Ni71CrSi中間層釬焊連接C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金GH3044

張 鑫，史小紅，王 杰，李賀軍，李克智

(西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國家重點實驗室C/C復(fù)合材料工程中心，陜西西安710072)

1 前言

C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金在高溫環(huán)境下均具有優(yōu)異的熱學(xué)和機械性能，廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1－3]。兩者雖為高溫結(jié)構(gòu)材料，但是它們在結(jié)構(gòu)和性能上有很大差異。如C/C復(fù)合材料的密度和熱膨脹系數(shù)比較低，而鎳基合金的密度和熱膨脹系數(shù)相對比較高;C/C復(fù)合材料的使用溫度高于鎳基高溫合金的使用溫度，但由于C/C復(fù)合材料的脆性大、生產(chǎn)工藝復(fù)雜以及生產(chǎn)成本高，因此很難加工成復(fù)雜的零部件應(yīng)用于飛行器結(jié)構(gòu)部件中[4－6]。若能實現(xiàn)鎳基合金和C/C復(fù)合材料的連接，不僅可以提高飛行器的使用溫度，還可以降低飛行器重量和生產(chǎn)成本。

目前，關(guān)于C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金連接的研究并不多，所用連接方法主要有釬焊和擴散焊[7－9]。C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金連接的難度在于:①兩者的物理化學(xué)性質(zhì)相差大，鎳基合金難以潤濕C/C復(fù)合材料的表面;②鎳合金的熱膨脹系數(shù)((12.5～16.3)×10－6m/℃，20～1 000℃)與C/C復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)((0～2.2)×10－6m/℃，20～2 000℃)相差大，導(dǎo)致接頭在冷卻過程中產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，引起在接頭連接界面或界面附近產(chǎn)生裂紋，最終導(dǎo)致接頭過早失效斷裂[10－11]。

為了解決C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金難以連接的技術(shù)問題，本文以鎳基釬料Ni71CrSi為中間層，利用真空熱壓技術(shù)對C/C復(fù)合材料與鎳基合金進(jìn)行了釬焊連接，研究了釬料對基體的潤濕性和接頭的顯微組織、斷裂方式及接頭的顯微硬度分布。

2 試驗過程

C/C復(fù)合材料由熱梯度化學(xué)氣相沉積工藝制備，密度為1.65 g/cm3。利用包埋法在一部分C/C試樣表面制備SiC涂層，以得到表面改性的C/C復(fù)合材料。鎳基高溫合金GH3044由西安航空發(fā)動機廠提供，其化學(xué)成分見表1，樣品的尺寸均為15 mm×10 mm×5 mm。采用的中間層為市購的Ni71CrSi釬料，粉料粒度為74 μm。

表1 GH3044鎳基高溫合金的化學(xué)成分(w/%)Table 1 Chemical composition of Ni-based superalloy GH3044(w/%)

試樣在連接前先用砂紙打磨，鎳基合金要進(jìn)行拋光處理，然后將所有試樣再放入無水乙醇中，利用超聲波進(jìn)行清洗，最后烘干備用。稱取適量的釬料，放入酒精溶液中，充分?jǐn)嚢栊纬删鶆虻牧蠞{，將料漿涂覆在C/C復(fù)合材料的待連接表面，最后將鎳基合金放置在釬料上形成夾心結(jié)構(gòu)。將此夾心結(jié)構(gòu)放在ZRR-55真空熱壓爐中進(jìn)行連接，具體連接工藝為:連接溫度大于1 160℃，熱壓時間為30 min，真空度＜1×10－2Pa。

在CMT5304-30kN萬能試驗機上進(jìn)行室溫剪切強度測試，加載速率為0.5 mm/min，使用的剪切模具與文獻(xiàn)[12]相似。通過JSM6360掃描電鏡觀察和EDS分析所得接頭的截面組織結(jié)構(gòu)和元素分布，通過MHT-M型微米壓痕儀來確定顯微硬度分布，載荷為4 N，加載時間為10 s。

