郭民，雷玉珍，趙健，宋曉國，于治水，石銘霄

(1.上海工程技術(shù)大學(xué),上海,201620；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.江蘇科技大學(xué),鎮(zhèn)江,212003)

0 序言

Ti60鈦合金是Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-Ta-Si 系 多元復(fù)合強(qiáng)化的近α 型高溫鈦合金，具有良好的高溫抗氧化性和高溫?zé)岱€(wěn)定性，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫部件的候選材料之一[1].Ti-6Al-4V(TC4)是一種應(yīng)用廣泛的鈦合金由于它具有高的斷裂韌性，良好的延展性和可加工性而成為鈦合金工業(yè)中的王牌合金[2-3].基于Ti60 與TC4 鈦合金的優(yōu)良性能，實(shí)現(xiàn)二者的精密連接對于拓寬其在航空航天等領(lǐng)域的應(yīng)用具有重要的意義[4-5].

傳統(tǒng)釬焊鈦合金的釬料主要有銀基釬料和鈦基釬料.由于使用銀基釬料得到的釬焊接頭釬縫中主要由銀基固溶體構(gòu)成，其高溫強(qiáng)度低，使銀基釬料在連接高溫鈦合金方面受到限制[6].鈦基釬料是連接鈦合金使用最廣泛的高溫釬料之一，由于Cu 元素對Ti 元素具有較強(qiáng)的親和性[7]，鈦基釬料往往會(huì)摻入Cu 元素來促進(jìn)釬焊連接，因此部分學(xué)者采用純銅箔或銅基釬料也實(shí)現(xiàn)了鈦合金的連接[8].此外Pt 原子為惰性原子，在釬料中添加金屬鉑可以提高焊接接頭的抗氧化性和耐腐蝕性[9].

文中采用Cu75Pt 高溫釬料真空釬焊Ti60 和TC4 鈦合金，研究接頭界面組織形成機(jī)理，分析不同釬焊溫度對接頭的微觀組織和力學(xué)性能的影響.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用的母材是Ti60 鈦合金和TC4 鈦合金，微觀組織結(jié)構(gòu)如圖1 所示.圖1a 為Ti60 鈦合金(Ti-5.6Al-3.7Sn-3.0Zr-0.6Mo-0.9Ta-0.3Si-0.01C,質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)，由α-Ti 和β-Ti 組成，圖1b 為TC4 鈦合金.釬料為Cu75Pt 箔片，熔化區(qū)間為1 125～ 1 170 ℃，主要成分是Cu(s,s)和部分Pt(s,s).先將Ti60 和TC4 母材用線切割設(shè)備加工成尺寸分別為5 mm ×5 mm × 5 mm 和20 mm × 10 mm × 3 mm 大小的試樣，依次采用180 號、300 號、600 號、800 號、1 000號的金相砂紙對母材進(jìn)行打磨拋光以去除表面氧化膜，然后將制備好的Ti60 和TC4 試樣進(jìn)行超聲清洗.將試樣以Ti60 鈦合金/Cu75Pt/TC4 鈦合金由上向下的順序進(jìn)行裝配,如圖1c 所示.裝配完成后，將試樣放入真空爐中進(jìn)行釬焊.設(shè)置保溫時(shí)間為10 min,溫度分別為930，950，970，990，1 010 ℃的條件下進(jìn)行試驗(yàn)，研究不同溫度對釬焊接頭組織和力學(xué)性能的影響.釬焊過程中，爐中的真空度保持在5 × 10-3Pa，先以10 ℃/min 從室溫升溫至800 ℃，保溫10 min，使釬焊爐中溫度均勻化，再以10 ℃/min 升溫至釬焊溫度，在釬焊溫度下保溫10 min，再以降溫速度10 ℃/min 降溫至400 ℃，然后隨爐冷卻至室溫.采用X 射線衍射儀(XRD)，掃描電子顯微鏡(SEM)以及能譜分析儀(EDS)對釬焊接頭進(jìn)行組織分析，采用電子萬能試驗(yàn)機(jī)對釬焊接頭進(jìn)行剪切測試.

圖1 母材與裝備示意圖(mm)Fig.1 Microstructures of substrates and schematic diagram of brazing assembly.(a) Ti60 alloy;(b)TC4 alloy;(c) brazing assembly

