趙明遠(yuǎn),鐘素娟,沈元?jiǎng)?,?建,董 偉
1. 鄭州機(jī)械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,河南 鄭州 450001
2. 遼寧工程技術(shù)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧 阜新 123000
鈦合金具有較高的比強(qiáng)度,被廣泛應(yīng)用于航空航天、能源、汽車與生物醫(yī)療等領(lǐng)域,但傳統(tǒng)鈦合金耐高溫氧化性較差,高溫強(qiáng)度較低,在一定程度上限制了其進(jìn)一步的推廣應(yīng)用[1]。陶瓷材料一般具有強(qiáng)度高、高溫性能好、密度低、耐腐性能好等優(yōu)點(diǎn),但其硬度較高,一般很難被加工成復(fù)雜的結(jié)構(gòu),并且陶瓷一般具有較大的脆性,往往需要與金屬材料連接制備成復(fù)合結(jié)構(gòu)來實(shí)現(xiàn)工程應(yīng)用[2]。鈦合金與陶瓷的連接結(jié)構(gòu)在很多領(lǐng)域已實(shí)現(xiàn)了工程應(yīng)用,如氧化鋁陶瓷與鈦合金的連接件在核電、高壓電力與電子領(lǐng)域所占據(jù)的市場(chǎng)規(guī)模已經(jīng)超過了200 億元。碳化硅、氮化硅及氧化鋯陶瓷與鈦合金的連接件也在航空航天、汽車發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)中得到了較多的應(yīng)用[3-5]。
陶瓷和鈦合金的熔點(diǎn)差異較大,因此無法通過較為常用的熔化焊接方式實(shí)現(xiàn)二者的連接。鈦合金和陶瓷的連接存在以下難點(diǎn)[6-7]:(1)陶瓷與鈦合金的彈性模量和熱膨脹系數(shù)存在較大的差異,降溫過程中熱失配導(dǎo)致接頭殘余應(yīng)力較大,嚴(yán)重影響接頭質(zhì)量;(2)鈦合金與陶瓷化學(xué)性質(zhì)差距較大,常規(guī)的金屬釬料無法與陶瓷和鈦合金同時(shí)形成良好的冶金結(jié)合;(3)在活性釬料中加入中間層可促進(jìn)釬料與陶瓷表面潤(rùn)濕,但活性元素的加入通常會(huì)導(dǎo)致脆性反應(yīng)層的出現(xiàn),降低了接頭的結(jié)合質(zhì)量。
釬焊由于實(shí)施方便、成本效益高,并且可以在鈦合金和陶瓷之間形成高質(zhì)量接頭等優(yōu)點(diǎn)成為連接鈦合金和陶瓷的主要方法[8]。本文將介紹目前針對(duì)鈦合金與氧化鋁、氧化鋯以及高溫陶瓷連接的研究現(xiàn)狀,綜述釬焊在鈦合金與陶瓷連接中的應(yīng)用,概括常用的緩解陶瓷鈦合金接頭中殘余應(yīng)力的方法,并分析接頭微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能之間的關(guān)系,最后對(duì)鈦合金與陶瓷連接未來的發(fā)展趨勢(shì)進(jìn)行展望。
氧化鋁陶瓷具有優(yōu)異的機(jī)械性能、耐腐蝕性、熱穩(wěn)定性和化學(xué)穩(wěn)定性,但其固有的脆性限制了其潛在應(yīng)用。開發(fā)氧化鋁陶瓷與鈦合金的可靠連接對(duì)于擴(kuò)大其應(yīng)用至關(guān)重要[9-10]。
釬焊氧化鋁陶瓷的核心問題是解決其表面氧化物的潤(rùn)濕問題,可以通過在釬焊過程中增加壓力,打破氧化層并產(chǎn)生更好的潤(rùn)濕性來解決。然而,高壓會(huì)導(dǎo)致釬焊接頭出現(xiàn)較大的殘余應(yīng)力,故通常采用含有活性元素或具有調(diào)節(jié)殘余應(yīng)力和減少金屬間化合物形成功能的釬料來改善鈦合金和陶瓷的結(jié)合性能[11]。因此,目前已發(fā)表的鈦合金和氧化鋁陶瓷之間的連接研究主要集中在商用釬料的改性和新型釬料的生產(chǎn),以獲得具有高機(jī)械性能的釬焊接頭。
