TiAl合金與ZrB2-SiC陶瓷非晶釬焊接頭組織與力學(xué)性能

王 微 王 剛 吳 鵬 徐海濤 朱冬冬

（1 安徽機(jī)電職業(yè)技術(shù)學(xué)院航空與材料學(xué)院，蕪湖 241002）

（2 安徽工程大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院，蕪湖 241000）

（3 衢州學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院，衢州 324000）

文 摘 采用Cu41.83Ti30.21Zr19.76Ni8.19（at.%）非晶釬料對Ti48Al2Cr2Nb 合金與ZrB2-SiC 陶瓷進(jìn)行真空釬焊連接，通過掃描電鏡、能譜分析、X 射線衍射以及萬能試驗機(jī)對接頭的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行研究。結(jié)果表明：TiAl 合金與ZrB2-SiC 陶瓷釬焊接頭的界面結(jié)構(gòu)為TiAl/Ti2Al/AlCuTi/（Ti，Zr）2（Cu，Ni）+TiB+TiCu/Ti5Si3/ZS。當(dāng)釬焊溫度為910 ℃，隨著保溫時間的延長，靠近ZrB2-SiC 一側(cè)反應(yīng)層寬度逐漸增大，接頭中彌散分部的TiB和TiCu聚集長大。接頭剪切強(qiáng)度隨著保溫時間的延長先上升后降低，當(dāng)釬焊溫度為910 ℃，保溫20 min時，接頭剪切強(qiáng)度最大，為187 MPa，通過對各工藝的接頭斷口分析，發(fā)現(xiàn)接頭均斷裂在陶瓷側(cè)，斷裂方式為脆性斷裂。

0 引言

TiAl 合金作為一種能夠替代鎳基合金的輕質(zhì)高溫合金，擁有高強(qiáng)度、良好的抗腐蝕性和高彈性模量等優(yōu)點，這些優(yōu)異的性能使得其在飛機(jī)渦輪葉片上得到廣泛的應(yīng)用［1-3］。但TiAl 合金由于室溫塑性較差無法直接加工成復(fù)雜的結(jié)構(gòu)件，阻礙了其發(fā)展與應(yīng)用。為了更好的將TiAl 合金運用到實際生產(chǎn)中，各國學(xué)者們針對TiAl 合金的連接進(jìn)行了相應(yīng)的研究。一般來說，能夠有效地連接TiAl 合金的方式有擴(kuò)散焊［4］、激光焊［5］和釬焊等［6-11］，相較之下，采用釬焊方式連接TiAl 合金成本較低且接頭有著較高的力學(xué)性能。近年來，國內(nèi)外學(xué)者們對TiAl 釬焊連接進(jìn)行了相應(yīng)的研究。

LIU［12］等人采用AgCuTi釬料對TiAl合金與Al2O3進(jìn)行了釬焊連接。結(jié)果表明，當(dāng)釬焊溫度增大或保溫時間延長接頭中AlCu2Ti 相會聚集成大塊脆性化合物，影響接頭力學(xué)性能。當(dāng)釬焊溫度為900 ℃，保溫5 min 時，接頭力學(xué)性能達(dá)最大值為49 MPa。REN［13］等人采用Ti 基釬料對TiAl 合金與Ti3Al 合金進(jìn)行真空釬焊連接，焊后接頭發(fā)現(xiàn)了微觀裂紋，降低接頭力學(xué)性能。FENG［14］等人使用AgCu 釬料對TiAl合金與ZrO2陶瓷釬焊連接。結(jié)果表明過高的釬焊溫度會導(dǎo)致接頭中脆性相大量生成，從而降低了接頭力學(xué)性能。從上述研究可以看出，TiAl 合金釬焊獲得的接頭往往會因為過高的殘余應(yīng)力導(dǎo)致接頭出現(xiàn)裂紋，從而影響接頭力學(xué)性能。

ZrB2-SiC 復(fù)合陶瓷（為了敘述方便簡稱為ZS）作為一種高溫材料廣泛地應(yīng)用在航空航天中，ZrB2陶瓷自身具有良好的導(dǎo)電性，高硬度以及耐高溫性，SiC的加入提高了ZrB2陶瓷的韌性［15-17］。但由于ZS 陶瓷自身脆性大，難以滿足實際生產(chǎn)需求。非晶釬料能夠降低釬焊溫度，從而減小殘余應(yīng)力提高接頭力學(xué)性能［18］。目前，國內(nèi)外已有學(xué)者采用非晶釬料連接金屬與陶瓷［19-21］。因此，實現(xiàn)TiAl 合金與ZS 陶瓷的連接對航空航天有著極大的意義。針對上述釬焊后接頭出現(xiàn)裂紋等問題，本文擬采用CuTiZrNi 系非晶釬料對TiAl合金與ZS陶瓷進(jìn)行釬焊連接。

