胡勝鵬,李文強(qiáng),付偉,,宋曉國,,*,龍偉民,曹健,

1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱 150001 2. 哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,威海 264209 3. 鄭州機(jī)械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,鄭州 450001

隨著航空航天工業(yè)的迅速發(fā)展,對(duì)高溫復(fù)合結(jié)構(gòu)的輕量化要求越來越高。GH3536合金是我國自主研發(fā)的鎳基高溫合金,其含F(xiàn)e量較高并主要通過Cr、Mo元素固溶強(qiáng)化獲得,該合金具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、耐腐蝕性和抗氧化性,可以在900 ℃以下長期使用,短時(shí)工作溫度可達(dá)到1 080 ℃,廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室、渦輪盤、熱防護(hù)系統(tǒng)等高溫部件[1-2]。相比傳統(tǒng)的高溫合金,TiAl基合金兼具金屬的高溫韌性和陶瓷的高溫強(qiáng)度,在航空航天領(lǐng)域具有巨大的應(yīng)用潛力[3-5]。高鈮TiAl合金作為一種新型TiAl基合金,不僅具有低密度、高比強(qiáng)度、比剛度以及良好的抗氧化性和抗蠕變性,而且具備較好的室溫塑性和高溫強(qiáng)度[6-7]。因此,實(shí)現(xiàn)GH3536合金與高鈮TiAl合金的可靠連接有望推進(jìn)高溫復(fù)合結(jié)構(gòu)的輕量化進(jìn)程。

GH3536合金化程度高,采用熔化焊時(shí)在熔合區(qū)和熱影響區(qū)容易出現(xiàn)結(jié)晶裂紋[8-10]。同時(shí),由于TiAl基合金具有較低的室溫塑性和高的裂紋敏感性,同樣不適用于熔化焊等工藝方法[11]。釬焊具有重復(fù)性好、操作簡單、對(duì)母材合金基體的熱沖擊較小等優(yōu)勢(shì)[12]。因此,在多種焊接技術(shù)中,釬焊已成為連接鎳基高溫合金與TiAl合金最有效的方法之一。

相關(guān)學(xué)者已分別采用Ag基和Ti基釬料開展鎳基合金與TiAl基合金的釬焊連接研究。Sequeiros等[13]采用AgCuTi釬料實(shí)現(xiàn)TiAl與Inconel 718的連接,結(jié)果發(fā)現(xiàn)在接頭界面處產(chǎn)生AlNi2Ti、AlCu2Ti等脆性相,主要在In718合金側(cè)的A1 Ni2Ti反應(yīng)層發(fā)生斷裂。陳波等[14]采用Ti-Zr-Cu-Ni釬料進(jìn)行Ti3Al/GH536合金的釬焊,發(fā)現(xiàn)釬焊接頭中Fe-Ti、Ni-Ti等脆性相含量較多,易出現(xiàn)微裂紋,在960 ℃/5 min參數(shù)下接頭最大室溫剪切強(qiáng)度為86.4 MPa。Li等[15]采用Ti箔作為中間層開展釬焊試驗(yàn),發(fā)現(xiàn)增加釬焊溫度或延長保溫時(shí)間會(huì)導(dǎo)致脆性相(Al3NiTi2)粗化和Ti3Al形成,極大降低接頭的剪切強(qiáng)度。

為提高構(gòu)件的服役溫度,本試驗(yàn)中采用典型高溫應(yīng)用的Ni基釬料BNi-2作為中間層釬料,以期所獲得的接頭具有優(yōu)良的耐熱性及高溫力學(xué)性能。文中探究了釬焊溫度對(duì)接頭組織與性能的影響,分析了接頭形成過程。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所選用的母材高鈮TiAl合金(TAN)是由先進(jìn)金屬材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室提供,該材料化學(xué)成分及性能參數(shù)如表1所示,其組織形貌如圖1 (a)所示,結(jié)合XRD分析結(jié)果(見圖1 (b))可知,該合金是由γ-TiAl和α2-Ti3Al組成的雙相片層組織。

GH3536合金的化學(xué)成分如表2所示,結(jié)合組織形貌圖(圖1(c))和XRD分析結(jié)果(圖1(d))可知,GH3536合金主要是由鎳基固溶體組成。

表1 高鈮TiAl合金的化學(xué)成分及性能參數(shù)

表2 GH3536合金的主要元素成分 (at%)