Yang等人[12]用添加鎢的Ag-Cu-Ti釬料對(duì)TiAl合金與氧化鋁陶瓷釬焊界面的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能進(jìn)行了表征,釬焊實(shí)驗(yàn)在860~920 ℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行,真空下保溫時(shí)間為1~30 min,Ag-Cu-Ti+W復(fù)合釬料由Ag-Cu-Ti粉末和鎢顆粒的混合物通過機(jī)械研磨制成。研究結(jié)果表明,在焊釬溫度880 ℃保溫10 min 的條件下,接頭能夠形成良好的界面,抗剪強(qiáng)度值較高(148 MPa)。保溫時(shí)間10 min,W含量20wt.%時(shí),釬焊溫度對(duì)Al2O3/Ag-Cu-Ti+W/TiAl 接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響如圖1 所示,界面由銀固溶體、TiCu、AlCu2Ti、W 顆粒和Ti3(Cu,Al)3O 相組成。在復(fù)合填料上添加W 顆粒起到了釋放冷卻過程中形成的殘余應(yīng)力的作用。釬焊溫度的升高導(dǎo)致由Ti3(Cu,Al)3O和AlCu2Ti組成的反應(yīng)層厚度增加,最終使得剪切強(qiáng)度值降低。
圖1 溫度對(duì)Al2O3/Ag-Cu-Ti+W/TiAl接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響[12]Fig.1 Effect of brazing temperature on the microstructure of Al2O3/Ag-Cu-Ti+W/TiAl joint[12]
Niu 等 人[13]評(píng)估了使用Ag-27.5Cu-2.5Ti 和Ag-28Cu 釬料以及不同含量的TiH2在真空氛圍下釬焊TiAl 合金和氧化鋁陶瓷的可能性,釬焊溫度840~940 ℃,保溫時(shí)間為0~30 min。以880 ℃下保溫10 min 的Ag-Cu-Ti 釬料得到的釬焊接頭為例,釬焊界面未觀察到缺陷,反應(yīng)層由AlCu2Ti、銀基固溶體Ag(s,s)、銅基固溶體Cu(s,s)、AlCuTi、Ti3(Cu,Al)3O 和Ti(Cu、Al)組成。釬焊溫度或保溫時(shí)間的增加使得釬焊界面層厚度增加,由AlCu2Ti 和Ti3(Cu,Al)3O 組成的反應(yīng)層受釬料中Ti 含量的強(qiáng)烈影響(見圖2)。結(jié)果表明,Ti 作為液體釬料中的活性元素,向氧化鋁母材中擴(kuò)散,形成Ti3(Cu,Al)3O反應(yīng)層,Ti 含量的增加會(huì)導(dǎo)致該反應(yīng)層的厚度增加。在TiAl 側(cè),通過形成AlCu2Ti 聚集體來實(shí)現(xiàn)連接,該聚集體也隨著Ti含量的增加而增加。這些相的含量會(huì)對(duì)接頭的力學(xué)行為產(chǎn)生顯著影響,Ti含量為2%時(shí)兩種母材連接效果最好,力學(xué)性能最佳。
圖2 釬焊溫度880 ℃、保溫時(shí)間10 min時(shí)Ti含量對(duì)TiAl/Al2O3接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響[13]Fig.2 Microstructure of the TiAl/Al2O3 joint brazed at 880 ℃ for 10 min with different Ti contents[13]
