本發(fā)明涉及焊接材料，具體是一種中間層合金，更為具體的說(shuō)，本發(fā)明是Mar-M247高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接用的中間層合金，以及該中間層合金的制備方法和使用方法。

背景技術(shù)：
鎳基高溫合金具有優(yōu)異的力學(xué)性能，在各種動(dòng)力機(jī)械設(shè)備上得到了廣泛的應(yīng)用，例如燃?xì)廨啓C(jī)的葉片等。鎳基高溫合金在應(yīng)用中通常涉及焊接處理工藝，例如重燃空心導(dǎo)葉的插件焊接、單只葉片的成組焊接等。由于鎳基高溫合金中含有較高百分?jǐn)?shù)的γ’(Ni3Al相)，傳統(tǒng)的熔焊技術(shù)和釬焊技術(shù)因無(wú)法滿(mǎn)足技術(shù)要求而難以適用。瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接(TransientLiquidPhaseBonding，簡(jiǎn)稱(chēng)為T(mén)LP連接或過(guò)渡液相擴(kuò)散連接)是一種具有釬焊和擴(kuò)散優(yōu)點(diǎn)的連接工藝，能夠產(chǎn)生很強(qiáng)的、無(wú)界面的、無(wú)中間層殘留的焊接接頭，被廣泛應(yīng)用到鎳基高溫合金的焊接處理上。瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接的技術(shù)原理是，通過(guò)在被連接件之間放置含有降熔元素并與母材成分接近的中間層，加熱至高于中間層熔點(diǎn)但低于母材熔點(diǎn)的溫度，中間層熔化形成液相，在保持溫度不變的同時(shí)，由于降熔元素硼向母材擴(kuò)散而使得中間層液相含量逐漸降低，從而在高溫下順序凝固，形成連接接頭。由此可見(jiàn)，瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接的一大關(guān)鍵技術(shù)點(diǎn)在于中間層合金的材料上。目前，現(xiàn)有技術(shù)中所披露的關(guān)于鎳基高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接用的中間層合金的技術(shù)很多，例如中國(guó)專(zhuān)利文獻(xiàn)公開(kāi)的“用于瞬態(tài)液相連接鎳基單晶高溫合金的中間層合金及其制備”(公開(kāi)號(hào)：CN101497953，公開(kāi)日：2009年8月5日)、“一種鎳基合金中間層及其TLP焊高溫合金新工藝”(公開(kāi)號(hào)：CN104404307，公開(kāi)日：2015年3月11日)等。這些中間層合金有些是針對(duì)于特定的鎳基高溫合金的，有些是一般鎳基高溫合金通用的。Mar-M247高溫合金是一種在地面燃?xì)廨啓C(jī)及航空發(fā)動(dòng)機(jī)中使用較為廣泛的鑄造高溫合金，相較于一般的鎳基高溫合金而言，它具有優(yōu)異的高溫抗蠕變性能及耐疲勞性能(該合金體積中的γ’(Ni3Al相)百分含量高達(dá)60％以上)。由于Mar-M247高溫合金的特殊性，現(xiàn)有技術(shù)中沒(méi)有披露出與其相匹配的中間層合金。目前，Mar-M247高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接通常采用一般的商用中間層合金，這些商用中間層合金，一方面，在瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接中難以達(dá)到技術(shù)要求的效果；另一方面，商用中間層合金所含的降熔元素(例如Si、P)容易形成對(duì)力學(xué)性能有害的析出相。