量分数，%)

NiCoCrWReAlMoTiTaSiHfCCMSX⁃4余量9．66．56．435．60．61．06．5—0．1—BNi⁃571—18．5～19．5——————9．75～10．5—0．1

TLP连接试验所用设备为KCE-FCT-HP D25/4-SD放电等离子体烧结(Spark Plasma Sintering，SPS)炉，在真空条件下通过脉冲电流对试样进行直接加热，升温速度快，能大大地缩短TLP连接完成的时间。其最高加热温度可达2 400 ℃，施加压力范围为5～250 kN，冷态最高真空度为5 Pa。具体方案如图1所示。采用JSM-7 800F扫描电子显微镜对于焊接接头组织进行观测表征，采用INCA软件进行EDS能谱分析。采用Zwick Z050高温力学试验机进行常温拉伸试验和760 ℃高温拉伸试验测定接头的力学性能，试样加工如图2所示。

1061 隐源性脑卒中合并卵圆孔未闭患者的临床特点分析 姜 乐，沈红健，沈 芳，张 萍，吴 涛，邓本强

图1 试样与石墨夹具装配示意图

图2 拉伸片试样尺寸示意图

2 试验结果与讨论

2.1 TLP接头组织特征及其影响因素

2.1.1 加热温度对接头界面组织的影响

保温时间为20 min，压力为5 kN，加热温度分别为1 160 ℃，1 180 ℃，1 200 ℃，1 220 ℃参数条件下TLP连接接头组织特征对比试验结果如图3所示。当加热温度为1 160 ℃时(图3a～3b)，焊缝中心区不存在非热凝固区(Athermally Solidified Zone，ASZ)，仅存在等温凝固区(Isothermal Solidification Zone, ISZ)、扩散影响区(Diffusion Affected Zone, DAZ)和母材区(Base Metal，BM)。部分中间层合金被挤出，焊缝宽度在20～30 μm之间。焊缝中间存在大量明显的孔洞。对接头处生成物进行EDS分析，焊缝中心存在富Cr的化合物(A点)，DAZ中存在富W,Cr的化合物(B点)，等温凝固区(C点)是类似于母材区(D点)的镍基固溶体相。当焊接温度达到1 180 ℃时(图3c～3d)，TLP接头中仅存在ISZ和BM区，不存在DAZ，可见在温度足够的情况下，DAZ不容易生成。焊缝中心的孔洞大幅度减少，焊缝中心形成长条状的镍铝化合物(E点)。图3e所示是焊接温度为1 200 ℃下TLP接头的显微组织。可见焊缝中心第二相粒子的尺寸进一步缩小，焊缝中第二相粒子由球状的镍铝化合物组成(F点)。当焊接温度为1 220 ℃(图3f)时焊缝中心第二相粒子的尺寸相比于1 200 ℃有所增大，而且第二相粒子的元素组成也发生了极大的改变，形成了富Al化合物(G点)，化合物中的Al元素大大提高。图3中所标记的各点的化学成分分析结果如表2所示，表中仅记录了主要元素。

图3 不同加热温度CMSX-4合金TLP连接区SEM形貌(保温20 min，压力5 kN)

除了加热温度为1 160 ℃时接头形成了DAZ外，其他三组参数的接头均实现充分的扩散，不存在DAZ，但接头组织形貌存在较大差异，通过对比可见，随着温度的上升，焊缝中间的孔洞大幅减少。在1 160 ℃时，元素的扩散较缓慢，Cr元素没来得及与母材充分扩散，凝固过程就开始进行，导致Cr在焊接接头附近的含量较高，在扩散影响区中形成了Cr,W化合物(Cr：21.9%)，焊缝中心形成Cr含量更高的富Cr化合物(Cr：49.99%)，随着温度升高，Cr元素扩散的速率变快，充分进入母材，此时焊缝中心Cr元素含量保持在较低水平(Cr：<11%)，焊缝中间不再生成富Cr化合物，此时母材中富含的Al元素反向扩散到焊缝中心，形成镍铝化合物，温度由1 180 ℃上升到1 200 ℃时，镍铝化合物的Al含量由11.26%上升到18.82%。1 220 ℃温度进一步提高时，母材中的Al元素大量扩散到焊缝中心，形成了富Al的化合物，富Al化合物中的Al元素含量激增至65.67%。

表2 CMSX-4合金TLP接头在不同温度下保温20 min后ISZ和DAZ各标记点的EDS分析结果 (质量分数，%)