Niu等人[14]還研究了在釬焊TiAl-Al2O3時(shí),B含量對(duì)兩種釬料(商用Ag-Cu-Ti 釬料和Ag-28Cu+TiH2)釬焊接頭組織和性能的影響。釬焊過程中,釬焊溫度從880 ℃升高至960 ℃,保溫時(shí)間10 min。結(jié)果表明,當(dāng)B含量逐漸增加到釬料的0.5wt.%時(shí),界面處微觀結(jié)構(gòu)逐漸變化,接頭剪切強(qiáng)度顯著提高,B含量對(duì)TiAl/Al2O3接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響如圖3所示。使用Ag-Cu-Ti+TiH2+0.5B(wt.%)作為釬料,釬焊溫度900 ℃時(shí)獲得最大剪切強(qiáng)度為96 MPa,界面上的相為TiB 晶須、(Ag)、AlCu2Ti、Ti(Cu,Al)和Ti3(Cu,Al)3O。在釬料中添加B元素能夠調(diào)整母材熱膨脹系數(shù)之間的差距,釋放殘余應(yīng)力,最終獲得完整的接頭,確保鈦合金與陶瓷之間的可靠連接。
圖3 釬焊溫度880 ℃保溫時(shí)間10 min時(shí)B含量對(duì)TiAl/Al2O3接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響[14]Fig.3 Effect of different B contents on the microstructure of the TiAl/Al2O3 joint brazed at 880 ℃ for 10 min[14]
Yang 等人[15]研究了Ti6Al4V 和Al2O3釬焊接頭中TiB 晶粒的原位合成過程。釬料通過向Ag-26.4Cu-4.5Ti釬料中添加不同體積分?jǐn)?shù)的B粉末來制備,真空釬焊溫度為900 ℃,保溫時(shí)間10 min。采用Ag-Cu-Ti+B 制備的Ti6Al4V/Al2O3釬焊接頭界面由四個(gè)區(qū)域組成:(1)Al2O3-陶瓷側(cè)的連續(xù)反應(yīng)層I;(2)與連續(xù)反應(yīng)層Ⅰ相鄰的不連續(xù)反應(yīng)層Ⅱ;(3)存在一些反應(yīng)相的接頭中間的固溶體Ⅲ;(4)釬焊層和Ti6Al4V合金之間的反應(yīng)層Ⅳ。在釬焊過程中,隨著溫度升至875 ℃以上,Ti3Cu2AlO、TiB和TiB2首先生成Ti2Cu,然后形成Ti(Cu,Al)、Ti2(Cu,Al)和Ti3Al。同時(shí),Ti3Al、Ti2Cu 和TiCu 也能與B 反應(yīng)生成TiB 晶須。B含量的增加導(dǎo)致TiB晶須的體積分?jǐn)?shù)和尺寸增加,從而形成均勻精細(xì)的(Ag)和Ti(Cu,Al)反應(yīng)層。使用含40%(體積分?jǐn)?shù))TiB晶須的釬料制備的接頭剪切強(qiáng)度最高值為77.9 MPa。
Qiu等人[16]探討了銀銅釬料中B含量對(duì)Ti6Al4V合金與Al2O3陶瓷釬焊接頭界面微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。使用Ag-Cu共晶釬料,在880 ℃釬焊溫度下保溫10 min,釬焊接頭界面無缺陷。圖4 為使用不添加B 的Ag-Cu 共晶釬料的釬焊界面微觀結(jié)構(gòu),圖5 為在880 ℃下使用添加不同B 含量的Ag-Cu 共晶釬料保溫10 min 后釬焊接頭的SEM 圖像??梢钥闯觯F料中的B 對(duì)微觀結(jié)構(gòu)和界面強(qiáng)度有很大影響,使用復(fù)合釬料的釬焊界面中反應(yīng)層的Ti-Cu 化合物厚度減小,剪切強(qiáng)度由Ag-Cu 釬料釬焊界面的82 MPa 增加到Ag-Cu+B 釬料釬焊界面的111 MPa。上述性能改善不僅歸因于微觀結(jié)構(gòu)的變化,還來源于添加B 元素原位形成的TiB 晶須釋放了冷卻過程中釬焊接頭的殘余應(yīng)力。