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明的發(fā)明目的在于：針對(duì)上述Mar-M247高溫合金的特殊性以及現(xiàn)有技術(shù)的不足，提供一種專(zhuān)門(mén)針對(duì)Mar-M247高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接用的中間層合金，以及該中間層合金的制備方法和使用方法。本發(fā)明所采用的技術(shù)方案是，一種中間層合金，所述中間層合金用于鎳基高溫合金的瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接，所述中間層合金的化學(xué)成分按下述質(zhì)量百分比計(jì)算：Cr2.5～3.5％、W8.0～11.0％、Co0.0～2.0％、Ta0.0～1.5％、B2.0～4.0％、余量為Ni和必要雜質(zhì)元素；所述鎳基高溫合金為Mar-M247高溫合金。進(jìn)一步的，所述中間層合金為厚度10～100微米的非晶態(tài)或微晶態(tài)的箔帶狀結(jié)構(gòu)。上述中間層合金的制備方法，包括下列順序步驟：1).按照中間層合金的配方量選取原料，原料中的化學(xué)成分Ni、W、Cr、Co、B、Ta的純度不低于99.9％；2).以真空感應(yīng)熔煉方式將步驟1)的配方原料熔煉成合金錠；3).在高純Ar氣保護(hù)下，采用單棍甩帶機(jī)以急速冷卻方式將步驟2)的合金錠進(jìn)行快速凝固，得到厚度為10～100微米的箔帶狀中間層合金。上述中間層合金的使用方法，包括下列順序步驟：1).將Mar-M247高溫合金零件的連接端面進(jìn)行打磨處理，使連接端面平整，精細(xì)測(cè)量待連接端面的尺寸；2).將箔帶狀的中間層合金進(jìn)行清潔處理；并將中間層合金裁剪成與待連接端面相近的形狀，裁剪后的中間層合金相比待連接端面在長(zhǎng)、寬方向均多出1～5mm；3).將步驟2)的中間層合金放置在步驟1)的Mar-M247高溫合金零件的連接端面上，使中間層合金處在兩兩相對(duì)的Mar-M247高溫合金零件的連接端面之間并固定；4).在真空熱處理爐內(nèi)，對(duì)步驟3)中的Mar-M247高溫合金零件進(jìn)行瞬時(shí)液相連接；所述真空熱處理爐內(nèi)的真空度為2～8-3Pa，升溫速度為8～12℃/min；在1130～1170℃的條件下保溫2.5～6.5h，待Mar-M247高溫合金零件的接頭達(dá)到完全等溫凝固后結(jié)束保溫；保溫結(jié)束后進(jìn)行爐冷，冷卻速度為8～12℃/min；5).在真空熱處理爐內(nèi)，對(duì)步驟4)中的Mar-M247高溫合金零件進(jìn)行均勻化處理；所述真空熱處理爐內(nèi)的真空度為8～12-3Pa，升溫速度為8～12℃/min；在1180～1220℃的條件下保溫4.5～8.5h；保溫結(jié)束后進(jìn)行爐冷，冷卻速度約為8～12℃/min；6).在大氣爐內(nèi)，對(duì)步驟5)的Mar-M247高溫合金零件進(jìn)行時(shí)效熱處理；在850～890℃的條件下保溫30～50h；保溫結(jié)束后進(jìn)行空冷。本發(fā)明的有益效果是：上述中間層合金的原料配比專(zhuān)門(mén)針對(duì)Mar-M247高溫合金的材料特性而設(shè)計(jì)，各化學(xué)成分之間相互協(xié)作、配伍，與Mar-M247高溫合金的材料成分相接近，且不會(huì)形成有害的析出相，同時(shí)能夠有效抑制有害硼化物的過(guò)量析出，針對(duì)性強(qiáng)、可靠實(shí)用。附圖說(shuō)明圖1是本發(fā)明所形成瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接接頭的金相結(jié)構(gòu)圖。