ZrCuNi中間層瞬間液相焊擴(kuò)散連接純鈦TA2工藝研究

楊浩哲，裴夤崟，沈元?jiǎng)?，?建，李秀朋，劉德運(yùn)

鄭州機(jī)械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河南 鄭州 450001

0 前言

鈦與鈦合金有色輕金屬具有比強(qiáng)度高和耐蝕性好兩大優(yōu)異特性，在航空航天工業(yè)、海洋和化工領(lǐng)域有著極其廣泛的應(yīng)用。釬焊是鈦合金薄壁、復(fù)雜構(gòu)件的關(guān)鍵連接方法，然而由于鈦的化學(xué)性質(zhì)活潑，易與大多數(shù)釬料合金元素反應(yīng)[1-2]，產(chǎn)生溶蝕缺陷或形成脆性金屬間化合物[3-5]，導(dǎo)致接頭性能惡化，因此解決鈦合金低溶蝕、高強(qiáng)韌釬焊連接對(duì)鈦合金蜂窩板、板翅換熱器等關(guān)鍵結(jié)構(gòu)和高端裝備制造具有重要意義。對(duì)于鈦及其合金釬焊，銀基和鋁基釬料釬焊接頭強(qiáng)度低，耐蝕性不足[6]，而鈦鋯基釬料在耐高溫、防腐蝕和低溫抗疲勞方面具有特殊作用[7]，因此其在獲得高強(qiáng)度鈦及其合金釬焊接頭方面具有重要潛力。

Wu等[8]研究了使用Ti-Cu-Ni釬料對(duì)商業(yè)純鈦和Ti-15-3 母材的溶蝕行為，顯微組織顯示在970 ℃×10 min工藝條件下，釬縫中心存在連續(xù)塊狀Ti2Cu 化合物，繼續(xù)延長保溫時(shí)間至30 min 時(shí)連續(xù)塊狀化合物消除，但釬料對(duì)母材的溶蝕程度增加；Yue 等[9]使用Ti-15Cu-15Ni 金屬箔對(duì)商業(yè)純鈦和Ti-15Mo-5Zr-3Al 進(jìn)行了釬焊連接，在945 ℃釬焊溫度下接頭中的Cu和Ni元素從熔融釬料中析出擴(kuò)散到純鈦中導(dǎo)致Ti2Cu/Ti2Ni 的析出，在該溫度下長時(shí)間保溫有助于彌散Ti2Cu 析出相，接頭剪切強(qiáng)度最大值為315 MPa。

對(duì)于以Cu、Ni 為主要合金元素的鈦基釬料，Zr元素的引入能夠降低釬料熔化溫度，但可能導(dǎo)致釬縫中脆性金屬間化合物含量增加。Yang 等[10]使用Ti-20Zr-20Cu-Ni 對(duì)商業(yè)純鈦進(jìn)行了釬焊連接，研究結(jié)果表明Zr元素的引入可大幅降低釬焊溫度，在850 ℃釬焊溫度即可實(shí)現(xiàn)良好焊接，但釬縫中心形成了連續(xù)分布的帶狀化合物，當(dāng)釬焊溫度至910 ℃時(shí)化合物層消失；Yuan等[11]研究了Ti粉、Zr粉與Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni 非晶釬料耦合作用對(duì)TC4 和Ti2AlNb 釬焊接頭組織性能的影響，結(jié)果表明Zr 粉的引入導(dǎo)致釬縫中金屬間化合物的含量增加。

鈦鋯基釬料合金由各類脆性金屬間化合物構(gòu)成，難以進(jìn)行拉拔或軋制等塑性加工，目前常通過機(jī)械制粉或快速凝固制成非晶態(tài)箔供貨，但由于工藝復(fù)雜，該類產(chǎn)品價(jià)格極其昂貴[12]。在一定的釬焊溫度和較低的壓力下，適宜的中間層材料可與鈦母材進(jìn)行接觸反應(yīng)形成低熔液相，冷卻凝固后形成牢固的接頭，這種鈦合金瞬間液相焊（Transient liquid phase bonding，TLPB）工藝在降低鈦基釬料加工和鈦合金釬焊制造成本方面更具經(jīng)濟(jì)效益。