圖1 母材金相組織及XRD圖譜Fig.1 Microstructures and XRD patterns of substrates

所選用非晶態(tài)釬料BNi-2具有熔化溫度區(qū)間窄、組織及化學(xué)成分均勻性高、原子擴(kuò)散及附著活性高等優(yōu)勢(shì),有利克服了結(jié)晶間隔過大造成的液態(tài)釬料流動(dòng)性差和成分偏析問題,同時(shí)可以縮短釬焊時(shí)間來降低待焊母材的溶蝕程度[16-17]。BNi-2釬料的化學(xué)成分如表3所示。為了選擇合適的釬焊溫度,對(duì)釬料進(jìn)行DSC測(cè)試,如圖2所示。根據(jù)其結(jié)果可以發(fā)現(xiàn),BNi-2在Ts=987 ℃時(shí)開始熔化,當(dāng)溫度升至Tl=1 007 ℃時(shí)完全轉(zhuǎn)變?yōu)橐合?。因?釬焊溫度不應(yīng)低于1 007 ℃。

將高鈮TiAl合金與GH3536合金分別加工成尺寸為5 mm×5 mm×5 mm和20 mm×10 mm×5 mm的試樣塊,并依次采用400#、600#、800#和1200#的砂紙打磨清理試樣塊表面的氧化膜,隨后將試樣進(jìn)行丙酮超聲波清洗15 min并快速吹干。按照高鈮TiAl/BNi-2/GH3536的順序自上而下進(jìn)行裝配,如圖3 (a)所示,并在待焊組件上放置可提供0.2 MPa壓強(qiáng)的石墨塊,隨后將裝配完成的試驗(yàn)組件放入真空釬焊爐內(nèi),當(dāng)爐內(nèi)真空度達(dá)5×10-3Pa時(shí),開啟加熱程序進(jìn)行釬焊連接。試驗(yàn)所選取的釬焊工藝曲線如圖4所示,首先以20 ℃/min的升溫速率加熱至700 ℃并保溫10 min,然后再以10 ℃/min的升溫速率加熱至釬焊溫度并進(jìn)行保溫,接著以5 ℃/min的降溫速率降至600 ℃,最后隨爐冷卻至室溫。

表3 BNi-2釬料的主要元素組成(at%)Table 3 Main element composition of BNi-2 filler (at%)

圖2 BNi-2釬料的DSC結(jié)果Fig.2 DSC result of BNi-2 brazing filler

圖3 釬焊裝配和剪切試驗(yàn)示意圖Fig.3 Schematic diagrams of brazing assembly and shear test

圖4 釬焊工藝曲線圖Fig.4 Brazing process curve

采用配備EDS的場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(MERLIN Compact,ZEISS)進(jìn)行觀察試樣件的組織形貌和確定物相元素組成。采用DX-2700型X射線衍射儀進(jìn)行物相結(jié)構(gòu)分析。采用Instron Model 5967型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)釬焊接頭進(jìn)行室溫及700 ℃高溫剪切強(qiáng)度測(cè)試,壓剪速率為0.5 mm/min的,如圖3 (b)所示。每組至少選取5個(gè)試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試,計(jì)算試驗(yàn)結(jié)果的平均值和誤差,確保力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性。力學(xué)性能測(cè)試結(jié)束后,利用SEM觀察分析接頭斷裂路徑和斷口形貌,并結(jié)合EDS進(jìn)行成分分析,以確定斷口物相組成和斷裂位置。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 TAN/BNi-2/GH3536釬焊接頭界面微觀組織

選取在釬焊溫度為1 160 ℃,保溫10 min工藝條件下得到的TAN/BNi-2/GH3536接頭作為典型界面微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析,如圖5 (a)所示。從圖中可以清楚地看到接頭界面結(jié)合良好,無微裂紋和氣孔等缺陷。相較釬料合金的原始厚度,釬焊接頭寬度約為80 μm,表明接頭形成過程中液態(tài)熔融釬料與基體母材之間存在著強(qiáng)烈的相互作用(母材向液態(tài)釬料中的溶解及釬料中合金元素向兩側(cè)母材的擴(kuò)散)。根據(jù)整個(gè)界面微觀組織結(jié)構(gòu)的差異,釬焊接頭可分為3個(gè)區(qū)域,分別是靠近高鈮TiAl合金側(cè)擴(kuò)散I區(qū),中間為反應(yīng)層II區(qū)以及靠近GH3536合金的釬縫III區(qū)。

