４８ 材料工程／２０１０年１Ｏ期 镍基钎料钎焊ＧＨ５８６高温合金 Ｂｒａｚｉｎｇ ｏｆ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ Ｇ Ｈ ５ ８ ６ ｗｉｔｈ Ｎｉｃｋｅｌ—ｂａｓｅ Ｆｉｌｌｅｒ Ｍｅｔａｌｓ 李天文，郭万林，淮军锋 （ｔｔ京航空材料研究院焊接及锻压工艺研究室，北京１０００９５） ＬＩ Ｔｉａｎ—ｗｅｎ，ＧＵＯ Ｗａｎ—ｌｉｎ，ＨＵＡＩ Ｊｕｎ—ｆｅｎｇ （Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ ｏｆ Ｗｅｌｄｉｎｇ ａｎｄ Ｆｏｒｇｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ａｅｒｏｎａｕｔｉｃａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｂｅｉｊｉｎｇ １０００９５，Ｃｈｉｎａ） 摘要：采用非晶箔状ＢＮｉ８２ＣｒＳｉＢ和ＢＮｉ８１ＣｒＢ钎料以不同的保温时间进行钎焊实验，对钎焊接头进行了力学性能测试。 利用扫描电镜和能谱分析对钎焊接头微观组织和断口进行观察和分析。结果表明，在钎焊温度下延长钎焊时间（６０ｍｉｎ） 能够促进钎缝与扩散层的元素均匀分布，提高钎焊接头的室温和高温（９３０℃）拉伸性能。通过调整钎料合金成分，提高 了钎焊接头的拉伸性能，高温拉伸性能提高２２．５ 。接头断裂发生在近缝区基体一侧，断裂形式主要为沿晶断裂。同 时讨论了Ｓｉ，Ｂ等元素对钎焊接头的组织和性能的影响。 关键词：ＧＨ５８６高温合金；钎焊；扩散 中图分类号：ＴＧ４５４ 文献标识码：Ａ 文章编号：１【）（）１－４３８１（２０１０）１０－００４８～０５ Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ＧＨ５８６ ｗａｓ ｂｒａｚｅｄ Ｗｉｔｈ ＢＮｉ８２ＣｒＳｉＢ ａｎｄ ＢＮｉ８１ＣｒＢ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｆｏｉｌｓ ｆｏｒ ｄｉｆ ｆｅｒｅｎｔ ｈｏｌｄｉｎｇ ｔｉｍｅ．Ｔｈｅ ｊ ｏｉｎｔ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｗａｓ ｔｅｓｔｅｄ．Ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｗｅｒｅ ａｎａ ｌｙｚｅｄ ｂｙ ＳＥＭ ａｎｄ ＥＤＳ．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ，ｗｈｅｎ ｐｒｏｌｏｎｇｉｎｇ ｔｈｅ ｂｒａｚｉｎｇ ｔｉｍｅ（６０ｍｉｎ），ａｌｌｏｙ ｅｌｅ— ｍｅｎｔｓ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄ ｍｏｒｅ ｕｎｉｆｏｒｍｌｙ ｉｎ ｔｈｅ ｂｒａｚｅｄ ｓｅａｍ ａｎｄ ｔｈｅ ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ａｒｅａ，ａｎｄ ｔｈｅ ｊ ｏｉｎｔ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｎｏｔ ｏｎｌｙ ａｔ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｂｕｔ ａｌｓｏ ａｔ ９ ３０℃ｗａｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ．Ａｌｓｏ ｔｈｅ ｊ ｏｉｎｔ ｔｅｎｓｉｌｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｗｅｒｅ ｉｎ— ｃｒｅａｓｅｄ ｂｙ ａｄｊｕｓｔｉｎｇ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓ ｏｆ ｎｉｃｋｅｌ ｂａｓｅ ｆｉｌｌｅｒ ａｌｌｏｙｓ，ａｎｄ ｔｈｅ ｊｏｉｎｔ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｔ ９３０℃ ｗａｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ ２２．