本研究采用純Zr 金屬箔厚度分別為0.01 mm、0.02 mm、0.03 mm，純Cu、純Ni 金屬箔厚度均為0.01 mm的疊層ZrCuNi中間層在較低溫度下對(duì)TA2純鈦進(jìn)行了瞬間液相焊擴(kuò)散連接，對(duì)接頭界面組織、元素?cái)U(kuò)散行為進(jìn)行了觀察與討論，分析了接頭界面中反應(yīng)相的形成、演變機(jī)制，此外還研究了中間層Zr 金屬箔厚度對(duì)接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用熱軋TA2板作為母材，DTA熱分析測得其相變溫度為Tα/α+β=880.2 ℃，Tα+β/β=908.21 ℃，如圖1所示。采用ZrCuNi中間層的規(guī)格和成分如表1所示。將TA2母材加工成30 mm×50 mm×10 mm的試塊，用砂紙打磨試塊待焊面去除氧化膜，然后將試塊放入丙酮中超聲清洗15 min。按照圖2對(duì)試樣進(jìn)行裝配。在真空度優(yōu)于6×10-3Pa 的條件下進(jìn)行焊接，焊接溫度880 ℃，略低于α→β轉(zhuǎn)變溫度，保溫30 min后隨爐冷卻至室溫。

圖1 純鈦TA2相變溫度Fig.1 Phase transition temperature of CP-Ti

表1 三種ZrCuNi中間層Table 1 Three kinds of ZrCuNi interlayer

圖2 焊接試樣裝配和剪切試驗(yàn)取樣示意Fig.2 Schematic diagram of bonding sample assembly and shear test sample

將焊接試塊切割加工為10 mm×10 mm×20 mm的試樣，采用Phenom XL掃描電子顯微鏡對(duì)接頭顯微組織和物相成分進(jìn)行分析。使用MTS GDX300萬能試驗(yàn)機(jī)和HV-1000A維氏硬度計(jì)測量接頭的剪切強(qiáng)度和顯微硬度，并通過掃描電鏡對(duì)斷口形貌進(jìn)行觀察分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 接頭的顯微組織

在880 ℃×30 min 工藝條件下，三種ZrCuNi 中間層瞬間液相焊TA2純鈦接頭的顯微組織如圖3所示，根據(jù)EDS能譜測得接頭中各組織的化學(xué)成分如表2 所示。首先，三種中間層都與母材形成良好冶金結(jié)合，焊縫中未出現(xiàn)未熔合、夾雜等焊接缺陷，這表明在880 ℃條件下三種中間層都能進(jìn)行接觸反應(yīng)和擴(kuò)散作用形成低熔點(diǎn)液相，且對(duì)母材潤濕性較好。此外，不同Zr厚度的中間層焊接接頭界面組織有明顯不同，在焊縫尺寸、物相組成和組織形貌等方面都有較大差異。根據(jù)接頭界面組織形貌特點(diǎn)，將焊縫分為焊縫中心 Ⅰ 區(qū)和反應(yīng)層 Ⅱ 區(qū)兩個(gè)區(qū)域。

表2 接頭中各微區(qū)的化學(xué)成分（原子分?jǐn)?shù)，%）Table 2 Chemical composition of reaction phases in the brazing joints （at.%）