為分析釬焊接頭合金元素的分布情況,通過EDS元素面掃描表征檢測(cè)得到Ti、Al、Ni、Cr、Si、B、Fe主要元素分布,如圖5 (b)～5(h)所示。結(jié)果表明,Ti和Al元素從高鈮TiAl側(cè)至GH3536合金側(cè)呈現(xiàn)明顯的元素含量梯度分布特征,Ti除了分布在I區(qū)和II區(qū)內(nèi),釬縫III區(qū)也包含較少含量的Ti,并且在黑色塊狀相周圍存在區(qū)域富集現(xiàn)象；Al主要存在于擴(kuò)散I區(qū)和反應(yīng)層II區(qū),其含量差異十分顯著。可以明顯觀察到Ni元素是構(gòu)成釬縫III區(qū)的主要元素,且釬縫內(nèi)黑色塊狀相貧Ni,Ni元素從II區(qū)至I區(qū)呈梯度分布規(guī)律；Cr主要集中在釬縫內(nèi)黑色塊狀相內(nèi)；Si富集在釬縫內(nèi)灰色相內(nèi)；B元素均勻的分布在整個(gè)釬焊接頭,可見此溫度下B充分?jǐn)U散。Fe從GH3536合金側(cè)至高鈮TiAl側(cè)呈元素含量梯度分布特征。根據(jù)合金元素分布情況可以看出,I區(qū)和II區(qū)主要由Ti、Al、Ni三種元素構(gòu)成,同時(shí)含有少量Fe、Cr、Nb,呈現(xiàn)出元素含量梯度分布特征并且在各區(qū)域含量較為一致,可以初步判斷I區(qū)和II區(qū)是由Ti、Al、Ni三種元素構(gòu)成的化合物。釬縫III區(qū)的灰色基體相主要由大量的Ni元素和少量的Ti、Fe元素構(gòu)成,其中Cr元素分布具有明顯區(qū)域特征,主要富集在III區(qū)中大小不一的淺黑色塊狀相內(nèi),Si元素富集在淺黑色塊狀相周圍的網(wǎng)絡(luò)狀灰色相內(nèi)。

為進(jìn)一步分析接頭界面組織,對(duì)接頭部分區(qū)域進(jìn)行局部放大觀察,如圖6所示,并對(duì)圖中標(biāo)定點(diǎn)進(jìn)行EDS能譜成分分析,見表4。根據(jù)襯度的不同,在高鈮TiAl合金與擴(kuò)散I區(qū)的界面處存在相互交錯(cuò)排列的分布特征,I區(qū)由深灰色基體相(B)和黑色方塊狀相(A)構(gòu)成；反應(yīng)層II區(qū)由灰色反應(yīng)層基體相(C)和數(shù)量眾多的點(diǎn)狀黑色相(E)組成,可以觀察到在反應(yīng)層/釬縫界面處出現(xiàn)大量細(xì)小密集分布的點(diǎn)狀黑色相富集；釬縫III區(qū)是以灰色相(G)為基體,分布著大小不一的淺黑色塊狀相(F和H)、網(wǎng)絡(luò)狀灰色相(D和I)以及細(xì)小點(diǎn)狀黑色相。根據(jù)EDS能譜分析,A點(diǎn)中β相穩(wěn)定元素Ni、Nb的含量較高,結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)可以判斷其為B2相[6]。B點(diǎn)所在的深灰色相和C點(diǎn)所在的連續(xù)灰色層相主要由Ti、Ni和Al三種元素組成,其原子比約為2∶1∶3和1∶2∶1,結(jié)合Ti-Ni-Al三元相圖及文獻(xiàn)推斷[18],B點(diǎn)為Al3NiTi2(τ3)相,C點(diǎn)為AlNi2Ti (τ4)相。D和I點(diǎn)根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)[19]并結(jié)合XRD物相分析結(jié)果(圖7),判斷其為G相(Ti6Ni16Si7)。E點(diǎn)中主要包含Ti和Ni兩種元素,在圖5中發(fā)現(xiàn)點(diǎn)狀黑色相區(qū)域含有較多的B元素,結(jié)合Ni-Ti-B三元相圖和XRD物相分析結(jié)果(見圖7),可以判斷點(diǎn)狀黑色相為Ni3B和TiB2組成的(Ni, Ti)-B。F和H點(diǎn)由元素面掃描結(jié)果可以看出其主要由Cr和B兩種元素構(gòu)成,并少量固溶Fe、Nb等元素,結(jié)合XRD結(jié)果分析其為CrB相。G點(diǎn)作為III區(qū)的基體相主要包含Ni元素,其相組成為Ni基固溶體(Ni(s,s))。

圖5 TAN/BNi-2/GH3536典型釬焊接頭界面組織及元素面掃描結(jié)果(1 160 ℃/10 min)Fig.5 Interfacial microstructure and elemental distribution of TAN/BNi-2/GH3536 joints brazed at 1 160 ℃ for 10 min

圖6 TAN/BNi-2/GH3536典型釬焊接頭Fig.6 Typical microstructures of TAN/BNi-2/GH3536 joint

表4 圖6中各點(diǎn)化學(xué)成分分析及可能相 (at%)

圖7 TAN/BNi-2/GH3536典型接頭X射線衍射圖譜Fig.7 XRD pattern of typical microstructures of TAN/BNi-2/GH3536 joint

綜上所述,采用BNi-2釬料釬焊連接高鈮TiAl/GH3536合金獲得典型接頭的界面組織結(jié)構(gòu)為：TAN/B2+τ3/τ4+(Ni-Ti)-B/γ+(Ni-Ti)-B+CrB+G相/GH3536。