５ ．Ｔｈｅ ｏｉｎｔ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｃｃｕｒｒｅｄ ａｔ ｔｈｅ ｂａｓｅ ｍｅｔａ１ ｎｅａｒ ｔｈｅ ｂｒａｚｅｄ ｓｅａｍ，ｗｉｔｈ ａｎ ｉｎ— ｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｍｏｄｅ．Ｔｈｅ ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｅｌｅｍｅｎｔｓ Ｓｉ ａｎｄ Ｂ ｏｎ ｔｈｅ ｊ ｏｉｎｔ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒ— ｔｉｅｓ ｗａｓ ａｌｓｏ ｄｉｓｃｕｓｓｅｄ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ＧＨ５８６；ｂｒａｚｉｎｇ；ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ 高温合金既是航空发动机热区部件、航天发动机 各种高温部件的关键材料，又是舰船、能源、石油化工 工业领域耐热耐蚀部件的重要材料，在先进航空发动 性能的研究，采用不同成分的箔状镍基钎料进行工艺 实验，通过微观组织分析和接头力学性能的对比研究， 进而确认钎料合金元素及所选钎焊工艺对于钎焊 ＧＨ５８６合金的适应性和影响。 机中，高温合金的用量占到总质量的４０ ～６０ ，制 作的部件包括涡轮叶片、导向叶片、涡轮盘、压气机盘、 喷嘴和燃烧室等。在美国，高温合金在航空航天发动 机上的用量占到总用量的８５ 一。ｊ。ＧＨ１４１（Ｒｅｎｅ’ １ 实验材料及工艺方法 １．１ 基体材料 ４１）合金曾被国内外成功地用作火箭发动机涡轮盘，高 温性能优于国内外广泛应用的ＧＨ１６９（Ｉｎｃｏｎｅ１７１８）。 实验用基体材料为轧制后热处理状态的ＧＨ５８６ 高温合金棒坯（固溶状态７６０￣Ｃ／１６ｈ＋１０８０￣Ｃ／４ｈ），其 化学成分如表ｌ所示。 表１ ＧＨ５８６合金化学成分《质量分数／％） Ｔａｂｌｅ １ Ｃｈｅｍｉｃａｌ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓ ｏｆ ＧＨ５８６ 但ＧＨ１４１合金在８００～８５０℃区间的高温强度和持久 强度难以满足航天发展相应的工程要求。因而在其基 础上，沉淀强化镍基变形高温合金ＧＨ５８６就是为了 满足航天＿Ｔ业的发展需求而开发研制的一种新型高强 韧合金ｌ２ 。因ＧＨ５８６材料当前的使用方式较少涉 及钎焊加工，因而针对该材料在钎焊工艺研究方面的 工作较少。本工作针对该材料进行钎焊工艺及其接头 ａｌｌｏｙ（ｍａｓｓ ｆｒａｃｔｉｏｎ／ ） 镍基钎料钎焊ＧＨ５８６高温合金 表３钎焊工艺参数 Ｔａｂｌｅ ３ Ｂｒａｚｉｎｇ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ４９ １．２钎焊材料 选用自制镍基非晶箔带钎料，厚度为３０～４０Ｆｍ。 钎料的化学成分及熔化温度区间如表２所示。 表２钎料的化学成分和熔化温度区间 Ｔａｂｌｅ ２ Ｃｈｅｍｉｃａｌ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓ ａｎｄ ｍｅｌｔｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｒａｎｇｅ ｏｆ ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａｌｓ １．４实验方法 利用真空扩散焊炉进行钎焊实验。 利用Ｑｕａｎｔａ６００环境扫描电子显微镜、Ｏｘｆｏｒｄ能 谱仪对钎焊接头试样进行微观分析。 利用拉伸试验机对接头性能进行测试分析。 １．３钎焊工艺 ２实验结果与分析 ２．１接头微观组织分析 打磨、清洗试样的待焊表面，去除表面氧化膜和油 污。采用超声波清洗方法去除钎料箔带的表面油污。 