类别NiCoCrWReAlTiTaSiA6．121．0349．9926．839．040．170．273．020B15．703．8321．9642．628．550．780．3401．00C67．445．2315．053．210．913．790．461．051．54D64．037．775．276．362．065．610．956．590．11E45．656．428．440011．262．8701．48F36．751．0310．515．35018．823．805．430．70G16．2400．260065．671．6500

2.1.2 保温时间对接头界面组织的影响

焊接温度为1 200 ℃，压力为10 kN，保温时间分别为5 min,10 min,20 min参数条件下的TLP接头组织特征对比试验结果如图4所示。可以看到，在1 200 ℃和10 kN的条件下，焊接接头中几乎不存在孔洞。随着时间延长，焊缝的宽度增加。保温时间为5 min时，接头存在ASZ区，如图4a～4b所示。对焊接接头微观组织做线扫描分析，发现ASZ区含有大量的Cr,Si，如图5a所示，说明保温5 min时等温凝固尚未完成，中间层合金通过降温凝固的方式留在了接头界面处，其组织为富Cr的硅化物和镍基固溶体，如图4b,表3中H点标记所示。保温时间为10 min时，接头已经实现等温凝固，说明在SPS烧结炉中，较高的加热温度和保温时间加快了元素扩散的速率，使得等温凝固能够快速完成，通过元素线扫描可以看到，接头元素分布较为均匀(图5b)，仅有Cr元素在焊缝中心比母材中分布得稍高一些，这是由于Cr元素原子质量较Si元素重，扩散慢所致。当保温时间为10 min时，焊缝中心局部区域还形成镍铝化合物，如图4c,表3中I标记点所示。随着保温时间进一步延长至20 min时，等温凝固完全完成，焊缝中心局部区域形成镍铝化合物的Al含量进一步提高，如图4d所示,表3中J标记点所示。也有相关研究表明用Ni-Si-B中间层合金在1 065 ℃连接NiAl基体，原来没有Al的中间部分形成了含Al的共晶相，并随保温时间从5 min延长至20 min，共晶中Al元素含量会由2%增加到6%[9]，这与文中试验结果相一致。采用含Hf的中间层合金连接CMSX-4合金，在真空钎焊炉中加热至1 290 ℃保温24 h后，等温凝固才基本完成[10]。文中使用电流加热的等离子体烧结炉，加快了元素的扩散，10 min时就能完成等温凝固，大大提高了TLP连接的效率。

2.2 TLP接头性能及其影响因素

2.2.1 加热温度对接头力学性能的影响

图6所示为加热温度分别为1 160 ℃,1 180 ℃,1 200 ℃,1 220 ℃，保温时间为20 min，压力为5 kN参数下，CMSX-4合金TLP接头在常温和760 ℃高温下的拉伸试验结果。其中焊接温度为1 160 ℃时获得的TLP接头在预紧力下即发生断裂，未获得抗拉强度。焊接温度为1 200 ℃下获得的TLP接头拉伸试样断于母材处，其余拉伸试样均断于焊缝处。其中，焊接温度为1 200 ℃的TLP接头抗拉强度最高，常温抗拉强度达到母材的95%，760 ℃高温抗拉强度达到母材的99%(测得母材的常温抗拉强度为1 123 MPa，760 ℃高温抗拉强度为1 186 MPa)。

图4 不同保温时间CMSX-4合金TLP连接区SEM形貌(加热温度1 200 ℃，压力10 kN)

图5 CMSX-4合金TLP接头1 200 ℃保温不同时间线扫描元素分布

表3 CMSX-4合金TLP接头加热至1 200 ℃保温不同时间后ISZ和ASZ中各标记点EDS分析结果(质量分数，%)

类别NiCoCrWReAlTiTaSiH6．081．6860．3414．682．880．370．080．312．23I38．433．136．420．690．4212．917．931．150．90J45．511．169．278．224．2016．260．280．610

对常温拉伸试样断口进行形貌观察，发现焊接温度为1 160 ℃的TLP接头拉伸试样断口上有大量准解理面，是明显的脆性断裂，如图7a所示。断裂的试样几乎无塑性变形，大部分断裂面十分平坦，也有局部断裂面比较粗糙，平坦处富含Cr元素，为富Cr化合物，粗糙的断裂面为镍基固溶体。试样断裂的原因是接头的连接界面处形成了富Cr化合物，降低了接头的力学性能。焊接温度为1 180 ℃的TLP接头试样断口上平坦的解理面减少，而粗糙的断裂面比例提高，如图7b所示，此时富含Cr的化合物数量大大减少，接头的抗拉强度大幅提高，说明温度上升有利于TLP接头连接强度的提升。焊接温度为1 200 ℃的TLP接头试样拉伸时则发生一定程度的塑性变形，断裂于母材，断口组织均为镍基固溶体，如图7c所示，此时焊接接头的性能达到最高。当焊接温度为1 220 ℃时，TLP接头的拉伸试样断口显示出韧窝的特征，如图7d所示，韧窝中存在富Al的化合物，富Al化合物的存在使接头的力学性能下降。