2.2 釬焊溫度對(duì)接頭界面組織結(jié)構(gòu)的影響

圖8(a)～圖8(f)為不同釬焊溫度下保溫10 min 時(shí)獲得的TAN/BNi-2/GH3536釬焊接頭界面微觀組織形貌。由圖可知,釬焊溫度對(duì)接頭界面組織的影響十分顯著。根據(jù)接頭組織形貌的區(qū)別,在溫度較低時(shí)(<1 140 ℃)接頭可分為4個(gè)區(qū)域,而提高釬焊溫度使得擴(kuò)散IV區(qū)在1 160 ℃時(shí)完全消失,釬焊接頭變?yōu)?個(gè)區(qū)域。隨釬焊溫度的升高,I區(qū)厚度先緩慢增加而后較快增加；當(dāng)溫度升高至1 180 ℃時(shí)I區(qū)出現(xiàn)沿τ3層的貫穿性裂紋。釬焊溫度對(duì)反應(yīng)II區(qū)厚度影響較大,特別當(dāng)溫度升高到1 180 ℃時(shí),II區(qū)厚度急劇增加。這表明釬焊溫度過高時(shí),將加速合金元素原子間的擴(kuò)散,促進(jìn)界面反應(yīng)使τ4反應(yīng)層厚度顯著增加。釬縫III區(qū)隨著溫度的升高逐漸變厚,這是因?yàn)闇囟鹊纳叽龠M(jìn)GH3536合金向母材的溶解,導(dǎo)致大量Cr、Fe等原子向液態(tài)釬料中擴(kuò)散,使得釬縫III區(qū)厚度逐漸增大。擴(kuò)散IV區(qū)的形成是由于BNi-2釬料中B元素以晶界擴(kuò)散和晶內(nèi)擴(kuò)散兩種擴(kuò)散形式向兩側(cè)母材合金擴(kuò)散,具有極強(qiáng)的擴(kuò)散遷移能力,當(dāng)溫度降低時(shí),在晶界處析出硼化物,由此產(chǎn)生擴(kuò)散IV區(qū)。當(dāng)溫度進(jìn)一步提高,基體合金對(duì)B元素的溶解度隨之提高,同時(shí)B原子擴(kuò)散加劇使得其在基體合金中分布更加均勻,因此導(dǎo)致擴(kuò)散IV區(qū)消失。

從圖中可以明顯發(fā)現(xiàn),1 080 ℃時(shí)大量細(xì)小黑色點(diǎn)狀相(Ni,Ti)-B分布在III區(qū)和IV區(qū)內(nèi),但隨著溫度升高,細(xì)小點(diǎn)狀硼化物的含量逐漸減少,特別當(dāng)溫度升高到1 140 ℃以上時(shí),IV區(qū)內(nèi)的(Ni,Ti)-B幾乎完全消失。相關(guān)文獻(xiàn)表明[20],升高溫度使得輕質(zhì)元素B的擴(kuò)散能力大大提高,因此B原子可以通過晶界快速擴(kuò)散至整個(gè)接頭界面區(qū)域并均勻分布,其結(jié)果如圖5 (g)所示。同時(shí)可以發(fā)現(xiàn)由上至下呈類似鏈狀分布的CrB明顯發(fā)生粗化,這是由于釬焊溫度的升高促使GH3536合金中更多Cr向釬縫中的溶解,同時(shí)會(huì)加速B原子向兩側(cè)母材擴(kuò)散。當(dāng)釬縫發(fā)生降溫凝固時(shí),釬縫中剩余的B與大量的Cr(來自釬料自身包含的部分以及母材溶解的部分)會(huì)優(yōu)先反應(yīng)析出CrB,如果釬焊溫度越高,釬縫中Cr含量越高,而B含量越少,導(dǎo)致粗大的黑色相CrB生成,余量的B反應(yīng)析出(Ni, Ti)-B化合物。由于此時(shí)釬縫中殘存的B很少,因此生成(Ni, Ti)-B含量減少,甚至在釬焊溫度更高時(shí)(1140 ℃以上)擴(kuò)散IV區(qū)域消失。