然后将钎料和试样按次序装配人炉。试样设计为对接 图１，２分别为采用１ ，２ 工艺时钎焊接头的微 观组织图。由图１，２可见，钎焊接头都出现了明显的 扩散层。考虑到两个工艺均为加压扩散钎焊，在加热 温度达到钎料液相线温度时，液态钎料即被挤出，钎缝 形式。钎焊工艺如表３所示。据文献［４］研究，采用 ２ 工艺可令接头性能获得明显提升，因此本工作主要 基于２ 工艺进行研究。 图１采用１ 工艺Ａ 钎料的钎焊接头微观组织图 （ａ）未腐蚀；（ｂ）腐蚀后；（ｃ）图１（ｂ）的放大图 Ｆｉｇ．１ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ｊｏｉｎｔ ｂｒａｚｅｄ ｗｉｔｈ Ａ ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａｌ ｕｎｄｅｒ ｔｈｅ １ ｂｒａｚｉｎｇ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ （ａ）ｗｉｔｈｏｕｔ ｅｒｏｓｉｏｎ；（ｂ）ａｆｔｅｒ ｅｒｏｓｉｏｎ；（ｃ）ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｆｉｇ．１（ｂ） 间隙为自由间隙，所测得钎缝厚度与试样初始加工状 态有关。为了剔除钎缝自由间隙不确定所带来的影 接头钎缝及扩散层的厚度与比例。由表４可见，经过 ６０ｒａｉｎ保温扩散处理的钎焊试样的钎缝比例有缩小的 响，采用钎缝比例Ｓ 和扩散层比例ｓｏ两个数据表达 对比钎缝和扩散层变化的幅度和趋势。将总厚度表示 为Ｌ ，钎缝厚度表示为Ｌ ，扩散层厚度表示为Ｌ。，关 系如下： ＬＴ＝：＝ＬＦ＋２ＬＤ （１） 趋势，扩散层比例有扩大的趋势，结果符合随保温时间 延长，元素扩散增加，钎缝及扩散层变化的规律，但该 变化并不明显。 对比选用Ａ 和Ｂ 两种钎料，采用相同处理工艺 时，自由状态的钎缝厚度趋于一致，但扩散层厚度出现 ＳＦ一（ＬＦ／ＬＴ）×１Ｏ０％ （２） 了较大的变化（增厚），这与钎料合金中Ｓｉ和Ｂ元素含 量的差异有关，随着易于扩散的Ｂ原子增多，扩散层 的厚度明显增加。 ＳＤ一（ＬＤ／ＬＴ）×１０Ｏ ９／６ （３） 表４为两种工艺条件下采用Ａ ，Ｂ 两种钎料的 ５０ 材料工程／２０１０年１Ｏ期 图２ ２ 工艺钎焊接头微观组织图 （ａ）Ａ 钎料接头形貌；（ｂ）Ａ 钎料接头腐蚀形貌；（ｃ）图２（ｂ）的放大图； （ｄ）Ｂ 钎料接头形貌；（ｅ）Ｂ 钎料接头腐蚀形貌；（ｆ）图２（ｅ）的放大图 Ｆｉｇ．２ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ｊｏｉｎｔｓ ｂｒａｚｅｄ ｕｎｄｅｒ ｔｈｅ ２ ｂｒａｚｉｎｇ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ （ａ）ｗｉｔｈｏｕｔ ｅｒｏｓｉｏｎ（Ａ ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａ１）；（ｂ）ａｆｔｅｒ ｅｒｏｓｉｏｎ（Ａ ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａ１）；（ｃ）ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｆｉｇ．２（ｂ） （ｄ）ｗｉｔｈｏｕｔ ｅｒｏｓｉｏｎ（Ｂ＃ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａ１）；（ｅ）ａｆｔｅｒ ｅｒｏｓｉｏｎ（Ｂ￣ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａ１）；（ｆ）ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｆｉｇ．２（ｅ） 表４不同工艺不同钎料的接头钎缝及扩散层厚度 Ｔａｂｌｅ ４・Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｏｆ ｔｈｅ ｂｒａｚｅｄ ｓｅａｍ ａｎｄ ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｌａｙｅｒ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａｌｓ ｕｎｄｅｒ ｂｒａｚｉｎｇ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ 内的碳化物形态多样，沿基体和钎缝界面向基体方向 取向杂乱，而采用２ 工艺处理时，晶界和晶内的碳化 物形态和分布取向更加整齐均匀，降低了因组织形态 多样和取向杂乱引起的较大残余应力导致的沿晶断裂 的倾向。 通过对图１（ｃ）和图２（ｃ）中钎缝、基体中的晶界和 晶内组织作能谱分析发现，仅在钎缝部分有Ｓｉ元素存 在，表明Ｓｉ元素的扩散极不活跃，钎缝主要由镍铬组 图１（ｂ）和图２（ｂ），（ｅ）显示，采用两种工艺所获接 成，形成均匀的镍铬固溶体。晶界白色相为富Ｃｒ，ｗ， Ｍｏ相的碳化物。采用Ｂ 的钎料合金不含Ｓｉ元素，而 基体成分中含有微量的Ｓｉ元素，由此获得的钎焊接头 在钎缝部位发现了有微量的Ｓｉ元素存在，说明基体中 的Ｓｉ元素也发生了缓慢的扩散，这一点在接头界面元 素的分布图上也有表现 ］。 对比１ 和２ 工艺，根据文献［４］的钎焊接头界面 元素分布的结果，获知Ｓｉ元素主要分布在钎缝区，没 有明显变化；钎料和基体材料中均含Ｎｉ和Ｃｒ等元素， 基体中的Ｔｉ，Ｃｏ元素向钎缝中扩散，经过扩散处理 后，浓度梯度明显变缓；而Ｍｏ，Ｗ元素由于扩散能力 较弱，其浓度梯度没有明显变化。 ２．２力学性能分析 采用１ 和２ 工艺，并选用Ａ ，Ｂ 两种不同化学 头的钎缝组织中均无明显的化合物相，形成比较均匀 的组织，这有助于接头力学性能的提高。近缝区与基 体部分相比晶界明显粗化，通过能谱分析，晶界主要组 成为碳化物，文献［５］表明，ＧＨ５８６基体晶界上的碳 化物主要是Ｍ。。Ｃ 和少量的Ｍ。Ｃ，沿晶界以颗粒状断 续析出。由于Ｂ原子半径小，扩散系数大，在近缝区 的扩散路径长，优先在晶界偏聚＿６］，而不进入镍铬固溶 体，从而影响了晶界碳化物的分布和聚集，使晶界碳化 物的呈网络分布。同时由于Ｂ元素的扩散因素，与基 体合金作用后，使晶内发生树枝状偏析（图１（ａ）和图２ （ａ），（ｄ）），碳化物（源于含碳的７ 相｜５］）在晶内二次析 出并重新聚集，长成针状、片状或球状，并有部分长成 为穿晶的片层状结构。采用１ 工艺钎焊时，晶界和晶 镍基钎料钎焊ＧＨ５８６高温合金 ５１ 成分的钎料合金，加工了四组标准钎焊拉伸试样（对接 接头），并进行了力学性能的测试分析。室温和９３０￣Ｃ 的钎焊接头及与基体材料的拉伸性能结果见表５。 表５ ＧＨ５８６合金及钎焊接头力学性能 Ｔａｂｌｅ ５ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＧＨ５８６ 表５结果表明，采用Ａ 钎料合金钎焊，经过 ６０ｍｉｎ加压保温扩散处理后，接头的力学性能远高于 １０ｍｉｎ加压扩散钎焊的接头。室温情况下，达到了基 体强度的７６ 。而采用２ 工艺时，室温拉伸试样已 经发生塑性变形。采用较优的２ 工艺时，Ｂ 编号的 钎料合金所获接头的力学性能更优，室温性能达到了 ａｌｌｏｙ ａｎｄ ｉｔｓ ｂｒａｚｅｄ ｊｏｉｎｔｓ 基体的８１ ，对比采用同样工艺的Ａ 钎料钎焊接头 的高温性能，获得了２２．５ 的提升。 ２．３断口分析 图３和图４分别为两个工艺钎焊接头的拉伸断口 形貌。分析图３（ｂ）和图４（ｂ），（ｅ），其断面沿晶开裂纹 路能够表征断面处晶粒尺寸，实测为２７～３６ ｍ之间， ＊Ｎｏｔｅ：Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＧＨ５８６ ａｌｌｏｙ ｗｅｒｅ ｔｅｓｔｅｄ ａｔ 与文献Ｅｚ］中的３３Ｆｍ接近，可看出为明显沿晶断裂形 式＿７］，主要为脆性断裂。 ８００℃。ｔｈｅ ｏｔｈｅｒｓ ｗｅｒｅ ａｔ ９３０℃． 图３ １ 工艺Ａ 钎料钎焊接头拉伸断口形貌 Ｆｉｇ．