圖4 釬焊溫度880 ℃保溫時(shí)間10 min時(shí)Ag-Cu釬料釬焊Ti6Al4V/Al2O3接頭的微觀結(jié)構(gòu)[16]Fig.4 Microstructure of Ti6Al4V/Al2O3 joint brazed with Ag-Cu filler metal at 880 ℃ for 10 min[16]
圖5 釬焊溫度880 ℃保溫時(shí)間10 min時(shí)B含量對(duì)Ti6Al4V/Al2O3接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響[16]Fig.5 Effect of different B contents on the microstructure of Ti6Al4V/Al2O3 joint brazed with Ag-Cu at 880 ℃ for 10 min[16]
盡管使用商業(yè)銀基釬料的釬焊接頭表面上沒有缺陷,但受反應(yīng)層厚度的限制難以獲得機(jī)械性能優(yōu)異的接頭。釬焊界面顯示出復(fù)雜的微觀結(jié)構(gòu):幾個(gè)不同的層和金屬間晶粒彼此完全分離,或在特定條件下傾向于聚集。上述現(xiàn)象可以用液體或第二固相完全和不完全潤(rùn)濕晶界來解釋。眾所周知,晶界潤(rùn)濕相變可以在各種系統(tǒng)中發(fā)生。在多晶材料中,第二相或第二固相的平衡潤(rùn)濕夾層可以在晶界潤(rùn)濕相變溫度下形成,從而使第一相的晶粒彼此分離。在幾種合金中已經(jīng)觀察到固相潤(rùn)濕的晶界相變。上述現(xiàn)象在很大程度上取決于起始材料的成分以及加工溫度。接頭的力學(xué)性能與構(gòu)成界面的相的結(jié)構(gòu)和形態(tài)密切相關(guān)。例如,界面處(Ag)的形成也是一個(gè)不利因素,會(huì)降低接頭的使用溫度。添加B、T 和W 等元素能夠減少和釋放釬焊溫度冷卻時(shí)形成的殘余應(yīng)力,提高接頭的機(jī)械性能。將這些元素添加到釬料中,特別是將W 添加到AgCuTi 釬料中的另一個(gè)優(yōu)點(diǎn)是,在改善接頭的機(jī)械性能的同時(shí)無需增加加工條件。
鈦合金和氧化鋯構(gòu)件具有密度低、高溫下強(qiáng)度高、抗氧化能力強(qiáng)以及熱化學(xué)穩(wěn)定性高等優(yōu)點(diǎn),其材料組合作為一種重要的結(jié)構(gòu)和功能材料,被視為飛機(jī)渦輪機(jī)中潛在替代高溫合金的材料,因此鈦合金和氧化鋯之間連接技術(shù)的發(fā)展引起了研究者的極大興趣。使用銀基釬料釬焊可獲得可靠的接頭,同時(shí)基于其他元素(如Ti)的釬料也可以用于這種金屬-陶瓷系統(tǒng)的釬焊。
Liang等人[17]研究了使用Ag-Cu釬料釬焊TiAl和ZrO2接頭的微觀結(jié)構(gòu)演變和力學(xué)性能,釬焊溫度為860~940 ℃,在真空條件下保溫5~30 min。研究發(fā)現(xiàn),釬焊溫度為880 ℃、保溫時(shí)間10 min 時(shí)接頭的剪切強(qiáng)度較高。TiAl/ZrO2接頭的典型界面結(jié)構(gòu)為TiAl 合金/TiAl/AlCuTi/AlCu2Ti/Cu3Ti3O+TiO/ZrO陶瓷。釬焊溫度對(duì)TiAl/ZrO2接頭的組織演變和剪切強(qiáng)度有很大影響,不同溫度下接頭的顯微組織如圖6所示,隨著釬焊溫度的升高,與TiAl母材相鄰的反應(yīng)區(qū)和與ZrO2陶瓷相鄰的反應(yīng)層厚度明顯增加。此外,釬焊溫度為940 ℃時(shí)的釬焊界面中心觀察到聚集的AlCu2Ti 相分布,這些微觀結(jié)構(gòu)的變化導(dǎo)致接頭的機(jī)械性能急劇惡化。