具體實(shí)施方式本發(fā)明為針對(duì)Mar-M247高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接用的中間層合金。現(xiàn)以列表的方式舉出本發(fā)明的兩個(gè)優(yōu)選實(shí)施例，并附以多個(gè)商用中間層合金的對(duì)比實(shí)施例，以此詳細(xì)說(shuō)明本發(fā)明，具體詳見(jiàn)表1。表1本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例及對(duì)比實(shí)施例上表中的余量除了為Ni外，還包含有不可缺少的必要雜質(zhì)元素。本發(fā)明為厚度10～100微米的非晶態(tài)或微晶態(tài)的箔帶狀結(jié)構(gòu)，具體厚度視使用要求而定(例如15微米、30微米、50微米或85微米等)。本發(fā)明的制備方法包括下列順序步驟：1).按照上表的配方量選取原料，要求原料中的化學(xué)成分Ni、W、Cr、Co、B、Ta的純度不低于99.9％；2).以真空感應(yīng)熔煉方式將步驟1)的配方原料熔煉成合金錠；3).在高純Ar氣保護(hù)下，采用單棍甩帶機(jī)以急速冷卻方式將步驟2)的合金錠進(jìn)行快速凝固，得到厚度為10～100微米(例如15微米、30微米、50微米或85微米等)的箔帶狀中間層合金。本發(fā)明的各化學(xué)成分擇取思路詳述如下：1.關(guān)于鉻(Cr)元素的擇取Cr在鎳基高溫合金中主要溶解于γ固溶體中，使γ固溶體強(qiáng)度提高，起到固溶強(qiáng)化作用。同時(shí)Cr與C元素能形成一系列的碳化物，當(dāng)Cr、C含量比例合適時(shí)，主要在晶界形成M23C6型碳化物起到強(qiáng)化晶界的作用。但是，在瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接時(shí)，中間層合金中已添加的B元素會(huì)大量地?cái)U(kuò)散入母材(即Mar-M247高溫合金，下同)中，在此過(guò)程中B元素起到與C元素類(lèi)似的作用，若母材擴(kuò)散區(qū)的γ固溶體中含有較高含量的Cr元素，則B易與Cr結(jié)合在母材的擴(kuò)散區(qū)內(nèi)，形成大量的硼化物，這些硼化物中主要包含了Cr元素，當(dāng)硼化物形成后，母材中的部分W、Mo等元素也會(huì)進(jìn)入硼化物中替換Cr元素。其中，W元素是母材的重要強(qiáng)化元素，若W元素由γ固溶體進(jìn)入硼化物中，隨著γ固溶體中合金強(qiáng)化元素的損失，必然導(dǎo)致母材抗蠕變性能的下降。使用含Cr中間層進(jìn)行連接時(shí)，當(dāng)中間層中Cr含量較高時(shí)，母材擴(kuò)散區(qū)中的Cr元素不能充分?jǐn)U散入接頭中，在擴(kuò)散區(qū)中不能形成Cr含量的明顯梯度，擴(kuò)散區(qū)中依然保持了較高的Cr含量，這會(huì)在連接過(guò)程中形成大量的硼化物。而且，這些硼化物通常易于以針狀形態(tài)出現(xiàn)，這與高溫合金中針狀的σ相起到類(lèi)似的作用，裂紋易于在針狀相與母材界面處萌生，降低合金的的塑性，弱化合金的疲勞性能，易形成裂紋萌生源頭。使用本發(fā)明實(shí)施例1時(shí)，所含Cr約為3wt％的中間層在進(jìn)行連接后，擴(kuò)散區(qū)沒(méi)有形成針狀硼化物(見(jiàn)圖1所示)。因此，本發(fā)明將Cr的含量上限在3.5wt％以下；同時(shí)，為了保證在均勻化處理后，接頭中的Cr含量不至于太低而影響接頭的耐熱腐蝕性能，將Cr的含量下限設(shè)定在2.5wt％以上。