釬焊溫度升高至1 160 ℃時(shí),釬縫III區(qū)厚度約為60 μm,是原始非晶箔帶厚度的3倍；且釬縫中心區(qū)域主要為灰色相Ni基固溶體,幾乎不含黑色細(xì)小點(diǎn)狀硼化物。這是因?yàn)樵跐舛忍荻鹊尿?qū)動(dòng)作用下,液態(tài)釬料中B元素首先向濃度減小的固液兩相區(qū)擴(kuò)散,導(dǎo)致液態(tài)釬料在后續(xù)凝固結(jié)晶出B元素含量低的鎳基固溶體；擴(kuò)散至固液兩相區(qū)的B原子繼續(xù)向低濃度區(qū)GH3536合金母材側(cè)擴(kuò)散,B原子可以通過晶內(nèi)擴(kuò)散和晶界擴(kuò)散兩種形式快速擴(kuò)散至母材側(cè)一定深度,當(dāng)B元素的含量超過Ni基固溶體的固溶極限時(shí),使得B原子與基體固溶存在的Cr元素等反應(yīng)生成CrB化合物以及與Ti、Ni反應(yīng)產(chǎn)生大量黑色細(xì)小點(diǎn)狀(Ti-Ni)-B化合物。

為進(jìn)一步探究不同釬焊溫度對(duì)TAN/BNi-2/GH3536接頭界面組織結(jié)構(gòu)的影響,對(duì)圖8 (a)～8(f)中標(biāo)線區(qū)域進(jìn)行主要元素線掃描分析,結(jié)果如圖9所示。隨著釬焊溫度的升高,釬縫III區(qū)的厚度增加顯著。釬焊溫度為1 040 ℃時(shí),釬縫III區(qū)厚度約為20 μm,當(dāng)釬焊溫度升高到1 180 ℃時(shí),釬縫III區(qū)厚度增長到近80 μm。擴(kuò)散I區(qū)和反應(yīng)II區(qū)的厚度隨溫度升高而增加。從元素分布來看,釬焊接頭中Ni元素含量遠(yuǎn)高于其他合金元素含量。釬縫III區(qū)鏈狀分布的黑色塊狀相包含大量Cr元素十分明顯。從圖中可以觀察到在高鈮TiAl/擴(kuò)散I區(qū)、反應(yīng)層II區(qū)/釬縫III區(qū)之間存在明顯的元素含量梯度臺(tái)階。

釬焊溫度低于1 100 ℃時(shí),容易出現(xiàn)沿釬角邊緣向接頭界面進(jìn)行擴(kuò)展的縱向貫穿性裂紋。圖10給出在釬焊溫度1100 ℃保溫10 min時(shí)釬焊接頭界面存在的縱向裂紋,裂紋自上而下出現(xiàn)在釬縫III區(qū),對(duì)比圖8 (b)中界面冶金結(jié)合良好的情況可以發(fā)現(xiàn),裂紋出現(xiàn)的位置和邊緣輪廓同釬縫內(nèi)自上而下呈鏈狀分布的條帶狀CrB是一致的,因此縱向裂紋是沿著鏈狀黑色相CrB進(jìn)行傳播和拓展的。由此可以判斷該縱向裂紋為結(jié)晶裂紋,首先裂紋的出現(xiàn)是由于在釬焊過程中釬縫處出現(xiàn)了“液態(tài)薄膜”,而自上而下呈連續(xù)鏈狀分布的條帶形低熔點(diǎn)CrB在釬縫降溫凝固時(shí)恰好扮演此角色；此外,釬縫在凝固收縮時(shí)產(chǎn)生拉應(yīng)力,將“液態(tài)薄膜”拉斷,而殘余液態(tài)金屬不足無法及時(shí)填充空缺,所以出現(xiàn)縱向貫穿的結(jié)晶裂紋。

圖8 釬焊溫度對(duì)TAN/BNi-2/GH3536接頭界面微觀組織形貌的影響Fig.8 Effect of different temperature on interfacial microstructure of TAN/BNi-2/GH3536 joints

圖9 不同釬焊溫度下TAN/BNi-2/GH3536接頭界面選區(qū)元素線掃描分布Fig.9 Element line scanning distribution of TAN/BNi-2/GH3536 interface selection at different temperature

圖10 TAN/BNi-2/GH3536接頭界面縱向裂紋Fig.10 Longitudinal crack at TAN/BNi-2/GH3536 joint

2.3 釬焊溫度對(duì)接頭力學(xué)性能的影響

為評(píng)價(jià)TAN/BNi-2/GH3536釬焊接頭的力學(xué)性能進(jìn)行室溫及700 ℃剪切試驗(yàn),其結(jié)果如圖11所示。結(jié)果表明,釬焊接頭室溫剪切強(qiáng)度隨溫度的升高先緩慢增加,在1 100 ℃后快速增加,當(dāng)釬焊溫度在1 160 ℃時(shí)接頭最大抗剪強(qiáng)度達(dá)到106.8 MPa,隨后剪切強(qiáng)度開始降低。而700 ℃高溫剪切試驗(yàn)表明,接頭高溫剪切強(qiáng)度相較室溫剪切強(qiáng)度下降明顯,但其變化趨勢(shì)基本不變；1 160 ℃時(shí)接頭最大高溫抗剪強(qiáng)度為76.2 MPa,與未進(jìn)行高溫試驗(yàn)接頭剪切強(qiáng)度相比,剪切強(qiáng)度降低約28.6%。總體來說,高鈮TiAl/BNi-2/GH3536釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度隨釬焊溫度升高呈現(xiàn)先上升后下降的變化趨勢(shì)。