圖6 不同溫度下TiAl/ZrO2接頭的顯微結(jié)構(gòu)[17]Fig.6 Microstructures of TiAl/ZrO2 joint produced at different temperature[17]
Dai等人[18]研究了保溫時(shí)間對(duì)Ag-Cu釬料釬焊的TiAl-ZrO2接頭的影響,釬焊實(shí)驗(yàn)在880 ℃下進(jìn)行,真空下保溫5~25 min。研究發(fā)現(xiàn),當(dāng)保溫時(shí)間為5 min 時(shí)接頭具有良好的機(jī)械性能,剪切強(qiáng)度在保溫時(shí)間10 min 時(shí)達(dá)到最大值48.4 MPa 之后隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而不斷下降。接頭界面由不同的反應(yīng)區(qū)組成,并顯示出不同的相,如AlCu2Ti、(Ag)、Cu3Ti3O 和TiO。保溫時(shí)間對(duì)接頭界面的微觀結(jié)構(gòu)影響顯著,如圖7所示,保溫時(shí)間增加導(dǎo)致TiAl側(cè)的AlCu2Ti和ZrO2側(cè)的Cu3Ti3O+TiO反應(yīng)層厚度增加。反應(yīng)層必須具有足夠的厚度來確保界面可靠結(jié)合,但當(dāng)厚度超過某個(gè)值時(shí)則可能會(huì)促進(jìn)弱粘合。此外,在保溫時(shí)間為5 min和10 min的接頭中,AlCu2Ti顆粒細(xì)小且均勻分布,但隨著保溫時(shí)間增加這些顆粒出現(xiàn)團(tuán)聚和生長(zhǎng),可能成為導(dǎo)致機(jī)械性能惡化的微裂紋的來源。
圖7 釬焊溫度880 ℃下不同保溫時(shí)間TiAl/AgCu/ZrO2接頭的顯微結(jié)構(gòu)[18]Fig.7 Microstructures of TiAl/AgCu/ZrO2 joints produced at 880 oC for different holding times[18]
Dai 等人[19]研究了由商業(yè)Ag-Cu 釬料釬焊的Ti6Al4V/ZrO2接頭的界面反應(yīng)行為和力學(xué)性能,820~900 ℃的溫度下在真空爐中保溫10 min。圖8 為在830 ℃下保溫10 min接頭界面的SEM圖像,結(jié)果顯示了四個(gè)不同區(qū)域(Ⅰ區(qū)為靠近TiC4 側(cè)的擴(kuò)散層,Ⅱ區(qū)為TC4與填充金屬之間的反應(yīng)區(qū),Ⅲ區(qū)為銀基固溶體,Ⅳ區(qū)為靠近ZrO2側(cè)的反應(yīng)層)以及Ag、Cu、Ti、Al、V和Zr的元素分布。在870 ℃下保溫10 min的接頭達(dá)到最大抗剪強(qiáng)度值(52.2 MPa),界面由Ti2Cu、TiCu、(Ag)、Cu3Ti3O和TiO相組成,這些相是在釬焊過程中由釬料和母材反應(yīng)形成的。當(dāng)釬焊溫度低于870 ℃時(shí),由于反應(yīng)層厚度的增加,釬焊溫度的升高不能顯著提高接頭的剪切強(qiáng)度。
