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    TiBw/TA15 鈦基復(fù)合材料真空釬焊界面組織及性能研究

    2023-07-21 12:59:32葉嘉寶李曉紅鄧云華謝志怡文彥臻
    焊接學(xué)報 2023年6期
    關(guān)鍵詞:釬料釬焊母材

    葉嘉寶,李曉紅,鄧云華,謝志怡,文彥臻

    (中國航空制造技術(shù)研究院 航空焊接與連接技術(shù)航空科技重點實驗室,北京,100024)

    0 序言

    鈦合金具有比強度高、耐腐蝕性好、熱穩(wěn)定性及焊接性能好等優(yōu)點從而廣泛應(yīng)用于航空航天、海洋工程、交通運輸、醫(yī)療器械等領(lǐng)域[1-3],然而TC4、TA15 等常用鈦合金的長期使用溫度低于500 ℃[4-5].在鈦合金基體中添加增強相制成鈦基復(fù)合材料則能提高其使用溫度[6],尤其是非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料相比傳統(tǒng)鈦合金具有更高的強度、更好的耐磨性、更高的服役溫度,這些優(yōu)點使得鈦基復(fù)合材料具有廣闊的應(yīng)用前景[7-9].鈦基復(fù)合材料雖具有諸多優(yōu)點,但增強體與基體在物理及化學(xué)性質(zhì)上的差異,導(dǎo)致其加工性能較差[10-11].

    對于易氧化材料,可將裝配好釬料的焊件置于真空爐中進行加熱釬焊,稱為真空釬焊.焊件在焊接過程中處于真空氣氛的保護下,能避免高溫下氮氣、氧氣等氣體對釬焊界面的污染,使得焊縫成形良好,非常適合焊接薄壁及結(jié)構(gòu)較復(fù)雜的接頭[12].

    目前對于非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料真空釬焊工藝研究主要集中在以TC4 為基體的鈦基復(fù)合材料上.在鈦基復(fù)合材料的釬料選擇上主要有Ag 基釬料[13-14]和Ti 基釬料[15-17]兩類.相比Ag 基釬料,Ti 基釬料與鈦合金基體冶金相容性更好,服役溫度更高,有利于獲得力學(xué)性能更佳的釬焊接頭[18].此外,在釬料中加入Zr 元素可與Ti 無限互溶成為強化元素[19],加入Cu、Ni 元素可與Ti、Zr 形成低熔點共晶降低釬料熔化溫度[20].因此目前主要選擇Ti-Zr-Cu-Ni 釬料.Tian 等人[15]利用Ti-Cu-Ni-Zr 非晶態(tài)箔帶狀釬料在940 ℃下對TiBw/Ti-6Al-4V 鈦基復(fù)合材料進行了釬焊試驗,其研究結(jié)果表明,得益于釬料元素的充分?jǐn)U散,釬縫區(qū)與擴散區(qū)沒有明顯的邊界,釬焊接頭在400 ℃下抗拉強度與母材的比值相比常溫下較低,這是由于隨著溫度升高,基體塑性改善,其與TiB 塑性產(chǎn)生較大差異,使TiB 成為了開裂源.Song 等人[16]利用TiZrNiCu 非晶釬料成功實現(xiàn)了TiBw/TC4 鈦基復(fù)合材料與Ti60 的釬焊,研究表明,焊縫中會產(chǎn)生脆性金屬間化合物,接頭往往斷裂在此處,而隨著釬焊溫度的提高,脆性金屬間化合物層逐漸減小并消失,剪切強度則逐漸上升,而當(dāng)釬焊溫度過高時則會產(chǎn)生粗糙的層片狀(α+β)結(jié)構(gòu)降低接頭力學(xué)性能.Hu 等人[17]利用TiZrNiCu-B 釬料成功實現(xiàn)TiBw-TC4 與Ti60 的釬焊,研究了釬料中B 元素含量對釬焊界面組織及連接性能的影響,結(jié)果表明適量的B 元素有助于TiZrNiCu-B 在Ti60 上的潤濕,且B 元素會與Ti 反應(yīng)生成TiB 晶須抑制晶粒長大,對接頭的剪切強度有較大提升.