如此，使用本發(fā)明，經(jīng)約1200℃均勻化處理約5h后，接頭中心的Cr含量可達(dá)到7wt％以上，已接近Mar-M247高溫合金母材的Cr含量水平。2.關(guān)于鎢(W)元素的擇取W原子半徑較大，其原子半徑比鎳、鈷大10～13％。W在鎳基高溫合金中部分溶解于γ固溶體中，起到非常強(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用，部分溶入γ’相中起強(qiáng)化作用，Mar-M247高溫合金中含有約10wt％的W進(jìn)行合金強(qiáng)化。在進(jìn)行TLP連接時(shí)，W在鎳中的擴(kuò)散系數(shù)(1200℃下約為2.0×10-15m2/s)比Co、Cr、Ta擴(kuò)散系數(shù)(1200℃下約為2.0～3.0×10-14m2/s)都要低約一個(gè)數(shù)量級(jí)，由于W的擴(kuò)散系數(shù)太低，相較于其它元素?cái)U(kuò)散慢的多，對(duì)比實(shí)施例1、對(duì)比實(shí)施例11(商用牌號(hào)MBF-80A)不含W的釬料即使在瞬時(shí)液相連接后，在約1200℃條件下進(jìn)行約5h的均勻化處理，仍難以保證接頭中有合適的W濃度，若均勻化時(shí)間過(guò)長(zhǎng)勢(shì)必造成工藝成本太高。對(duì)比實(shí)施例2及對(duì)比實(shí)施例3～10中分別含有5～7wt％及4～5wt％的W含量，但按照菲克擴(kuò)散定律進(jìn)行計(jì)算，即使中間層含有約6wt％的W，在約1200℃均勻化處理約20h后，接頭中心的W含量仍難以達(dá)到8wt％。因此，為了保證TLP接頭有接近于Mar-M247高溫合金母材的蠕變強(qiáng)度，中間層合金中的W含量應(yīng)盡可能的高，但為了避免析出μ相及M6C相等有害相，W含量的上限不宜高出Mar-M247高溫合金母材太多，因而本發(fā)明將W含量限定在8～11wt％。3.關(guān)于鈷(Co)元素的擇取Co在鎳基高溫合金中進(jìn)入γ固溶體中起固溶強(qiáng)化作用，其固溶強(qiáng)化效果低于W，接頭中應(yīng)含有適量的Co以增強(qiáng)蠕變性能，Co相較W擴(kuò)散系數(shù)高約一個(gè)數(shù)量級(jí)，而且當(dāng)Co含量達(dá)到5wt％，接頭的蠕變持久性能(尤其是穩(wěn)態(tài)蠕變速率)即能接近Mar-M247母材的水平。Co作為稀缺金屬價(jià)格昂貴，為盡可能節(jié)約中間層合金的成本，相較于對(duì)比實(shí)施例2、對(duì)比實(shí)施例3～10、對(duì)比實(shí)施例12含有較高的Co含量，本發(fā)明將Co元素的含量限定在0～2wt％之間，通過(guò)均勻化處理進(jìn)行擴(kuò)散，以滿(mǎn)足接頭中含有適當(dāng)含量的Co。本發(fā)明的Co含量約為2％wt時(shí)，在連接中，接頭經(jīng)過(guò)約1200℃/5h均勻化處理后，接頭中心的Co含量可達(dá)7wt％以上。4.關(guān)于鉭(Ta)元素的擇取Ta在鎳基高溫中大部分進(jìn)入γ’相中，同時(shí)增強(qiáng)γ’相強(qiáng)化效果并提高γ’相的體積百分?jǐn)?shù)。Mar-M247高溫合金中含有約3wt％的Ta。Ta的價(jià)格非常昂貴，單價(jià)為鎳的26倍左右，為鈷的18倍左右，為控制中間層合金的成本，應(yīng)將Ta的添加量限定在合理的范圍內(nèi)，由于Ta在1200℃的擴(kuò)散系數(shù)約為2.5×10-14m2/s，與Cr、Co的擴(kuò)散系數(shù)相近，相較于對(duì)比實(shí)施例2～8而言，本發(fā)明不需要添加過(guò)多的Ta，并將Ta的含量限定在0～1.5wt％之間。5.