圖8 釬焊溫度830 ℃下保溫10 minTi6Al4V/ZrO2接頭的微觀結(jié)構(gòu)和相應(yīng)元素分布[19]Fig.8 Microstructure and corresponding elements distribution of Ti6Al4V/ZrO2 joint at 830 oC for 10 min[19]
雖然使用商業(yè)釬料會(huì)形成無缺陷的界面,但其機(jī)械性能低于預(yù)期,原因?yàn)榇嘈韵嗟男纬?,此外殘余?yīng)力的消除可能不足以提高接頭性能。改善異質(zhì)接頭機(jī)械性能的一種可行方法是使用活性元素,如WB、Ti。Dai等人[20]研究了添加WB對(duì)Ag-28Cu(wt.%)釬料的影響,釬焊溫度為830~890 ℃,保溫時(shí)間10 min,WB含量為5wt.%~10wt.%。研究結(jié)果表明,添加WB至Ag-Cu釬料可以有效促進(jìn)界面微觀結(jié)構(gòu)的細(xì)化;釬焊溫度對(duì)Ti和WB顆粒的反應(yīng)有顯著影響,釬焊溫度的升高導(dǎo)致界面上出現(xiàn)大量TiB晶須和W顆粒。在Ag-Cu釬料中添加7.5wt.%的WB 在870 ℃下成功實(shí)現(xiàn)了Ti6Al4V 與ZrO2的可靠連接,接頭剪切強(qiáng)度高達(dá)83 MPa。
Liu 等人[21]的研究表明,使用非晶態(tài)釬料可實(shí)現(xiàn)鈦合金與ZrO2陶瓷的可靠連接。使用Ti-28Zr-14Cu-11Ni非晶釬料在850~1 000 ℃進(jìn)行Ti6Al4V與ZrO2異種釬焊,釬焊溫度對(duì)無缺陷界面有顯著影響,釬焊溫度850 ℃、保溫時(shí)間30 min 時(shí)接頭具有最大的剪切強(qiáng)度(63 MPa)。圖9為三種不同溫度下接頭界面的SEM圖像,結(jié)合剪切強(qiáng)度值的顯微結(jié)構(gòu)表征表明,TiO+TiO2+Cu2Ti4O+Ni2Ti4O 連續(xù)反應(yīng)層的形成對(duì)接頭強(qiáng)度至關(guān)重要。溫度升高會(huì)導(dǎo)致脆性Ti相過度生長(zhǎng),從而損害力學(xué)性能。
圖9 不同釬焊溫度下Ti6Al4V/ZrO2接頭界面反應(yīng)產(chǎn)物的SEM圖像和XRD圖像[21]Fig.9 SEM images of the Ti6Al4V/ZrO2 interfaces in the joints and X-ray diffraction (XRD) patterns for the interfacial reaction products produced at different brazing temperatures[21]
在其他研究[22]中,使用Ti-17Zr-50Cu非晶釬料成功實(shí)現(xiàn)了Ti6Al4V 與ZrO2的釬焊連接,釬焊溫度875~1 000 ℃。保溫5 min 后,以5 K/min 的冷卻速度制備釬焊接頭的顯微結(jié)構(gòu)表征如圖10所示,界面上存在β-Ti、TiO、Ti2O、Cu2Ti4O、(Ti、Zr)2Cu 和CuTi2相。將保溫時(shí)間增加至30 min,脆性TiO+Ti2O層厚度增加,導(dǎo)致剪切強(qiáng)度值降低。在900 ℃保溫10 min后,接頭抗剪強(qiáng)度最大(95 MPa)。
圖10 不同釬焊溫度下保溫5 min后,以5 K/min的冷卻速度制備釬焊接頭的微觀結(jié)構(gòu)[22]Fig.10 Microstructures of the joints after brazing at different temperatures for 5 min with a cooling rate of 5 K/min[22]