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 釬焊接頭界面微觀組織結(jié)構(gòu)分析

圖2 所示為釬焊溫度970 ℃，保溫10 min 條件下獲得的Ti60/Cu75Pt/TC4 典型接頭界面組織和主要元素面掃描分布結(jié)果.從圖2a 中可以看出，接頭界面組織中沒有氣孔和微裂紋等缺陷，釬料與Ti60 和TC4 實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合.從接頭的形貌可以將接頭界面劃分為3 個(gè)區(qū)域：位于Ti60 側(cè)分布灰色相和灰黑色相擴(kuò)散區(qū)Ⅰ區(qū)，分布有亮白色塊體和灰色相的釬縫中間區(qū)域Ⅱ區(qū)，以及靠近TC4 側(cè)分布有枝狀灰黑色相和灰色相擴(kuò)散區(qū)Ⅲ區(qū).圖2b，2c 的結(jié)果表明，母材中的Ti 元素向釬縫中發(fā)生了擴(kuò)散，釬料中的Cu 元素在母材側(cè)發(fā)生了聚集，Ti60 鈦合金與TC4 鈦合金側(cè)的界面反應(yīng)層主要由Ti 和Cu 元素組成，表明Ti 和Cu 元素在鈦合金的連接中起到了關(guān)鍵作用，母材中的Al 元素也向釬縫中擴(kuò)散，釬料中的Pt 元素在焊縫中分布均勻.

圖2 970 ℃/10 min 典型接頭界面結(jié)構(gòu)和接頭不同元素面掃描Fig.2 Microstructure and corresponding element distribution of the Ti60/Cu75Pt/TC4 joint brazed at 970 ℃ for 10 min.(a) microstructure maps;(b) Ti element;(c) Cu element;(d) Pt element;(e) Al element

為了進(jìn)一步分析界面化合物組成，對典型接頭界面區(qū)域進(jìn)行了局部放大和物相分析.圖3 為970℃/10 min 條件下獲得的接頭典型界面中各區(qū)域局部放大圖，對應(yīng)的各相點(diǎn)掃描元素分析結(jié)果如表1所示.A 點(diǎn)的白色化合物主要含有Ti 和Pt 兩種元素，且二者的原子比接近3∶1，結(jié)合Ti-Pt 二元相圖推測A 點(diǎn)主要為Ti3Pt 化合物.根據(jù)Ti-Cu 二元相圖推測，B 點(diǎn)、D 點(diǎn)和E 點(diǎn)為Ti2Cu 化合物[10]，C 點(diǎn)為α-Ti+Ti2Cu 相，F(xiàn) 點(diǎn)為α-Ti 相[11].因此擴(kuò)散層I 區(qū)主要由α-Ti 和Ti2Cu 組成，釬縫中間區(qū)域II 區(qū)中的亮白色相為Ti3Pt 化合物，灰色區(qū)域?yàn)門i2Cu化合物層，III 區(qū)主要由Ti2Cu 和α-Ti 組成.由以上分析可以得出，使用Cu75Pt 釬料釬焊Ti60 和TC4 獲得的接頭典型界面組織為 Ti60/Ti2Cu+α-Ti/Ti2Cu/Ti2Cu+Ti3Pt/Ti2Cu/Ti2Cu+α-Ti/TC4.

表1 圖3 中各點(diǎn)元素含量及可能相(原子分?jǐn)?shù),%)Table 1 Element content and possible phase of each point in Fig.3

圖3 釬焊接頭界面組織結(jié)構(gòu)(970 ℃，10 min)Fig.3 Interfacial microstructure of Ti60/Cu75Pt/Ti60 at 970 ℃ for 10 min.(a) magnified zone I and zone II;(b) magnified zone III

在升溫過程中，當(dāng)溫度未達(dá)到鈦銅共晶液相時(shí)，發(fā)生固相的原子擴(kuò)散，根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)[12]可知，Ti 元素的擴(kuò)散速率大于Cu 元素的擴(kuò)散速率，Ti 原子優(yōu)先進(jìn)入Cu75Pt 中間層，由Ti-Cu 二元相圖可知，當(dāng)Ti 元素和Cu 元素的濃度達(dá)到一定含量，且溫度達(dá)到Ti-Cu 共晶液相線時(shí)，釬料合金與母材界面處產(chǎn)生共晶液相.Cu 元素?cái)U(kuò)散至母材處，形成擴(kuò)散區(qū)，隨著母材與釬料界面液相的產(chǎn)生，會(huì)加速釬縫中各元素的擴(kuò)散速率，液相不斷擴(kuò)展，釬料中的Pt 元素也會(huì)向液相中溶解，使Ti-Cu 二元液相轉(zhuǎn)變?yōu)門i-Cu-Pt 三元液相.隨著釬焊溫度的升高，釬料完全液化.在等溫階段，Ti 與Pt 元素發(fā)生反應(yīng)，在界面處生成Ti3Pt.在降溫過程中，隨著溫度的降低，液相逐漸凝固，在釬縫處析出Ti2Cu 金屬間化合物.此外擴(kuò)散區(qū)處的Cu 作為β 穩(wěn)定元素，可以降低β 相的轉(zhuǎn)變溫度，提高了擴(kuò)散區(qū)寬度，在母材側(cè)形成大量的富Cu 相β 相，當(dāng)溫度低于α 相與β 相的轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，β 相發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，生成α 相和Ti2Cu 組織，由于等溫凝固發(fā)生不完全，在擴(kuò)散區(qū)形成殘余液相，這些殘余液相逐漸凝固，并反應(yīng)生成Ti2Cu 金屬間化合物.最終靠近母材側(cè)的擴(kuò)散反層由α-Ti 和Ti2Cu 組成，釬縫中間區(qū)域主要由Ti3Pt和Ti2Cu 組成.