關(guān)于鋁、鈦(Al、Ti)元素的考慮Al在鑄造高溫合金中大部分形成Ni3Al-γ’相，γ’相是高溫合金的主要強(qiáng)化相，γ’相的數(shù)量在一定程度上決定了合金的抗蠕變性能。Ti可以替換γ’相中的Al，增加Ti的含量，可以進(jìn)一步提高γ’相的含量。Mar-M247高溫合金中含有約5.5wt％的Al及1.0wt％的Ti。本發(fā)明相較對(duì)比實(shí)施例3～8、對(duì)比實(shí)施例12而言，不添加Al、Ti元素，一則是由于添加Al、Ti元素后，在制備非晶態(tài)中間層合金時(shí)，Al、Ti元素易于同Ni元素形成晶態(tài)相Ni3(Al,Ti)，從而易降低中間層箔帶的成型性能；另一方面，Al在1200℃下的擴(kuò)散系數(shù)約為1.4×10-13m2/s，Ti的擴(kuò)散系數(shù)約為8×10-14m2/s，相較W、Co、Cr、Ta的擴(kuò)散能力強(qiáng)很多，其中Al的擴(kuò)散系數(shù)幾乎高出Cr、Co、Ta一個(gè)數(shù)量級(jí)。因此，本發(fā)明不添加Al、Ti，接頭在1200℃經(jīng)過(guò)5h均勻化處理后，接頭中心的Al含量可達(dá)5.36wt％，Ti含量達(dá)到0.92wt％，幾乎接近于Mar-M247高溫合金母材的含量水平，可保證接縫內(nèi)能夠形成足夠的γ’相。6.關(guān)于其它元素的考慮本發(fā)明中未加入降熔元素Si、P，防止在瞬時(shí)液相連接過(guò)程中有害相的析出。例如，Si元素在高溫?cái)U(kuò)散入Mar-M247高溫合金母材后，容易形成具有復(fù)雜面心立方結(jié)構(gòu)的G相，其中包含有大量的母材強(qiáng)化元素，從而降低母材中強(qiáng)化合金元素含量，降低母材力學(xué)性能；P元素易于偏聚于晶界，降低晶界強(qiáng)度。本發(fā)明中未添加Mo元素，這是由于Mo的擴(kuò)散系數(shù)也相對(duì)較高，而且Mo易于與W、C結(jié)合形成M6C相。申請(qǐng)人將本發(fā)明實(shí)施例1和實(shí)施例2的產(chǎn)品在Mar-M247高溫合金的瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接上進(jìn)行了應(yīng)用，具體的使用方法包括下列順序步驟：1).將Mar-M247高溫合金零件的待連接端面尺寸進(jìn)行精細(xì)測(cè)量，待連接端面為矩形，其結(jié)構(gòu)尺寸約為65～75mm(例如65mm、70mm或75mm等)×55～65mm(例如55mm、60mm或65mm等)×25～35mm(例如25mm、30mm或35mm等)；將待連接端面進(jìn)行打磨處理，具體的，將Mar-M247高溫合金零件的連接端面用精磨車(chē)床磨光，再經(jīng)過(guò)800號(hào)SiC砂紙進(jìn)行打磨；2).將箔帶狀的中間層合金以清洗的方式進(jìn)行清潔處理；并將中間層合金裁剪成很多的矩形塊，每塊矩形塊的尺寸對(duì)應(yīng)于Mar-M247高溫合金零件的連接端面的尺寸(通常，裁剪后的中間層合金相比待連接端面在長(zhǎng)、寬方向均多出1～5mm，例如2mm、3mm或5mm)，中間層合金的每塊矩形塊的結(jié)構(gòu)尺寸約為28～38mm(例如28mm、33mm或38mm等)×60～70mm(例如60mm、65mm或70mm等)；3).將步驟2)的中間層合金矩形塊放置在步驟1)的Mar-M247高溫合金零件的連接端面上，使每塊中間層合金處在兩兩相對(duì)(即連接端面相對(duì)的兩個(gè)零件)的Mar-M247高溫合金零件的連接端面之間，并通過(guò)夾具進(jìn)行固定，以防止箔帶在裝爐過(guò)程中發(fā)生滑動(dòng)現(xiàn)象；4).