3 結(jié)果與討論

3.1 界面潤濕性及連接溫度的確定

釬料能否潤濕并進(jìn)一步與被連接材料發(fā)生反應(yīng)是連接成敗的關(guān)鍵。首先，利用文獻(xiàn)[13]中的方法測試釬料對表面未改性的C/C復(fù)合材料和SiC涂層改性的C/C試樣表面的潤濕性。圖1是Ni71CrSi釬料的DSC曲線，從圖1可以看出釬料在1 120℃有很強的吸熱峰，因此可確定釬料的熔點為1 120℃。試驗溫度一般為釬料液相線溫度以上30～80℃[14]。本實驗取連接溫度為1 180℃，并在此溫度下進(jìn)行潤濕性實驗。圖2是Ni基釬料在試樣表面的潤濕結(jié)果圖，從圖2中可以看出釬料在試樣表面可以很好的鋪展。但在圖2b箭頭處卻看到潤濕鋪展的釬料與C/C接觸的界面有裂縫，主要原因是C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金熱膨脹系數(shù)相差比較大，而鎳基釬料的熱膨脹系數(shù)與鎳基合金的熱膨脹系數(shù)接近，相差較大的熱膨脹系數(shù)會導(dǎo)致釬料在冷卻的過程中產(chǎn)生較大的殘余熱應(yīng)力，從而在C/C復(fù)合材料與釬料界面處產(chǎn)生裂紋。而釬料與表面改性的C/C復(fù)合材料的潤濕界面結(jié)合十分牢固(圖2c)，未觀察到因殘余熱應(yīng)力導(dǎo)致的裂紋(圖2d)。主要原因是因為SiC涂層的熱膨脹系數(shù)介于C/C復(fù)合材料與鎳基合金之間，可以起到緩沖熱應(yīng)力的作用[15]，從而避免了裂紋的產(chǎn)生。

圖1 Ni71CrSi釬料的DSC曲線Fig.1 DSC curve of Ni71CrSi

3.2 接頭的微觀結(jié)構(gòu)分析

在1 180℃下連接C/C復(fù)合材料與鎳基合金，由于熱膨脹系數(shù)差距大，連接失敗;而表面改性的C/C復(fù)合材料與鎳基合金連接良好，圖3為其接頭的SEM照片。從圖3中可看出，釬料與C/C復(fù)合材料及鎳基合金界面處連接良好，沒有明顯的缺陷。經(jīng)真空1 180℃×30 min釬焊后，接頭處的Ni基釬料分成灰色與白色兩相，且在靠近C/C復(fù)合材料一側(cè)的界面區(qū)，生成一層含有深灰色的反應(yīng)層。從線掃描圖譜中看出，釬焊過程中發(fā)生了元素的互擴散，Cr元素在深灰色層出現(xiàn)富集，而淺灰色區(qū)Ni，Si元素則擴散的比較均勻。

圖2 Ni基釬料在試樣表面的潤濕結(jié)果:(a)，(b)C/C試樣;(c)，(d)SiC表面改性的C/C試樣Fig.2 The wetting result of Ni71CrSi on the surface of the sample:(a)，(b)one side of C/C composite and(c)，(d)one side of C/C composite with SiC modified coating

圖3 表面改性的C/C復(fù)合材料/鎳基合金接頭截面SEM照片(a)及元素線掃描圖譜(b)Fig.3 The SEM image of the C/C composite with SiC modified coating(a)and GH3044 joint the line-scanning EDS analysis for the cross-section of the joint(b)

根據(jù)中間層生成反應(yīng)相形態(tài)的不同，將中間層劃分為4個區(qū)域。利用EDS對不同區(qū)域進(jìn)行成分分析，結(jié)果列于表2中。從圖4可以看到在靠近C/C復(fù)合材料界面的Ⅰ區(qū)點1處的深灰色相，C與Cr元素的含量明顯較多，同時有少量Ni，但是未檢測到Si。這個區(qū)域Cr比較多的原因是:Cr是一種強碳化物元素[16]，會在釬焊過程中向含C元素比較多的C/C一側(cè)富集并與C元素發(fā)生反應(yīng)。結(jié)合相圖知，點1處主要包含生成物Cr7C3，點2處Ni元素比較多，含有少量的C，Si，在此溫度下Ni和Si會發(fā)生共晶反應(yīng)生成Ni-Si化合物，因此Ⅰ區(qū)主要由Ni-Si金屬間化合物和Ni基固溶體(即Ni(s.s))以及分布在其上的C-Cr化合物構(gòu)成，而Ni-Si化合物一般主要以Ni3Si方式存在;在區(qū)域Ⅱ處，主要是在灰色相中均勻地分布著較大的白色顆粒，而對于Ⅲ區(qū)，這種白色的顆粒變得細(xì)小。結(jié)合EDS分析3點和5點白色顆粒體Cr元素的含量明顯低于2點，說明Cr元素不在此區(qū)域發(fā)生偏聚，但Si的含量較多，其主要組成應(yīng)為C-Cr化合物和Ni-Si的混合物。4點和6點處則應(yīng)該為Ni-Si金屬間化合物和Ni基固溶體的混合物。白色顆粒由大變小的主要原因是越靠近鎳合金一側(cè)(即Ⅲ區(qū))，Cr元素含量逐漸減少，生成的C-Cr化合物也減少，鎳合金中的其他元素如W，Ti及Mo，也會與C元素反應(yīng)生成其他碳化物(MC)。由于其含量比較少，故生成的碳化物顆粒也相對變得細(xì)小。Ⅳ區(qū)靠近CH3044一側(cè)，Ni的含量相對增加，因此其主要相為Ni固溶體混合物，鎳基合金中的其他元素與C元素生成的碳化物及少量Ni-Si化合物。