圖3 TA2/TA2接頭的顯微組織Fig.3 Microstructure of TA2/TA2 joint

對(duì)于0.01ZrCuNi 中間層的接頭（見圖3a），Ⅰ 區(qū)為連續(xù)分布的窄帶狀白色相，厚度約為10 μm，成分分析顯示該相含有大量的Ti元素，這說明在此溫度下，中間層與母材發(fā)生接觸反應(yīng)形成了低熔點(diǎn)液相，此外該組織（Ti，Zr）與（Cu，Ni）的原子比約為2∶1，雖然其Zr含量較少，但是含有10.87at.%的Ni元素，與Ti2Cu 化合物成分具有較大差異，因此以低Zr 含量的（Ti，Zr）2（Cu，Ni）金屬間化合物表示此相。Ⅱ區(qū)主要由片層狀相間分布的黑色和白色相組成，結(jié)合EDS 能譜分析推測其應(yīng)為共析反應(yīng)產(chǎn)物α-Ti 和（Ti，Zr）2（Cu，Ni），Ⅱ區(qū)是液相與母材的擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)，在880 ℃條件下，熔融液相Cu、Ni 元素通過擴(kuò)散進(jìn)入母材α-Ti中，由于Cu、Ni屬于β相共析型元素，隨著該區(qū)域Cu、Ni含量的提高，母材發(fā)生α→β同素異晶轉(zhuǎn)變，固溶了一定Cu 和Ni 元素的β-Ti 在降溫過程中發(fā)生β-Ti→α-Ti 和（Ti，Zr）2（Cu，Ni）的共析轉(zhuǎn)變。此外，靠近母材的Ⅱ區(qū)分布有各種取向的黑色針狀組織，針狀組織中僅有Ti元素存在。

對(duì)于0.02ZrCuNi 中間層的接頭（見圖3b），Ⅰ 區(qū)厚度約80 μm，顯示出白色相為基底、黑色相彌散分布的共晶組織特征，結(jié)合Ti（Zr）-Cu（Ni）相圖分析可知，Ⅰ區(qū)在凝固過程發(fā)生L→（Ti，Zr）2（Cu，Ni）+β-Ti 的共晶反應(yīng)，白色相成分接近（Ti，Zr）2（Cu，Ni）金屬間化合物，但與B 點(diǎn)相比其Zr 含量更高，這可能是因?yàn)槠鋃r2（Cu，Ni）含量較高。黑色相中Cu、Ni含量很低，由于α-Ti 在室溫下幾乎無法固溶Cu 和Ni元素，因此該相應(yīng)為電鏡下無法分辨的細(xì)小共析組織，是冷卻過程中β-Ti 發(fā)生共析反應(yīng)的產(chǎn)物α-Ti+（Ti，Zr）2（Cu，Ni）。0.02ZrCuNi中間層接頭Ⅱ區(qū)的組織形貌與0.01ZrCuNi 中間層接頭的II 區(qū)類似，該區(qū)域同樣以片層相間的共析反應(yīng)產(chǎn)物α-Ti+（Ti，Zr）2（Cu，Ni）為主要反應(yīng)相，盡管已經(jīng)有部分白色相滲入到兩側(cè)母材中，但是在靠近母材側(cè)僅形成極少量細(xì)小的針狀α-Ti組織，值得注意的是 Ⅱ 區(qū)和母材交界形成了僅有Ti、Zr 元素組成的灰色薄層，這是由于Ti與Zr屬于同族互溶元素，其能形成具有無限固溶度的置換固溶體，因此相較于Cu和Ni元素，Zr的擴(kuò)散距離更遠(yuǎn)。

當(dāng)進(jìn)一步增加中間層的Zr 含量時(shí)，0.03ZrCuNi中間層的接頭I區(qū)的寬度減少到約37 μm，這可能是Zr含量提高后形成的液相熔點(diǎn)進(jìn)一步降低，在同樣焊接溫度下其流動(dòng)性更好，液相流失后使焊縫厚度減小，在冷卻凝固過程形成了較薄的共晶反應(yīng)層。圖3c 和表2 顯示I 區(qū)由共晶相組成，但其共晶中同時(shí)存在白色高Zr含量（＞19at.%）和灰色低Zr含量（＜6at.%）的（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物。Ⅱ 擴(kuò)散區(qū)組織與26Zr的 Ⅱ 區(qū)類似，不同在于其中分布有灰色細(xì)條狀組織，成分接近Ti2Cu化合物。根據(jù)Harish D等人[13]的研究結(jié)果，過共析Ti-Cu 合金在共析反應(yīng)溫度以上保溫時(shí)，先共析Ti2Cu 在等溫過程以塊狀結(jié)節(jié)形態(tài)析出，這表明臨近熔融液相的擴(kuò)散層微區(qū)形成了過共析組織，其中Cu、Ni含量較高，保溫過程中細(xì)條狀Ti2Cu在原始β-Ti晶界和晶內(nèi)析出。