Cao等人[23]將NiCrSiB非晶釬料用于Ti6Al4V和ZrO2陶瓷的釬焊,釬焊實(shí)驗(yàn)在950~1 050 ℃溫度范圍內(nèi)保溫10 min。顯微結(jié)構(gòu)表征結(jié)果顯示,在界面處形成了由TiO、Ti2Ni、Ti5Si3和β-Ti 組成的多個(gè)反應(yīng)層。SEM 圖像和元素分布如圖11 所示,盡管在950 ℃時(shí)產(chǎn)生無缺陷接頭,但在1 025 ℃時(shí)接頭剪切強(qiáng)度值最高。分析認(rèn)為是隨著溫度的升高,Ti擴(kuò)散變得更加強(qiáng)烈,TiO層的厚度增加,也導(dǎo)致了更強(qiáng)的結(jié)合。同時(shí),Ti2Ni含量隨β-Ti含量的增加而減少。
圖11 釬焊溫度1 000 ℃保溫10 min的Ti6Al4V和ZrO2釬焊接頭的界面形態(tài)和元素分布[23]Fig.11 Interfacial morphology and elemental distribution of Ti6Al4V and ZrO2 joint brazed at 1 000 oC for 10 min[23]
商業(yè)銀基填料似乎是克服潤(rùn)濕性和殘余應(yīng)力相關(guān)問題的合適選擇。然而,接頭的機(jī)械性能通常低于母材性能。為了提高接頭的機(jī)械性能,必須添加元素,如Ti、B和W,以改善接頭微觀結(jié)構(gòu),從而與陶瓷母材形成更牢固的結(jié)合,并進(jìn)一步消除釬焊溫度冷卻時(shí)形成的殘余應(yīng)力。當(dāng)使用非晶態(tài)釬料時(shí),可獲得更加優(yōu)異的機(jī)械性能,這是因?yàn)殁F料本身厚度較薄,具有在釬焊過程中加速原子擴(kuò)散和表面反應(yīng)的特殊性,同時(shí)可以降低釬焊溫度,減小殘余應(yīng)力。然而,實(shí)現(xiàn)較高接頭強(qiáng)度所需的釬焊條件非??量?,在高溫下獲得的接頭一般具有更好的機(jī)械性能。
雖然以往的研究主要集中在將氧化鋁和氧化鋯等陶瓷作為鈦合金異種連接的母材,但其他陶瓷也顯示出獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)。超高溫陶瓷復(fù)合材料是一個(gè)典型代表,由于其具有高熔點(diǎn)、高硬度、熱化學(xué)穩(wěn)定性、高導(dǎo)熱性和導(dǎo)電性以及抗沖擊性,適用于涉及高溫、高熱流等極端使用環(huán)境,金屬與超高溫陶瓷復(fù)合材料的連接為部件設(shè)計(jì)提供了更多可能性。
Valenza等人[24]使用TiCu 基非晶釬料釬焊Ti6Al4V與ZrB2-SiC陶瓷,取得了顯著成果。所用釬料化學(xué)成分為Ti-41.83Cu-19.76Zr-8.19Ni,當(dāng)接觸壓力1.4 kPa、釬焊溫度910 ℃、保溫20 min時(shí)獲得了無缺陷的接頭界面。在釬焊連接過程中,母材和釬料之間發(fā)生強(qiáng)烈的擴(kuò)散。圖12 為釬焊接頭可能的形成機(jī)制,釬焊初始步驟包括釬料開始熔化(見圖12d)和潤(rùn)濕母材表面(見圖12e)。同時(shí),部分母材溶解到熔融釬料中,Ti5Si3、TiC、TiB、TiB2、Ti2Cu和TiCu相(見圖12f~12h)。(Ti,Zr)2(Cu,Ni)和β-Ti 的形成發(fā)生在冷卻過程中(見圖12i)。該現(xiàn)象說明復(fù)雜界面的形成與晶界潤(rùn)濕和晶界擴(kuò)散現(xiàn)象之間具有密切關(guān)系。不同保溫時(shí)間下釬焊接頭測(cè)試結(jié)果表明,由于界面處形成了大量共晶組織和脆性金屬間化合物,剪切強(qiáng)度隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)先增大后減小,保溫20 min時(shí)的接頭最大剪切強(qiáng)度為345 MPa。