由不同釬焊溫度下TAN/BNi-2/GH3536接頭界面組織結(jié)構(gòu)可知,當(dāng)釬焊溫度低于1 100 ℃時(shí),釬縫處易出現(xiàn)結(jié)晶裂紋,極大的降低接頭有效承載面積,因此釬焊接頭在該溫度區(qū)段表現(xiàn)出抗剪強(qiáng)度較低,且在相同工藝參數(shù)下強(qiáng)度值分散性較大特點(diǎn)。當(dāng)釬焊溫度進(jìn)一步升高,黑色相CrB由條帶狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀發(fā)生粗化,可以降低鏈狀排布的連續(xù)性,減少“液態(tài)薄膜”出現(xiàn)的傾向性,一定程度上抑制結(jié)晶裂紋出現(xiàn)。當(dāng)釬焊溫度較低時(shí),金屬間化合物層厚度太薄,反應(yīng)層與母材之間的結(jié)合較弱,降低接頭的強(qiáng)度。隨著釬焊溫度的升高,I區(qū)和II區(qū)的τ3/τ4金屬間化合物層逐漸增厚,將有利于接頭力學(xué)性能的提高,但是當(dāng)溫度過高時(shí),較高的熱應(yīng)力、組織結(jié)構(gòu)粗化和化合物層厚度過大都會(huì)惡化接頭的力學(xué)性能。因此,釬焊溫度在1 160 ℃時(shí)可以有效降低出現(xiàn)結(jié)晶裂紋的傾向,接頭具有合適的釬縫厚度,其金屬間化合物層厚度適中,反應(yīng)層與基體結(jié)合強(qiáng)度較高,從而使得釬焊接頭達(dá)到最大抗剪強(qiáng)度。

圖11 釬焊溫度對(duì)接頭室溫及700 ℃剪切強(qiáng)度的影響Fig.11 Effect of brazing temperature on shear strength of joint at room temperature and 700 ℃

對(duì)經(jīng)剪切試驗(yàn)后的釬焊接頭進(jìn)行斷裂路徑分析,如圖12所示。在不同釬焊溫度下,TAN/BNi-2/GH3536接頭的主要斷裂位置均在擴(kuò)散I區(qū)和反應(yīng)層II區(qū)上,即裂紋在τ3/τ4金屬間化合物層處萌生,并沿τ3/τ4化合物層發(fā)生裂紋擴(kuò)展,最終導(dǎo)致釬焊接頭失效。當(dāng)釬焊溫度較低時(shí)(圖12 (a)),τ3/τ4化合物層厚度較薄,反應(yīng)層與基體之間的結(jié)合力較弱,容易成為起裂位置,并發(fā)現(xiàn)部分裂紋存在釬縫III區(qū),推測(cè)可能是釬焊過程中釬縫降溫凝固時(shí)產(chǎn)生的結(jié)晶裂紋；而溫度過高時(shí)(圖12 (e)和圖12(f)),較高的熱應(yīng)力和τ3/τ4化合物層急劇增厚,導(dǎo)致I區(qū)II區(qū)出現(xiàn)微裂紋(圖8 (f)),誘使裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展。當(dāng)釬焊溫度為1 160 ℃時(shí),接頭化合物層厚度適中,反應(yīng)層與基體結(jié)合力較強(qiáng),因此部分裂紋可以擴(kuò)展至基體合金側(cè)(圖12 (d))。

對(duì)不同釬焊溫度下接頭的室溫剪切斷口形貌進(jìn)行觀察,如圖13所示。同時(shí),對(duì)圖13中標(biāo)定各點(diǎn)進(jìn)行EDS成分測(cè)定及可能相分析,結(jié)果如表5所示。通過觀察斷口形貌并結(jié)合斷口物相分析結(jié)果可以發(fā)現(xiàn),裂紋穿過τ3/τ4化合物層留下帶有河流花樣的解理斷面,因此可以判定斷口為典型的解理斷口,接頭均呈現(xiàn)脆性斷裂模式。當(dāng)釬焊溫度較低時(shí)(1 080 ℃時(shí)),由上述斷裂路徑的分析結(jié)果可知,接頭主要斷裂于I區(qū)和II區(qū),但部分?jǐn)嗝嬗纱罅康臈l帶狀CrB和Ni基固溶體構(gòu)成(圖13 (a)和圖13(b)),這證實(shí)了在降溫凝固時(shí),釬縫III區(qū)內(nèi)自上而下呈連續(xù)鏈狀分布的條帶形低熔點(diǎn)CrB成為發(fā)生結(jié)晶裂紋起裂位置。當(dāng)釬焊溫度為1160 ℃時(shí),斷口由大量的τ4化合物組成(圖13 (c)和圖13(d))。由圖13 (e)和圖13(f)可知,1 180 ℃ 時(shí)獲得的釬焊接頭的斷口主要包含構(gòu)成解理臺(tái)階的τ3和τ4兩相混合組織,并存在大量微裂紋,與上文界面組織形貌相一致(圖8 (f))。