2.2 中間層元素?cái)U(kuò)散行為

在焊接過程中，形成的液相與母材通過元素?cái)U(kuò)散發(fā)生冶金反應(yīng)形成接頭，為了解合金元素在接頭中的擴(kuò)散行為與分布，使用EDS能譜儀對(duì)焊縫界面進(jìn)行元素面掃描和線掃描，結(jié)果如圖4、圖5所示。

圖4 接頭中間層元素EDS面掃描Fig.4 EDS mapping of interlayer metal alloy element in joints

圖5 接頭EDS元素線掃描Fig.5 EDS elements line in the joints

由圖可知，Cu、Ni元素的分布情況類似，其大量存在于中心連續(xù)金屬間化合物中，在擴(kuò)散層共析組織中分布較少，由于Cu 和Ni 元素在α-Ti 中的最大固溶度分別為2.1wt.%和5.5wt.%，在冷卻過程中其固溶度進(jìn)一步下降，因此在共析組織中Cu 和Ni 元素主要存在于（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物中。由于TA2 母材的相變溫度Tα/α+β為880.2 ℃，當(dāng)焊接溫度為880 ℃時(shí)母材幾乎仍然以hcp 結(jié)構(gòu)的α-Ti 存在，然而Cu 和Ni 元素均屬于Ti 的共析型β 相穩(wěn)定元素，當(dāng)熱運(yùn)動(dòng)作用使Cu、Ni元素?cái)U(kuò)散至母材α-Ti晶粒內(nèi)時(shí)，富Cu、Ni 的成分起伏hcp 微粒開始轉(zhuǎn)變?yōu)閎cc 結(jié)構(gòu)，由于bcc 結(jié)構(gòu)原子堆垛密度小，擴(kuò)散系數(shù)大[14]，其對(duì)Cu和Ni的固溶度也增大，這將加快Cu、Ni原子在其中的擴(kuò)散，從而使Cu、Ni元素向母材的擴(kuò)散與β-Ti 晶粒長大相互促進(jìn)進(jìn)行，因此Cu 和Ni元素的擴(kuò)散行為與擴(kuò)散區(qū)相變進(jìn)程有關(guān)。

通過對(duì)比Zr元素在各接頭中的分布可發(fā)現(xiàn)，Zr元素大量存在于0.02ZrCuNi 和0.03ZrCuNi 接頭的化合物中（見圖4b、4c），而在0.01ZrCuNi 中間層接頭中心的化合物（見圖4a）未見Zr 元素的明顯富集現(xiàn)象，其在化合物層和周圍共析組織中的含量沒有明顯差異。在垂直焊縫方向，Zr元素在共析組織中的分布具有明顯梯度（見圖5a、5c），這是由于Zr 屬于Ti的中性合金化元素，其與Ti能在固相和液相任意比互溶，擴(kuò)散作用主要受熱運(yùn)動(dòng)影響[15]，由于Zr的原子半徑大，擴(kuò)散需要更大的激活能[16]，通過熱運(yùn)動(dòng)進(jìn)行強(qiáng)烈擴(kuò)散的難度較大，因此其分布濃度隨距焊縫距離增加而減小，形成了具有明顯梯度分布的特點(diǎn)。

2.3 焊縫界面組織演變機(jī)理

為了直觀描述焊縫組織演變過程，根據(jù)前人對(duì)純鈦α、β 轉(zhuǎn)變的原位觀察結(jié)果[17]，提出了焊縫界面組織演變機(jī)理。熔融液相合金元素向母材發(fā)生擴(kuò)散，形成一低熔點(diǎn)組元時(shí)導(dǎo)致部分母材向液相熔解，從而將母材的Ti 元素引入液相中。中間層Cu和Ni元素屬于共析型β相穩(wěn)定元素，其向母材的擴(kuò)散使得母材發(fā)生α→β 轉(zhuǎn)變，bcc 結(jié)構(gòu)的β 相擴(kuò)散系數(shù)高，且對(duì)Cu 和Ni 的固溶度大，Cu、Ni 原子通過β向α擴(kuò)散使得β相通過晶界遷移方式不斷長大。