1 實驗

1.1 材料的制備

所選用的TiAl 合金名義成分為Ti48Al2Cr2Nb（原子分?jǐn)?shù)），通過用高純度Ti，Al和Cr金屬以及Nb-Al中間合金進(jìn)行電弧熔煉來制備。為了確保成分的均勻性，將合金錠重復(fù)熔融至少四次。隨后，在Ar氣氛中，在1 380 ℃下熱處理30 min，以消除殘余應(yīng)力和降低收縮孔隙率［22］。ZS陶瓷是采用熱壓燒結(jié)法制備而成，整個燒結(jié)過程中壓力保持在30 MPa，溫度恒定在1 950 ℃，持續(xù)1 h。CuTiZrNi 系非晶釬料（Cu41.83Ti30.21Zr19.76Ni8.19）是采用快速凝固的方法制備，用純度為99.99%的Cu、Ti、Zr 和Ni 按照質(zhì)量配比，在真空熔煉爐中熔煉得到合金，將合金放入單輥熔體快淬機(jī)的石英玻璃管內(nèi)，采用高頻感應(yīng)加熱，待合金完全熔融后，在Ar氣氛圍中以40 m/s的速度通過噴嘴噴射到高速旋轉(zhuǎn)的冷卻銅輥表面，液態(tài)金屬由于受到急冷形成箔帶［23］。

1.2 實驗方法

采用電火花線切割技術(shù)將TiAl 合金切割成尺寸為4 mm 見方和10 mm×10 mm×4 mm 的樣品，將ZS陶瓷切割成尺寸為4 mm 見方的樣品。釬焊前使用SiC砂紙將待焊母材打磨至光滑，再將待焊樣品置于存有無水乙醇的超聲波清洗機(jī)中清洗3 min，隨后將母材與釬料裝配成三明治結(jié)構(gòu)，將兩個4 mm 見方的母材按照圖1（a）所示裝配，用于組織結(jié)構(gòu)觀察。將10 mm×10 mm×4 mm 和4 mm 見方的母材按照圖1（b）結(jié)構(gòu)放置，用于剪切測試。所用釬焊溫度為910 ℃，保溫時間分別為10、20 和30 min。釬焊工藝如圖2所示，先以10 ℃/min 的速率升至300 ℃，保溫30 min 后繼續(xù)以10 ℃/min 的速率加熱到910 ℃，保溫相應(yīng)時間后以5 ℃/min 降至300 ℃，隨爐冷卻至室溫。焊后對所獲得的接頭進(jìn)行打磨拋光處理，將處理好的樣品置于SEM（掃描電子顯微鏡）上觀察界面組織形貌，使用EDS（能譜分析）分析元素含量和元素擴(kuò)散現(xiàn)象，結(jié)合XRD（X 射線衍射）確定接頭中組織，使用萬能剪切試驗機(jī)測試接頭力學(xué)性能。

圖1 TiAl/CuTiZrNi/ZS釬焊接頭示意圖Fig.1 Schematic illustration of the TiAl/CuTiZrNi/ZS brazed joint

圖2 TiAl/CuTiZrNi/ZS釬焊工藝示意圖Fig.2 Brazing process of TiAl/CuTiZrNi/ZS brazed joint

2 結(jié)果與分析

2.1 接頭界面微觀結(jié)構(gòu)與組織成分

圖3是采用CuTiZrNi 非晶釬料在釬焊溫度910 ℃、保溫10 min 獲得的TiAl/ZS 接頭界面微觀形貌。從圖3（a）可以看到接頭結(jié)合良好，并未發(fā)現(xiàn)孔洞和裂紋等缺陷。釬縫寬度約為58μm，整個接頭可以劃分為三個不相同的連續(xù)反應(yīng)區(qū)，分別為Ⅰ區(qū)（靠近TiAl 一側(cè)的反應(yīng)區(qū)）、Ⅱ區(qū)（中心反應(yīng)區(qū)）、Ⅲ區(qū)（靠近ZS一側(cè)的反應(yīng)區(qū)）。I區(qū)主要是由黑色A 相和灰色B 相交替形成的層狀結(jié)構(gòu)，Ⅱ區(qū)為三相混合區(qū)域，由黑色相C，白色基體相D 以及灰色相E 組成，Ⅲ區(qū)主要含有灰色長條狀F，如圖3（b）、3（c）所示。