圖12 釬焊過程中各個(gè)反應(yīng)階段示意[24]Fig.12 Schematic of the formation of each reaction layer during the brazing process[24]
ZrC-SiC 是另一種典型超高溫陶瓷,憑借其優(yōu)異的性能成為結(jié)構(gòu)應(yīng)用的理想候選材料,如火箭發(fā)動(dòng)機(jī)、結(jié)構(gòu)部件或核工業(yè)中的擴(kuò)散屏障,ZrC-SiC陶瓷與金屬部件的可靠連接是其能否成功應(yīng)用的關(guān)鍵。Shi 等 人[25]使用商業(yè)AgCuTi 釬料制備了Ti6Al4V/ZrC-SiC 接頭,熔融釬料與形成Cu-Ti 的基底材料和擴(kuò)散層之間的反應(yīng)確保了Ti6Al4V 側(cè)的連接。在靠近陶瓷一側(cè),Ti 在界面上的擴(kuò)散導(dǎo)致了Ti3SiC2和TiC相的形成。釬焊過程的溫度和保溫時(shí)間對(duì)界面的微觀結(jié)構(gòu)有很大影響,圖13為界面的微觀結(jié)構(gòu)隨溫度的變化情況??梢钥闯?,隨著釬焊溫度的升高,界面層厚增加,并促進(jìn)了Cu-Ti化合物的形成。釬焊溫度為810 ℃、保溫時(shí)間5 min 時(shí)接頭的最大抗剪強(qiáng)度為39 MPa。
圖13 釬焊溫度對(duì)釬焊接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響[25]Fig.13 Effect of brazing temperature on the microstructures of joints[25]
鈦合金材料與陶瓷材料已經(jīng)在航空航天、化工等多個(gè)領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用,制備鈦合金與陶瓷復(fù)合構(gòu)件有助于結(jié)合兩種材料的優(yōu)點(diǎn),獲得強(qiáng)度高、高溫性能好的結(jié)構(gòu)。釬焊是常用的較為靈活的連接鈦合金材料與陶瓷的方法,可實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)復(fù)雜的鈦合金與陶瓷的焊接。為獲得性能更加優(yōu)異的鈦合金和陶瓷連接構(gòu)件,未來可以從以下方面開展工作:
(1)開發(fā)實(shí)用性強(qiáng)、成本低的新型活性釬料。
(2)優(yōu)化鈦合金/陶瓷釬焊工藝,規(guī)范鈦合金/陶瓷釬焊體系。
(3)開發(fā)鈦合金/陶瓷釬焊接頭殘余應(yīng)力測(cè)量方法,完善釬焊接頭評(píng)價(jià)體系。
(4)釬焊接頭裂紋擴(kuò)展機(jī)制的研究。在鈦合金與陶瓷的釬焊接頭中,陶瓷及靠近陶瓷側(cè)的區(qū)域通常是釬焊接頭中性能最薄弱區(qū)域,在進(jìn)行相關(guān)力學(xué)性能測(cè)試過程中,裂紋通常首先在陶瓷或靠近陶瓷側(cè)區(qū)域內(nèi)產(chǎn)生、擴(kuò)展。在緩解釬焊接頭殘余應(yīng)力后,陶瓷或靠近陶瓷側(cè)區(qū)域內(nèi)裂紋擴(kuò)展路徑出現(xiàn)變化,形成不同斷口形貌。為了更深入地分析接頭斷裂規(guī)律,緩解接頭殘余應(yīng)力,需要對(duì)釬焊接頭裂紋擴(kuò)展機(jī)制進(jìn)行更為深入的研究。