图6 不同拉伸试验温度下的抗拉强度

2.2.2 保温时间对接头力学性能的影响

图8所示为焊接压力10 kN，焊接温度1 200 ℃，保温时间分别为5 min,10 min,20 min参数条件下TLP接头拉伸试样在常温和760 ℃高温拉伸试验结果。其中保温时间为20 min的接头拉伸试样断裂于母材处，其余试样则均断裂于焊缝。由此可知，试样的抗拉强度随焊接保温时间的延长先下降后上升。

图7 不同焊接温度下TLP接头常温拉伸试样断口微观形貌

图9为不同保温时间下TLP接头常温拉伸试样断口形貌。保温时间为5 min时TLP接头拉伸断口处有富Cr的硅化物(图9a)，这是由于等温凝固未完成而形成的。当保温时间为10 min时，接头拉伸断口平坦处有富Cr的硅化物，而粗糙的断裂面为镍基固溶体，交界处存在较多的二次裂纹(图9b)，说明接头中有脆性相存在，富Cr硅化物的存在削弱了焊接接头的性能。

图8 不同焊接保温时间下的TLP接头抗拉强度

图9 不同保温时间下连接接头的拉伸试样断口微观形貌

3 结论

(1) 实现了含Si的BNi-5中间层合金对CMSX-4镍基单晶高温合金的TLP连接。结果表明，在1 200 ℃/5 kN/20 min的工艺参数下得到的焊接接头最好，组织分布较为均匀，常温下抗拉强度达到了母材的95%，760 ℃高温下抗拉强度达到了母材的99%。

(2) 温度对TLP连接过程的影响最显著，随着温度从1 160 ℃上升到1 220 ℃，接头界面处的孔洞明显减少。温度过低时，接头界面处会形成影响接头性能的DAZ。但温度过高时，Al元素大量从母材扩散到接头中，当焊缝中心形成富Al化合物时，焊接接头的强度会大大降低。

(3) 保温时间的延长有利于等温凝固过程的完全实现，此时Si元素完全扩散，有利于TLP接头强度的提高。

参考文献

[1] 孙晓峰, 金涛, 周亦胄,等. 镍基单晶高温合金研究进展[J]. 中国材料进展, 2012, 31(12):1-11.

[2] Wang Y L, Ojo O A, Ding R G, et al. Weld metal cracking in laser beam welded single crystal nickel base superalloys[J]. Materials Science & Technology, 2013, 25(1):68-75.

[3] Dye D, Conlon K T, Lee P D, et al. Welding of single crystal superalloy CMSX-4: experiments and modeling[J]. Superalloys, 2004 (2004): 485-491.

[4] Duvall D S. TLP bonding: a new method for joining heat resistant alloys[J]. Welding Journal, 1974, 53(4): 203-214.

[5] 毛唯, 李晓红, 周媛,等. DD3单晶合金TLP扩散焊接头的高温拉伸性能和持久性能[J]. 焊接, 2008(3):28-31.

[6] 万娣, 房卫萍, 陈和兴,等. 镍基高温合金TLP扩散焊中间层材料研究进展[J]. 焊接, 2016(8):20-23.

[7] 万娣, 房卫萍, 陈和兴,等. B含量对IC10合金TLP焊接用中间层材料及接头组织的影响[J]. 焊接, 2016(6):35-39.

[8] Pouranvari M, Ekrami A, Kokabi A H. Solidification and solid state phenomena during TLP bonding of IN718 superalloy using Ni-Si-B ternary filler alloy[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2013, 563(24):143-149.

[9] Gale W F, Fergus J W, Ingram W M, et al. Wettability of NiAl by a liquid Ni-Si-B alloy[J]. Journal of Materials Science, 1997, 32(18):4931-4940.

[10] 郁峥嵘, 丁贤飞, 曹腊梅,等. 第二、三代镍基单晶高温合金含Hf过渡液相连接[J]. 金属学报, 2016, 52(5):549-560.