冷卻過程中，擴(kuò)散區(qū)β 相發(fā)生共析反應(yīng)分解為片層狀相間的（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物和α-Ti，擴(kuò)散區(qū)組織放大圖（見圖3）中仍可觀察到保持原始板條狀β 晶粒形態(tài)的共析產(chǎn)物團(tuán)簇，具有相同取向的共析產(chǎn)物團(tuán)簇顯示了相變前α晶粒的形態(tài)。擴(kuò)散區(qū)前沿β 相發(fā)生亞共析反應(yīng)分解，先共析α 相以針狀形態(tài)存在。當(dāng)β相成分偏離共析點(diǎn)時(shí)，先共析（Ti，Zr）2（Cu，Ni）或先共析α-Ti 析出，在0.03ZrCuNi 中間層焊縫組織中可以觀察到這一點(diǎn)（見圖3c）。液態(tài)冷卻凝固過程中發(fā)生L→（Ti，Zr）2（Cu，Ni）+β 共晶反應(yīng)，隨著溫度降低β 相發(fā)生共析反應(yīng)分解為α+（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物，但由于共晶β 相較小，進(jìn)一步發(fā)生共析反應(yīng)后組織更為細(xì)小，因此在電鏡下難以分辨。

2.4 接頭的力學(xué)性能

接頭維氏顯微硬度測量結(jié)果如圖6 所示。TA2母材在經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后硬度值為150 HV0.1，焊縫中心共晶反應(yīng)層硬度可達(dá)500 HV0.1，0.01ZrCuNi中間層焊縫中心（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物寬度很窄，此處硬度值為351 HV0.1，相較于0.02ZrCuNi 中間層和0.03ZrCuNi 中間層接頭的連續(xù)寬帶狀化合物有明顯降低。0.01ZrCuNi 中間層和0.03ZrCuNi 中間層焊縫擴(kuò)散區(qū)共析組織的硬度相近，平均約為280 HV0.1，針狀組織區(qū)域存在部分具有塑韌性的α-Ti，導(dǎo)致其硬度進(jìn)一步降低，平均為210。Yuan 的計(jì)算結(jié)果[11]指出α 相、擴(kuò)散區(qū)和兩種（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物的彈性回復(fù)率分別為38.3%、31.6%、23.6%和24.2%，由此可見（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物具有硬度高、彈性模量高的脆性特點(diǎn)，當(dāng)其連續(xù)分布時(shí)在載荷作用下很快會(huì)產(chǎn)生極大的應(yīng)力集中，從而使得裂紋容易在其中產(chǎn)生和擴(kuò)展[18]。

圖6 焊接接頭顯微硬度Fig.6 Microhardness of joints

為評(píng)價(jià)各中間層焊接接頭的力學(xué)性能，對(duì)接頭進(jìn)行了剪切試驗(yàn)，載荷加載速率均為0.5 mm/min，剪切試驗(yàn)后使用掃描電鏡對(duì)斷口和裂紋擴(kuò)展路徑進(jìn)行觀察。剪切強(qiáng)度結(jié)果如圖7 所示，0.01ZrCuNi中間層接頭平均強(qiáng)度為207 MPa，高于0.02ZrCuNi中間層（92 MPa）和0.03ZrCuNi中間層（135 MPa）接頭的強(qiáng)度。剪切強(qiáng)度差異表明各接頭的斷裂行為和機(jī)理有所不同，各接頭剪切試驗(yàn)中裂紋的擴(kuò)展路徑如圖8所示。0.01ZrCuNi中間層接頭的裂紋沿中心金屬間化合物帶和擴(kuò)散區(qū)擴(kuò)展，這是由于金屬間化合物硬度高、脆性大，容易成為裂紋的起點(diǎn)，然而由于該化合物帶寬度窄，在擴(kuò)展過程中會(huì)經(jīng)過擴(kuò)散區(qū)共析組織，片層狀相間組織與納米金屬間化合物能夠釘扎位錯(cuò)并增強(qiáng)接頭的力學(xué)性能[19-20]，因此其強(qiáng)度最高。0.02ZrCuNi 中間層接頭的共晶反應(yīng)層寬度大，脆性連續(xù)帶狀化合物容易成為裂紋源并在載荷作用下引起應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致接頭極易發(fā)生脆斷，因此其強(qiáng)度較低。0.03ZrCuNi 中間層接頭的金屬間化合物帶寬度介于26 Zr 和42 Zr 之間，較窄的化合物帶使裂紋難以完全經(jīng)由此擴(kuò)展，施加剪切載荷時(shí)斷裂發(fā)生在化合物帶與共析組織的界面處，界面處共析組織對(duì)裂紋擴(kuò)展起阻礙作用，因此其強(qiáng)度相較于0.02ZrCuNi中間層接頭有所提高。