３ Ｔｅｎｓｉｌｅ ｆｒａｃｔｏｇｒａｐｈ ｏｆ ｔｈｅ ｊｏｉｎｔｓ ｂｒａｚｅｄ ｗｉｔｈ Ａ＃ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａｌ ｕｎｄｅｒ ｔｈｅ １ ｂｒａｚｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ 图４ ２ 工艺Ａ 钎料（ａ），（ｂ），（ｃ）和Ｂ 钎料（ｄ），（ｅ），（ｆ）钎焊接头拉伸断口形貌 Ｆｉｇ．４ Ｔｅｎｓｉｌｅ ｆｒａｃｔｏｇｒａｐｈ ｏｆ ｔｈｅ ｊｏｉｎｔｓ ｂｒａｚｅｄ ｗｉｔｈ Ａ＃ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａｌ（ａ），（ｂ），（ｃ）ａｎｄ Ｂ＃ｆｉｌｌｅｒ ｍｅｔａｌ（ｄ），（ｅ），（ｆ）ｕｎｄｅｒ ｔｈｅ ２＃ｂｒａｚｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ ５２ 对图１～４（ｃ），（ｆ）中的不同区域（见标注）做能谱 分析，将各区域的Ｎｉ，Ｃｒ原子比例数据通过“Ｎｉ／Ｃｒ” 方式处理后列于表６中，同时将Ｂ，Ｓｉ，Ｃ元素是否存 在的分布情况也于表６中列出。表中“一”表示未检 出，“０”表示检出。由表６数据可见，钎焊接头界面中 靠近基体的部分（图上标注格式为××３），试样断口中 的黑色断面（标注格式为Ｄ××１）和解理阶梯处（标注 格式为Ｄ××３）Ｎｉ／Ｃｒ原子比均分布于２左右，而钎缝 处的Ｎｉ／Ｃｒ原子比则远高于此。由此可知，断裂发生在 Ｎｉ／Ｃｒ原子比均接近于２左右的近缝区的基体部位。 通过查阅Ｃｒ－Ｎｉ二元相图 ］可知，由于斜方型Ｎｉ２Ｃｒ（ｄ） 可稳定存在，其在对高温合金起强化作用的同时，也增 大了该区域的变形难度，致使在随后的变形过程中沿着 以不同的Ｎｉ （＝ｒ为核心的相邻界面之间产生应力集中， 使断裂更易于发生在此处。 表６各检测区域的Ｎｉ／Ｃｒ原子比和Ｂ，ｓｉ，ｃ元素分布 Ｔａｂｌｅ ６ Ｒａｔｉｏ ｏｆ ａｔｏｍ Ｎｉ／Ｃｒ ａｎｄ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ ｏｆ ｅｌｅｍｅｎｔ Ｂ，Ｓｉ，Ｃ ｉｎ ｔｅｓｔ ａｒｅａｓ ＫＡｌ ０ 一 ＫＡ２ 一 （） ＫＡ３ ＫＡ４ ０ 而在图３（ｃ）和图４（ｃ），（ｆ）的钎焊接头断口各区 域中，均未检测到Ｓｉ元素，证实了该沿晶断裂发生在 近缝区基体，而不是钎缝区域；在解理阶梯区域的能谱 分析结果中，均出现了Ｂ元素分布，证实了Ｂ元素易 于沿晶界扩散，发生偏聚；各点的能谱分析结果中，均 材料工程／２０１０年１Ｏ期 出现Ｃ元素，表明断裂沿着碳化物界面进行。 ３ 结论 （１）在钎焊温度下，采用６０ｒａｉｎ／（１～５）ＭＰａ的处 理工艺，ＢＮｉ８１ＣｒＢ钎料合金钎焊接头的钎缝有缩小 而扩散层厚度增大的趋势。相应的钎焊接头室温拉伸 性能可以达到母材的８ｌ ，９３０℃时的拉伸性能对比 采用相同工艺的ＢＮｉ８２ＣｒＳｉＢ钎焊接头有２２．５ 的提 升。 （２）两种工艺条件下钎缝形成均匀的镍铬固溶体 相，均未出现明显的化合物相。在近缝区，因Ｂ元素 优先沿晶界的扩散，影响了碳化物在晶界聚集分布的 状态，形成网状分布。在晶内碳化物二次析出，形成针 状、片状或球状分布。不易扩散的Ｓｉ元素则主要分布 在钎缝区。 （３）由于斜方型Ｎｉ Ｃｒ的稳定存在，易使断裂发生 在近缝区基体上。 （４）室温拉伸断裂发生在近缝区基体部位，沿晶界 碳化物界面扩展，主要形式为脆性沿晶断裂。 参考文献 ［１］ 高技术新材料要览编委会．高技术新材料要览［Ｍ］．北京：中国科 学技术出版社，１９９３． ［２］谢世殊．变形盘材镍基合金的高温强度及疲劳裂纹扩展行为［Ｄ］． 沈阳：东北大学博士学位论文，１９９９． ［３］ 黄进峰，赵光普，焦兰英，等．火箭发动机用合金ＧＨ２０２和 ＧＨ５８６燃烧事故分析ＥＪ］．钢铁研究学报，２００５，１７（３）：６８—７１． ［４］李天文，郭万林，淮军锋．ＢＮｉ８２ＣｒＳｉＢ钎料钎焊ＧＨ５８６高温合金 的工艺研究口］．焊接，２０１０，（１）：５２—５６． ［５３胥国华．ＧＨ５８６合金热加工参数及热处理制度的研究［Ｄ＿］．沈阳： 东北大学硕士学位论文，２００４． ［６］张启运，庄鸿寿．钎焊手册［Ｍ］．北京：机械工业出版社，２００８． 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