郭民，雷玉珍，趙健，宋曉國，于治水，石銘霄

(1.上海工程技術大學,上海,201620；2.哈爾濱工業(yè)大學(威海),山東省特種焊接技術重點實驗室,威海,264209；3.江蘇科技大學,鎮(zhèn)江,212003)

0 序言

Ti60鈦合金是Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-Ta-Si 系 多元復合強化的近α 型高溫鈦合金，具有良好的高溫抗氧化性和高溫熱穩(wěn)定性，是航空發(fā)動機高溫部件的候選材料之一[1].Ti-6Al-4V(TC4)是一種應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，實現(xiàn)二者的精密連接對于拓寬其在航空航天等領域的應用具有重要的意義[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成，其高溫強度低，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 元素具有較強的親和性[7]，鈦基釬料往往會摻入Cu 元素來促進釬焊連接，因此部分學者采用純銅箔或銅基釬料也實現(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理，分析不同釬焊溫度對接頭的微觀組織和力學性能的影響.

1 試驗方法

試驗采用的母材是Ti60 鈦合金和TC4 鈦合金，微觀組織結(jié)構如圖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)量分數(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行裝配,如圖1c 所示.裝配完成后，將試樣放入真空爐中進行釬焊.設置保溫時間為10 min,溫度分別為930，950，970，990，1 010 ℃的條件下進行試驗，研究不同溫度對釬焊接頭組織和力學性能的影響.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)對釬焊接頭進行組織分析，采用電子萬能試驗機對釬焊接頭進行剪切測試.

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 試驗結(jié)果與分析

2.1 釬焊接頭界面微觀組織結(jié)構分析

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 個區(qū)域：位于Ti60 側(cè)分布灰色相和灰黑色相擴散區(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鍵作用，母材中的Al 元素也向釬縫中擴散，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

為了進一步分析界面化合物組成，對典型接頭界面區(qū)域進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，對應的各相點掃描元素分析結(jié)果如表1所示.A 點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 點主要為Ti3Pt 化合物.根據(jù)Ti-Cu 二元相圖推測，B 點、D 點和E 點為Ti2Cu 化合物[10]，C 點為α-Ti+Ti2Cu 相，F(xiàn) 點為α-Ti 相[11].因此擴散層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)域為Ti2Cu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 中各點元素含量及可能相(原子分數(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(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，當溫度未達到鈦銅共晶液相時，發(fā)生固相的原子擴散，根據(jù)相關文獻[12]可知，Ti 元素的擴散速率大于Cu 元素的擴散速率，Ti 原子優(yōu)先進入Cu75Pt 中間層，由Ti-Cu 二元相圖可知，當Ti 元素和Cu 元素的濃度達到一定含量，且溫度達到Ti-Cu 共晶液相線時，釬料合金與母材界面處產(chǎn)生共晶液相.Cu 元素擴散至母材處，形成擴散區(qū)，隨著母材與釬料界面液相的產(chǎn)生，會加速釬縫中各元素的擴散速率，液相不斷擴展，釬料中的Pt 元素也會向液相中溶解，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，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，提高了擴散區(qū)寬度，在母材側(cè)形成大量的富Cu 相β 相，當溫度低于α 相與β 相的轉(zhuǎn)變溫度時，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，在擴散區(qū)形成殘余液相，這些殘余液相逐漸凝固，并反應生成Ti2Cu 金屬間化合物.最終靠近母材側(cè)的擴散反層由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)的擴散區(qū)組織變化明顯.隨著溫度升高，元素的擴散速率提高，在溫度到達970 ℃前，釬料中Cu 元素與母材中擴散的Ti 元素反應加劇，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.當釬焊溫度高于970 ℃時，隨著溫度的進一步升高，釬料中的Cu 元素減少，Ti 和Cu 元素反應速率減緩，釬縫寬度變化不大.對于擴散區(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散，增加了擴散區(qū)β-Ti 的含量.當溫度降低時,通過β-Ti→α-Ti+Ti2Cu 的共析反應，接頭中的β-Ti 轉(zhuǎn)變成α-Ti+Ti2Cu，擴散反應區(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,釬焊接頭的抗剪強度先上升后下降，當釬焊溫度為970 ℃時，接頭達到最大抗剪強度130.9 MPa.隨著釬焊溫度的升高，位于母材側(cè)的擴散反應層厚度逐漸增加，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，會導致接頭中晶粒不斷長大，粗化，導致接頭力學性能下降.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由于釬縫中脆性相化合物會引起接頭裂紋產(chǎn)生，并最終導致接頭發(fā)生斷裂.

圖5 釬焊溫度對接頭抗剪強度的影響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Ti60/Ti2Cu+α-Ti/Ti2Cu/Ti2Cu+Ti3Pt/Ti2Cu/Ti2Cu+α-Ti/TC4.隨著釬焊溫度的升高，擴散反應層厚度增加，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，接頭的抗剪強度先升高后減小，當釬焊溫度970 ℃，保溫10 min 時，接頭的抗剪強度最大為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.