圖4 接頭不同區(qū)域的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM image of different zones of joint

表2 圖4中不同區(qū)域的EDS分析結(jié)果Table 2 The EDS analysis results of the regions marked in Fig.4

以上說明在釬焊過程中元素發(fā)生明顯擴散，生成了多種新相。釬焊接頭的界面主要結(jié)構(gòu)為:表面改性C/C/Ni(s.s)+Cr7C3+Ni3Si/Ni(s.s)+Cr3C2+Ni3Si/Ni(s.s)+Cr3C2+MC+Ni3Si/Ni3Si+MC +Ni(s.s)/GH3044。

3.3 接頭硬度分析

接頭生成產(chǎn)物的不同，會影響接頭的硬度分布。圖5為接頭的硬度分布圖，可看出接頭顯微硬度呈中間高兩邊低的變化趨勢。母材的硬度變化不大。在接頭Ⅱ區(qū)域顯微硬度達(dá)到最大值，說明此處生成大量脆而硬的金屬間化合物相，從圖4b也可以看到這個區(qū)域主要分布著白色的大顆粒，其為Ni3Si和C-Cr化合物組成的混合物，而Ni3Si屬于脆硬性相[17];Ⅰ、Ⅲ和Ⅳ區(qū)域均勻緩慢變化，向母材靠近硬度值持續(xù)下降，這些區(qū)域Ni基固溶體的含量比較高，且隨著元素的進(jìn)一步擴散脆性相相對減少，因此硬度呈逐漸降低趨勢。

圖5 接頭的硬度分布圖Fig.5 Hardness distribution of joint

3.4 接頭的剪切強度分析

由剪切強度測試結(jié)果可知，與C/C復(fù)合材料相比，釬焊試樣的剪切強度比較高，最高可達(dá)35.08 MPa，高于C/C復(fù)合材料的層間剪切強度(26.1 MPa)。由斷裂試樣的側(cè)面可以看出(圖6a)，斷裂面位于C/C復(fù)合材料母材的一側(cè)，說明接頭焊接強度已經(jīng)超過了C/C復(fù)合材料本身層間強度，從強度測試后的斷口(圖6b)可以看到鎳合金一側(cè)粘有大量的C/C復(fù)合材料。從接頭的載荷－位移曲線(圖7)可以看到，斷裂表現(xiàn)為假塑性斷裂。剪切分為3個階段:第一階段接頭所承載的力不斷增加;第二階段，接頭有部分?jǐn)嗔眩侨阅艹惺茌^大的力;第三階段，載荷增加到一定程度時，接頭發(fā)生斷裂失效。接頭斷口C/C一側(cè)很不平整，說明裂紋在接頭中擴展時遇到大量的阻礙，發(fā)生多次偏轉(zhuǎn)。根據(jù)斷口的特點，C/C復(fù)合材料釬焊連接強度較高的原因主要有兩個:①SiC涂層起到很好的過渡作用，緩沖了C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金因熱膨脹系數(shù)不匹配所引起的熱應(yīng)力，熱應(yīng)力在界面處的積聚轉(zhuǎn)向C/C復(fù)合材料內(nèi);②釬料與表面改性的C/C復(fù)合材料生成的反應(yīng)層具有一定的韌性和強度，導(dǎo)致斷裂發(fā)生在C/C復(fù)合材料一側(cè)。

圖6 接頭斷裂形貌:(a)剪切斷裂試樣照片，(b)接頭的斷面照片F(xiàn)ig.6 Fracture morphology of joint:(a)fracture sample and(b)fracture suface of joint

圖7 表面SiC改性的C/C-GH3044接頭力-位移曲線Fig.7 The lord-displacement curve of surface modified C/CGH3044 joint

4 結(jié)論

(1)在1 180℃的釬焊溫度下，Ni71CrSi釬料可以很好地潤濕SiC表面改性的C/C復(fù)合材料。由于SiC涂層對熱應(yīng)力的緩沖作用，釬料與表面改性C/C復(fù)合材料的潤濕界面結(jié)合牢固，可有效避免因存在殘余熱應(yīng)力而產(chǎn)生裂紋。

(2)表面改性的C/C復(fù)合材料與鎳基高溫合金連接較好，接頭的剪切強度可達(dá)35.08 MPa，斷裂方式呈假塑性斷裂。

(3)接頭的顯微硬度呈兩邊低中間高的趨勢，且形成表面改性C/C/Ni(s.s)+Cr7C3+Ni3Si/Ni(s.s)+Cr3C2+Ni3Si/Ni(s.s)+Cr3C2+MC+Ni3Si/Ni3Si+MC+Ni(s.s)/GH3044界面結(jié)構(gòu)。

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