圖3 釬焊溫度910 ℃、保溫10 min接頭微觀組織形貌Fig.3 Microstructure of joint brazed at 910 ℃for 10 min

對析出相進(jìn)行EDS 分析，結(jié)果如表1所示，同時對剪切斷口樣品進(jìn)行XRD 掃描（由于接頭斷裂在陶瓷側(cè)，使用2000#砂紙將斷口打磨至釬焊焊縫處），如圖4所示。基于EDS 和XRD 分析結(jié)果，可以判斷A點主要含有Ti、Al 元素且原子分?jǐn)?shù)比為2∶1，B 點主要含有Al、Cu、Ti 元素，故A 點為Ti2Al 相，B 點為AlCuTi相［24］。C點主要由Ti元素和B元素組成，且原子分?jǐn)?shù)比為1∶1，C 點為TiB 相。D 中含有大量的Ti、Zr、Cu、Ni 元素且Ti+Zr 和Cu+Ni 的原子計量比約為2∶1，且由XRD 可以看出主要生成物為Zr2Ni、Zr2Cu、Ti2Cu、Ti2Ni，由于這四種元素可以無限互溶，故統(tǒng)稱為（Ti，Zr）2（Cu，Ni）相。E點主要含有Ti和Cu元素且二者原子分?jǐn)?shù)比Ti∶Cu 為1∶1，為TiCu 相。F 主要由Ti與Si組成，由于Ti與Si極易形成Ti5Si3相［25-26］，結(jié)合XRD 結(jié)果可知其為Ti5Si3相。由于AlCuTi 含量較少，未被設(shè)備檢測到。綜上，界面反應(yīng)層主要組成相由TiAl 金屬側(cè)至ZS 陶瓷一側(cè)為Ti2Al/AlCuTi/（Ti，Zr）2（Cu，Ni）+TiB+TiCu/Ti5Si3。

表1 釬焊溫度910 ℃、保溫10 min析出相EDS分析Tab.1 EDS analysis of composition of joint brazed at 910 ℃for 10 min

圖4 釬焊溫度910 ℃、保溫10 min釬縫XRD分析Fig.4 XRD patterns of fracture of joint brazed at 910 ℃for 10 min

2.2 釬焊保溫時間對接頭顯微結(jié)構(gòu)的影響

圖5是釬焊溫度910 ℃、不同保溫時間下TiAl/ZS接頭微觀形貌。從圖中可以看出在各工藝參數(shù)下接頭均結(jié)合良好并形成了連續(xù)反應(yīng)層。當(dāng)保溫時間為10 min時，接頭形貌如圖5（a）、（b）所示，可以明顯的看到接頭各區(qū)域特征，靠近TiAl一側(cè)的反應(yīng)區(qū)較平直，中心反應(yīng)區(qū)中析出相含量較少，尺寸較小。在ZS一側(cè)的反應(yīng)區(qū)中Ti5Si3尺寸較小且不連續(xù)。這是由于保溫時間過短，Ti、Al等元素擴(kuò)散受到時間限制，析出相沒有足夠的時間生長。隨著保溫時間延長至20 min，接頭形貌如圖5（c）、（d）所示，TiAl 一側(cè)反應(yīng)區(qū)寬度明顯增大，表明AlCuTi和Ti2Al含量增多。中心反應(yīng)區(qū)寬度減小，這是因為液態(tài)釬料與擴(kuò)散元素反應(yīng)時間充足，導(dǎo)致在冷卻階段殘余釬料共析分解形成的基體相（Ti，Zr）2（Cu，Ni）含量降低。區(qū)域中TiCu和TiB含量增多且尺寸增大，呈彌散狀分布在接頭中。Ⅲ區(qū)中由于Ti5Si3含量增多呈現(xiàn)連續(xù)層狀。這是因為保溫時間的延長，TiAl母材溶解度增大，釬縫中Ti、Al元素充足且元素擴(kuò)散充分［26］，使得母材與熔融釬料有著足夠的時間進(jìn)行擴(kuò)散反應(yīng)，同時，為釬縫中析出相的生長提供了條件。繼續(xù)延長保溫時間至30 min，接頭形貌如圖5（e）、（f），Ⅰ區(qū)和Ⅲ區(qū)寬度繼續(xù)增加，Ⅱ區(qū)寬度繼續(xù)減小。釬縫中TiB和TiCu隨著保溫時間的延長繼續(xù)生長，仍彌散分布在釬縫中。保溫時間的延長，界面產(chǎn)物的生成量也會增加，Ⅲ區(qū)中Ti5Si3相已發(fā)生團(tuán)聚形成大塊化合物。綜上所述，隨著保溫時間的延長，TiAl/ZS接頭微觀形貌發(fā)生了改變，界面反應(yīng)層厚度增加，接頭中TiB與TiCu相尺寸增大含量增多。釬縫中并未出現(xiàn)新的析出相，接頭界面結(jié)構(gòu)仍為:TiAl/Ti2Al/AlCuTi/（Ti，Zr）2（Cu，Ni）+TiB+TiCu/Ti5Si3/ZS。