圖7 焊接接頭剪切強(qiáng)度Fig.7 Shear strength of joints

圖8 接頭裂紋擴(kuò)展路徑Fig.8 Crack propagation path of joints

各接頭剪切斷口形貌如圖9所示。0.01ZrCuNi中間層接頭斷口形貌有河流狀花樣的解理斷裂，又有大量分布的圓形韌窩和拉長韌窩特征，這說明在斷裂過程中接頭能夠吸收部分能量，接頭具有一定韌性，由此判斷該接頭剪切斷裂方式為韌性-脆性復(fù)合斷裂模式。0.02ZrCuNi 中間層和0.03ZrCuNi中間層接頭的斷口表現(xiàn)出的小平面解理形貌是（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物層斷裂的典型特征[21]，接頭發(fā)生明顯脆性斷裂。

圖9 接頭斷口形貌Fig.9 Fracture morphology of joints

3 結(jié)論

本文采用ZrCuNi 中間層對(duì)TA2 純鈦進(jìn)行了瞬間液相焊擴(kuò)散連接，研究了中間層Zr箔厚度對(duì)接頭界面組織和力學(xué)性能的影響，討論了各中間層金屬元素在接頭中的擴(kuò)散行為與界面組織演化機(jī)制。得到的主要結(jié)論如下：

（1）在880 ℃×30 min工藝條件下，使用ZrCuNi中間層對(duì)TA2純鈦進(jìn)行瞬間液相焊，可得到成形良好的接頭，接頭典型界面組織為：TA2/共析反應(yīng)產(chǎn)物（層片狀相間α-Ti+（Ti，Zr）2（Cu，Ni））/（Ti，Zr）2（Cu，Ni）金屬間化合物層或共晶反應(yīng)層/共析反應(yīng)產(chǎn)物（層片狀相間α-Ti+（Ti，Zr）2（Cu，Ni））/TA2。

（2）ZrCuNi中間層的Zr箔厚度對(duì)接頭的界面組織有明顯影響，當(dāng)Zr 箔厚度為0.01 mm 時(shí)，焊縫中心形成寬度為10 μm的帶狀（Ti，Zr）2（Cu，Ni））金屬間化合物層，擴(kuò)散區(qū)由共析反應(yīng)產(chǎn)物和針狀α-Ti組成，當(dāng)Zr箔厚度提高到0.02 mm和0.03 mm時(shí)，焊縫中心形成了含有大量（Ti，Zr）2（Cu，Ni）化合物的共晶組織，熔融液相對(duì)母材溶蝕程度增大導(dǎo)致共晶層厚度增加到80 μm，進(jìn)一步提高Zr箔厚度時(shí)，流動(dòng)性增強(qiáng)導(dǎo)致液相流失，共晶反應(yīng)層厚度減小到37 μm。

（3）剪切強(qiáng)度和斷裂模式差異與焊縫中心化合物層/共晶反應(yīng)層厚度有關(guān)。隨著中間層Zr箔厚度提高，化合物層/共晶反應(yīng)層厚度先增大后減小，接頭抗剪強(qiáng)度先下降后上升，在Zr 箔厚度為0.01 mm時(shí)達(dá)到最大值207 MPa，接頭呈韌性-脆性復(fù)合斷裂。Zr 箔厚度提高后接頭呈脆性斷裂，0.02 mm 和0.03 mm的Zr箔中間層接頭剪切強(qiáng)度分別為92 MPa和135 MPa。