圖12 不同釬焊溫度下接頭剪切斷裂路徑Fig.12 Shear fracture path of joint at different brazing temperature

圖13 不同釬焊溫度下接頭剪切斷口形貌Fig.13 Shear fracture morphology of joint at different brazing temperature

表5 圖13中各點(diǎn)化學(xué)成分分析及可能相(at%)

對(duì)在不同釬焊溫度下TAN/BNi-2/GH3536接頭的斷裂位置和斷口形貌的綜合分析可知,斷口呈典型的解理斷口,擴(kuò)散I區(qū)和反應(yīng)層II區(qū)的τ3/τ4化合物層是裂紋萌生擴(kuò)展的根源,τ3/τ4化合物層是整個(gè)釬焊接頭的薄弱環(huán)節(jié),因此合理控制金屬間化合物層的厚度對(duì)于提高接頭的力學(xué)性能至關(guān)重要。當(dāng)釬焊溫度較低時(shí),釬縫III區(qū)易出現(xiàn)結(jié)晶裂紋,會(huì)降低接頭的有效承載面積,使得接頭力學(xué)性能下降；而溫度過高會(huì)對(duì)接頭性能造成損傷,增加接頭脆性,同時(shí)較高的熱應(yīng)力、組織結(jié)構(gòu)粗化和化合物層厚度過大都將惡化接頭性能。

2.4 釬焊接頭形成機(jī)理

通過研究不同釬焊工藝參數(shù)下獲得的TAN/BNi-2/GH3536接頭界面組織,總結(jié)分析得到接頭界面組織形成和演變規(guī)律,該過程可以分為固相擴(kuò)散、液相生成、等溫?cái)U(kuò)散凝固和殘余液相析出四個(gè)階段,其形成過程示意圖如圖14所示。

1) 固相擴(kuò)散階段

在釬焊升溫過程中,BNi-2釬料與兩側(cè)高鈮TiAl合金和GH3536合金之間相互接觸的固相區(qū)域發(fā)生原子間互擴(kuò)散,如圖14 (a)所示。由于采用非晶態(tài)BNi-2釬料,其擴(kuò)散活性相較普通釬料更高,因此釬料中的Ni、Cr、Si、B等原子在此階段向兩側(cè)合金的擴(kuò)散能力較強(qiáng)。在高鈮TiAl合金側(cè),母材基體中主要元素Ti、Al、Nb原子向BNi-2釬料中擴(kuò)散,由于Ti和Ni之間元素親和力較強(qiáng),使得Ti的擴(kuò)散速度更快。在GH3536合金側(cè),由于BNi-2釬料中Ni含量高于GH3536合金,合金以Cr和Fe原子向釬料中擴(kuò)散為主。

2) 液相生成階段

當(dāng)釬焊溫度達(dá)到BNi-2釬料固相線后,固態(tài)釬料逐漸熔化生成液相,熔融的液態(tài)釬料在母材表面發(fā)生潤濕和鋪展。釬料中Ni、Cr、Si、B等元素將源源不斷地向兩側(cè)合金擴(kuò)散。由于Ni原子在TiAl/Ti3Al組成的雙相片層組織中具有很快的擴(kuò)散速率(相比在Ti和Al中高近3個(gè)數(shù)量級(jí)[21]),因此Ni元素的擴(kuò)散促進(jìn)了在高鈮TiAl合金側(cè)形成鋸齒狀的擴(kuò)散區(qū)。擴(kuò)散區(qū)中Ni含量不斷升高促使基體合金通過固態(tài)相變轉(zhuǎn)變形成B2相和τ3-Al3Ti2Ni相。隨著更多Ni原子的擴(kuò)散,促使擴(kuò)散區(qū)不斷增厚,如圖14 (b)所示。

同時(shí),液相形成加速兩側(cè)母材中合金元素向釬料中的溶解,溶入液態(tài)釬料中的Ti、Al原子在濃度梯度的作用下會(huì)進(jìn)一步向液相中心區(qū)域擴(kuò)散,并與Ni在擴(kuò)散區(qū)/液相處反應(yīng)生成τ4-AlNi2Ti相反應(yīng)層。由Testsui的研究可知,TiAl合金在與含有Cu、Ni或Au的釬料發(fā)生反應(yīng)時(shí),生成AlM2Ti(M代表Cu、Ni或Cu)型金屬間化合物[22],因而在此生成τ4-AlNi2Ti反應(yīng)層。