圖5 釬焊溫度910 ℃、不同保溫時間下接頭界面微觀形貌Fig.5 Microstructure of joints at different holding time and temperature of 910 ℃

結(jié)合上述分析可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)釬焊過程剛開始時，加熱溫度較低，釬料未融化，未發(fā)生元素擴(kuò)散現(xiàn)象。隨著加熱過程繼續(xù)進(jìn)行，釬焊溫度升高，當(dāng)爐內(nèi)溫度達(dá)到釬料熔點時，釬料開始融化并潤濕母材。由于濃度梯度的存在，母材中元素向熔融釬料擴(kuò)散，同時，熔融釬料中的Cu、Ti、Zr、Ni 元素也向母材擴(kuò)散。隨著釬焊溫度的繼續(xù)上升，釬料完全融化，原子擴(kuò)散速率加劇，TiAl 合金中的Ti、Al 元素繼續(xù)擴(kuò)散，由文獻(xiàn)［27］可知，TiAl合金中形成α2-Ti3Al相是需要Ti元素長程擴(kuò)散，而Ti 元素是可以沿著材料內(nèi)部邊界進(jìn)行擴(kuò)散的，當(dāng)Ti 元素降低到γ-TiAl 相和α2-Ti3Al 相形成的臨界含量時，γ-TiAl相和α2-Ti3Al相會發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成Ti2Al 相。此時，Ti、Al 元素濃度高于Cu元素，根據(jù)Al-Cu-Ti 三元相圖，液態(tài)釬料中Cu 元素會和TiAl 合金中的γ-TiAl 相和α2-Ti3Al 相發(fā)生反應(yīng)，反應(yīng)式為:L+AlTi+AlTi3?AlCuTi［28］。在保溫過程中，根據(jù)Cu-Zr-Ni三元相圖，液態(tài)釬料會發(fā)生分解形成（Ti，Zr）2（Cu，Ni）相，隨著Ti元素更充分地擴(kuò)散，擴(kuò)散的Ti 元素會與ZS 中擴(kuò)散的B 元素結(jié)合形成TiB相，反應(yīng)式為:Ti+B→TiB（ΔG=-158 034.3 J/mol），之后Ti 元素會與Cu 元素相結(jié)合形成TiCu 相，反應(yīng)式為:Ti+Cu=TiCu（ΔG=-112 37.679 J/mol）［29］，熔融釬料中活性高的Ti 元素會在靠近ZS 一側(cè)形成形Ti5Si3相，因為Ti+Si→Ti5Si3反應(yīng)式所需吉布斯自由能低，Ti元素與Si元素易生成Ti5Si3［25-26］。隨著保溫過程的進(jìn)行，各析出相尺寸逐漸增大，在保溫過程中，原本尺寸較小含量較少的TiCu 和TiB 相持續(xù)生長，Ti5Si3相也逐漸形成連續(xù)層狀。在冷卻階段，熔融釬料自身發(fā)生共析分解生成（Ti，Zr）2（Cu，Ni）。

2.3 釬焊保溫時間對接頭剪切性能的影響及斷口形貌分析

圖6 釬焊910 ℃不同保溫時間下獲得的接頭剪切強(qiáng)度Fig.6 Variation of room temperature shear strength with different holding time