在真空熱處理爐內(nèi)，對(duì)步驟3)中的Mar-M247高溫合金零件進(jìn)行瞬時(shí)液相連接；所述真空熱處理爐內(nèi)的真空度為2～8-3Pa(例如2-3Pa、4-3Pa或8-3Pa等)，升溫速度為8～12℃/min(例如8℃/min、10℃/min或12℃/min等)；在1130～1170℃(例如1130℃、1150℃或1170℃等)的條件下保溫2.5～6.5h(例如6.5h、4h或2.5h等)，待Mar-M247高溫合金零件的接頭達(dá)到完全等溫凝固后結(jié)束保溫；保溫結(jié)束后進(jìn)行爐冷，冷卻速度為8～12℃/min(例如8℃/min、10℃/min或12℃/min等)；5).在真空熱處理爐內(nèi)，對(duì)步驟4)中的Mar-M247高溫合金零件進(jìn)行均勻化處理；所述真空熱處理爐內(nèi)的真空度為2～8-3Pa(例如2-3Pa、4-3Pa或8-3Pa等)，升溫速度為8～12℃/min(例如8℃/min、10℃/min或12℃/min等)；在1180～1220℃(例如1180℃、1200℃或1220℃等)的條件下保溫4.5～8.5h(例如4.5h、6.5h或8.5h等)；保溫結(jié)束后進(jìn)行爐冷，冷卻速度約為8～12℃/min(例如8℃/min、10℃/min或12℃/min等)；6).在大氣爐內(nèi)，對(duì)步驟5)的Mar-M247高溫合金零件進(jìn)行時(shí)效熱處理；在850～890℃(例如850℃、870℃或890℃等)的條件下保溫30～50h(例如50h、40h或30h等)；保溫結(jié)束后進(jìn)行空冷。申請(qǐng)人將上表中的對(duì)比實(shí)施例11的產(chǎn)品，亦在Mar-M247高溫合金的瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接上進(jìn)行了應(yīng)用。本發(fā)明產(chǎn)品和對(duì)比實(shí)施例11產(chǎn)品在Mar-M247高溫合金上均勻化處理后，接頭中心元素的含量對(duì)比結(jié)果如表2所示。表2Mar-M247高溫合金上均勻化處理后的接頭中心元素的含量對(duì)比結(jié)果通過(guò)表2可以清楚的看出：本發(fā)明在Mar-M247高溫合金上均勻化處理后，接頭中心元素的含量更加的接近于Mar-M247高溫合金的含量水平，進(jìn)而有效滿(mǎn)足Mar-M247高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接的技術(shù)要求。同時(shí)，申請(qǐng)人將本發(fā)明產(chǎn)品和對(duì)比實(shí)施例11產(chǎn)品在Mar-M247高溫合金上形成的瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接連接頭進(jìn)行了蠕變性能檢測(cè)，檢測(cè)結(jié)果見(jiàn)表3所示。表3瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接接頭的蠕變壽命檢測(cè)結(jié)果實(shí)驗(yàn)溫度(℃)實(shí)驗(yàn)應(yīng)力(MPa)蠕變斷裂時(shí)間(h)本發(fā)明實(shí)施例198020081.24本發(fā)明實(shí)施例298020083.69對(duì)比實(shí)施例1198020036.03Mar-M247母材98020096.20通過(guò)表3可以清楚的看出：使用本發(fā)明產(chǎn)品在Mar-M247高溫合金上形成的瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接接頭的蠕變性能更加的接近于Mar-M247高溫合金母材的蠕變性能。