2.2 釬焊溫度對界面微觀組織的影響

圖4 為不同釬焊溫度下保溫時(shí)間10 min 獲得的Ti60/Cu75Pt/TC4 接頭界面組織背散射圖.由圖可知，在不同的釬焊溫度下，釬焊接頭均無孔洞和裂紋等缺陷.隨著溫度的升高，接頭界面形貌變化顯著，尤其位于母材側(cè)的擴(kuò)散區(qū)組織變化明顯.隨著溫度升高，元素的擴(kuò)散速率提高，在溫度到達(dá)970 ℃前，釬料中Cu 元素與母材中擴(kuò)散的Ti 元素反應(yīng)加劇，引起釬縫中間區(qū)域的Ti3Pt 相和Ti2Cu 相減少，釬縫寬度隨之減小.當(dāng)釬焊溫度高于970 ℃時(shí)，隨著溫度的進(jìn)一步升高，釬料中的Cu 元素減少，Ti 和Cu 元素反應(yīng)速率減緩，釬縫寬度變化不大.對于擴(kuò)散區(qū)，Cu 元素作為β-Ti 穩(wěn)定元素可使鈦合金的β 相相變溫度降低和促進(jìn)α-Ti 向β-Ti 的轉(zhuǎn)變.溫度的逐漸升高，Cu 元素加劇向母材方向擴(kuò)散，增加了擴(kuò)散區(qū)β-Ti 的含量.當(dāng)溫度降低時(shí),通過β-Ti→α-Ti+Ti2Cu 的共析反應(yīng)，接頭中的β-Ti 轉(zhuǎn)變成α-Ti+Ti2Cu，擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)厚度增加.

圖4 不同釬焊溫度接頭界面微觀組織(保溫10 min)Fig.4 Microstructure of joint interface at different brazing temperatures (t=10 min).(a) 930 ℃;(b) 950 ℃;(c) 970 ℃;(d) 990 ℃;(e) 1 010 ℃

2.3 釬焊溫度對接頭力學(xué)性能的影響與斷口形貌

圖5 為保溫10 min，不同釬焊溫度對接頭抗剪強(qiáng)度的影響.從圖結(jié)果可知，隨著釬焊溫度的升高,釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度先上升后下降，當(dāng)釬焊溫度為970 ℃時(shí)，接頭達(dá)到最大抗剪強(qiáng)度130.9 MPa.隨著釬焊溫度的升高，位于母材側(cè)的擴(kuò)散反應(yīng)層厚度逐漸增加，釬縫中間區(qū)厚度減小，釬縫中Ti2Cu,Ti3Pt 金屬間化合物含量減少.金屬間化合物的減少，有利于提高接頭性能，然而溫度的不斷升高，會(huì)導(dǎo)致接頭中晶粒不斷長大，粗化，導(dǎo)致接頭力學(xué)性能下降.圖6 為970 ℃/10 min 條件下獲得的接頭斷口形貌，圖7 為物相XRD 分析.從圖中可知接頭斷裂為脆性斷裂特征.斷口內(nèi)主要化合物為Ti2Cu 和Ti3Pt，由于釬縫中脆性相化合物會(huì)由于釬縫中脆性相化合物會(huì)引起接頭裂紋產(chǎn)生，并最終導(dǎo)致接頭發(fā)生斷裂.

圖5 釬焊溫度對接頭抗剪強(qiáng)度的影響Fig.5 Influence of different brazing temperatures on the shear strength of the joints

圖6 970 ℃/10 min 條件下接頭斷口形貌Fig.6 Morphology of the fracture surface

圖7 斷口產(chǎn)物XRD 分析Fig.7 XRD pattern of the fracture surface

3 結(jié)論

(1) 采用Cu75Pt 釬料實(shí)現(xiàn)了Ti60 與TC4 鈦合金的釬焊連接，接頭的典型界面組織結(jié)構(gòu)Ti60/Ti2Cu+α-Ti/Ti2Cu/Ti2Cu+Ti3Pt/Ti2Cu/Ti2Cu+α-Ti/TC4.隨著釬焊溫度的升高，擴(kuò)散反應(yīng)層厚度增加，釬縫區(qū)厚度減小，釬縫中Ti2Cu，Ti3Pt 金屬間化合物含量減少.

(2) 隨著釬焊溫度的升高，接頭的抗剪強(qiáng)度先升高后減小，當(dāng)釬焊溫度970 ℃，保溫10 min 時(shí)，接頭的抗剪強(qiáng)度最大為130.9 MPa，接頭的斷裂方式為脆性斷裂，斷裂發(fā)生在釬縫中間區(qū)域.