圖6是釬焊溫度910 ℃、不同保溫時間下獲得的TiAl/CuTiZrNi/ZS 接頭剪切強(qiáng)度?？梢钥闯?，在分別保溫10、20、30 min 的情況下，接頭剪切強(qiáng)度先上升后下降，其中保溫時間為20 min 時，接頭剪切強(qiáng)度最大，為187 MPa。從2.2 分析可知界面反應(yīng)層厚度隨著保溫時間的延長逐漸增大，據(jù)文獻(xiàn)［30］報道，界面反應(yīng)層的厚度影響接頭力學(xué)性能。當(dāng)保溫時間為10 min 時，由于保溫時間較短，Ti 元素并未完全擴(kuò)散至陶瓷側(cè)，所以在Ⅲ區(qū)未形成連續(xù)的Ti5Si3反應(yīng)層，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度僅為62 MPa，當(dāng)溫度延長到20 min，接頭中各析出相尺寸增大，尤其是TiB 和TiCu 彌散分布在釬縫中起到彌散強(qiáng)化作用，且元素由于擴(kuò)散時間充足，在Ⅲ區(qū)形成連續(xù)Ti5Si3反應(yīng)層，接頭力學(xué)性能上升。繼續(xù)延長保溫時間至30 min，Ⅲ區(qū)寬度繼續(xù)增加，釬縫中TiB 和TiCu 相過分長大聚集，增加了釬縫脆性，降低接頭力學(xué)性能。圖7為釬焊溫度910 ℃、不同保溫時間下接頭斷口形貌。

圖7 釬焊溫度910 ℃、不同保溫時間接頭斷口形貌Fig.7 Appearance of joint fracture at different holding time of 910 ℃

從圖中可以看到不同工藝條件下接頭均斷裂在陶瓷側(cè)，在斷口微觀形貌中并未觀察到韌窩等形貌，接頭呈現(xiàn)典型的脆性斷裂。裂紋一般是由脆性相萌生，隨著外應(yīng)力作用裂紋逐漸延伸至母材［31］，當(dāng)外應(yīng)力施加在TiAl/CuTiZrNi/ZS 接頭上，裂紋在釬縫中萌生，隨著外應(yīng)力的作用擴(kuò)展延伸至母材，從圖7（a）、（b）、（c）不同釬焊保溫時間的宏觀斷口形貌可以看出，斷口平齊光亮，疲勞源產(chǎn)生于TiAl/ZS 接頭表面處，此后隨外力增大裂紋擴(kuò)展，在裂紋擴(kuò)展路徑中遇到ZS 陶瓷中的增強(qiáng)相SiC 時將發(fā)生偏轉(zhuǎn)，最終在主裂紋尖端形成局部應(yīng)力集中［32］，在母材中繼續(xù)延伸直至斷裂，其中在910 ℃、保溫30 min 時斷口撕裂痕最大。圖7（d）、（e）、（f）分別為910 ℃、保溫10、20、30 min 的微觀斷口形貌，從圖7（d）中可以看出保溫10 min 時剪切微觀斷口內(nèi)存在很多顯微孔洞，隨著剪切應(yīng)力的增大，顯微空洞逐漸聚集長大并產(chǎn)生新的空洞，最終導(dǎo)致材料失效斷裂；保溫時間增加到20 min 時，剪切斷口顯微形貌呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂形貌，大的顯微空洞較少，大部分為極小的孔洞并伴隨類似凹陷舌狀花樣特征如圖7（e）所示；保溫時間為30 min 時，剪切斷口顯微形貌以凸出舌狀花樣和河流花樣為主。

3 結(jié)論

（1）采用Cu41.83Ti30.21Zr19.76Ni8.19 非晶釬料成功實現(xiàn)了TiAl/ZS 真空釬焊連接，接頭結(jié)合良好，并未發(fā)現(xiàn)孔洞和裂紋等缺陷。典型的接頭界面結(jié) 構(gòu) 為:TiAl/Ti2Al/AlCuTi/（Ti，Zr）2（Cu，Ni）+TiB+TiCu/Ti5Si3/ZS。

（2）釬焊工藝影響接頭微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，隨著保溫時間的延長，Ⅰ區(qū)和Ⅲ區(qū)寬度逐漸增大，Ⅱ區(qū)寬度逐漸較小，中心反應(yīng)區(qū)中TiCu 和TiB 相尺寸增大，接頭力學(xué)性能先上升后下降。當(dāng)釬焊溫度910 ℃、保溫20 min 接頭力學(xué)性能達(dá)到最大值為187 MPa。對各工藝參數(shù)下TiAl/ZS 接頭斷口進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)斷口均斷裂在陶瓷側(cè)，屬于脆性斷裂。