3) 等溫?cái)U(kuò)散凝固階段

釬焊過程處于保溫階段時(shí),在濃度梯度作用下釬縫中Si、B低熔元素向兩側(cè)母材擴(kuò)散以及高熔點(diǎn)合金元素不斷向液態(tài)釬料中溶解,導(dǎo)致混合液相的固相線升高,發(fā)生等溫凝固不斷形成Ni基固溶體,并且先凝固結(jié)晶形成的Ni基固溶體含B量低,如圖14 (c)所示。隨著保溫時(shí)間的延長,擴(kuò)散區(qū)和反應(yīng)層厚度不斷增加。當(dāng)保溫階段結(jié)束時(shí),靠近高鈮TiAl合金側(cè)的釬縫區(qū)域已完成凝固,而釬縫/GH3536合金交界處存在B元素富集區(qū),為部分殘余液相。

4) 殘余液相析出階段

當(dāng)釬焊過程處于降溫階段時(shí),靠近GH3536合金側(cè)的殘余液相發(fā)生凝固。冷卻過程中,997 ℃時(shí)殘余液相中B元素與Cr、Ni元素發(fā)生元共晶反應(yīng),析出Ni3B相和CrB相。

L→γ+Ni3B+CrB

由于釬料中降熔元素Si、B向母材發(fā)生擴(kuò)散,并在靠近釬縫的GH3536母材側(cè)形成擴(kuò)散區(qū)。當(dāng)釬焊溫度較低時(shí),殘余液相富含大量B元素,在降溫凝固時(shí)析出大量細(xì)小黑色點(diǎn)狀硼化物,同理擴(kuò)散區(qū)也析出大量細(xì)小硼化物,如圖14 (d)所示。

升高釬焊溫度有助于提高B原子的擴(kuò)散能力,加快B的擴(kuò)散,會(huì)提高基體合金對(duì)B的溶解度,故而B元素在基體中會(huì)分布的更加均勻。因此,當(dāng)釬焊溫度越高時(shí),擴(kuò)散IV區(qū)將逐漸消失,殘余液相中低熔元素B含量減少,在降溫凝固時(shí)析出的硼化物數(shù)量也越少。殘余液相中B與大量Cr(母材過度溶解)生成粗大的黑色相CrB,余量的B反應(yīng)析出細(xì)小的(Ni, Ti)-B,如圖14 (e)所示。

通過上述過程,最終形成高鈮TiAl/BNi-2/GH3536的釬焊接頭。

圖14 TAN/BNi-2/GH3536接頭形成過程示意圖Fig.14 Schematic of TAN/BNi-2/GH3536 joint formation processes

3 結(jié) 論

選用非晶態(tài)BNi-2釬料實(shí)現(xiàn)了高鈮TiAl/GH3536合金的可靠釬焊連接。通過研究不同釬焊溫度對(duì)TAN/BNi-2/GH3536接頭界面微觀組織形貌以及力學(xué)性能的影響,探究歸納了接頭形成過程和界面組織演化機(jī)制,其中主要結(jié)論包括：

1) 采用BNi-2釬料釬焊連接高鈮TiAl/GH3536合金獲得典型接頭的界面組織結(jié)構(gòu)為TAN/B2 + τ3/τ4+(Ni-Ti)-B/γ+(Ni-Ti)-B + CrB + G 相/GH3536。

2) 升高釬焊溫度將對(duì)TAN/BNi-2/GH3536接頭的界面組織有較大影響,τ3/τ4化合物層及釬縫區(qū)域均逐漸增厚,黑色相CrB發(fā)生粗化,點(diǎn)狀(Ni, Ti)-B數(shù)量減少。同時(shí),隨著釬焊溫度的升高,擴(kuò)散IV區(qū)逐漸消失,接頭由4個(gè)區(qū)域變?yōu)?個(gè)區(qū)域。

3) 隨著釬焊溫度的升高,接頭抗剪強(qiáng)度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢(shì)。在1160 ℃/10 min工藝參數(shù)下,釬焊接頭獲得最佳室溫剪切強(qiáng)度為106.8 MPa 以及最大高溫抗剪強(qiáng)度為76.2 MPa,其剪切強(qiáng)度降低約28.6%。接頭主要斷裂于τ3/τ4化合物層,斷裂方式均為脆性斷裂。當(dāng)化合物層過厚或存在微裂紋時(shí),接頭的力學(xué)性能嚴(yán)重惡化。

4) TAN/BNi-2/GH3536接頭形成過程可以劃分為4個(gè)階段：固相擴(kuò)散、液相生成、等溫?cái)U(kuò)散凝固和殘余液相析出。