    目前國內(nèi)外對非連續(xù)增強鈦基復(fù)合材料釬焊工藝研究較少,且主要集中在以TC4 為基體的鈦基復(fù)合材料上.TA15 相比TC4 具有更好的抗拉強度、斷裂韌性、疲勞極限及熱穩(wěn)定性,但對于以TA15 為基體的鈦基復(fù)合材料釬焊工藝研究卻少見報道.因此研究選用以TA15 為基體、TiB 晶須(TiBw)為增強相的鈦基復(fù)合材料進行真空釬焊試驗,研究分析了不同釬焊溫度、保溫時間、釬料厚度及TiBw分布對釬焊接頭組織及性能的影響,并優(yōu)化工藝參數(shù)獲得性能最佳的釬焊接頭.

    1 試驗方法

    1.1 試驗材料

    試驗所用母材為TiBw/TA15 鈦基復(fù)合材料,如圖1 所示,鈦合金基體為TA15 鈦合金,其名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V,其化學(xué)成分如表1 所示.TiBw體積含量為1.8%,TiBw/TA15 鈦基復(fù)合材料的(α+β)/β 相轉(zhuǎn)變溫度為1 010 ℃.TiBw/TA15鈦基復(fù)合材料焊前顯微組織如圖1 所示.由圖1 可知,母材組織由細(xì)小致密的條狀α 相和長條狀的TiBw組成,TiBw與軋制方向平行.

    表1 TA15 鈦合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical composition of TA15 titanium alloy

    圖1 TiBw/TA15 鈦基復(fù)合材料微觀組織SEM 照片F(xiàn)ig.1 TiBw/TA15 TMC plate SEM micrograph

    試驗所用釬料為1.5 mm 寬、30 μm 厚的非晶箔帶狀Ti-Zr-Cu-Ni 釬料,釬料熔點為895 ℃.

    1.2 試驗方法

    釬焊試驗前,將原始板材切割成110 mm ×65 mm×1 mm 的試驗件,并對試驗件表面進行打磨以去除氧化膜,然后利用丙酮超聲清洗10 min,取出烘干備用.利用電阻點焊機將非晶箔帶狀釬料固定在試驗件表面,并將兩板固定,如圖2 所示.再將裝配好的的待焊件放入真空釬焊爐中進行焊接.

    圖2 板板釬焊裝配示意圖Fig.2 Assembly diagram of plate brazing

    釬焊過程中加熱曲線如圖3 所示.首先以5 ℃/min 的速率將爐內(nèi)溫度由室溫升至800 ℃(T1),并保溫30 min(t2?t1),而后在15 min(t3?t2)內(nèi)升至釬焊溫度并設(shè)定對應(yīng)保溫時間,最后隨爐冷卻直至室溫.釬焊過程中真空度不低于2×10?3Pa.

    圖3 釬焊過程中溫度變化曲線Fig.3 Temperature change curve during brazing process

    利用電火花線切割法在不同工藝參數(shù)下的釬焊試樣上分別切取金相試樣和拉伸試樣,如圖4 所示.將金相試樣經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光、腐蝕后制成金相樣品,并利用光學(xué)顯微鏡(OM)及掃描電子顯微鏡(SEM)對釬焊接頭界面組織進行觀察,利用能譜儀(EDS)對釬焊接頭物相中的元素分布情況進行觀察分析,利用X 射線衍射儀(XRD)對釬焊接頭物相成分進行觀察分析,利用EBSD 對釬焊接頭物相分布進行觀察分析.

    圖4 拉伸試樣尺寸 (mm)Fig.4 Tensile specimen size

    對每組工藝參數(shù)下分別取3 組拉伸試樣進行力學(xué)試驗,測試屈服強度、抗拉強度及斷后伸長率并分別取平均值,并利用掃描電子顯微鏡(SEM)對拉伸后的斷口形貌進行觀察分析.

    釬焊實驗中分別對釬焊溫度、保溫時間、釬料厚度等工藝參數(shù)進行研究,工藝參數(shù)如下表2所示.

    表2 釬焊工藝參數(shù)Table 2 Brazing process parameters

    2 結(jié)果與討論

    2.1 典型接頭的釬焊界面組織

    圖5 是釬焊溫度920 ℃,保溫時間90 min,釬料厚度30 μm 下釬焊接頭SEM 圖,圖5a 中釬焊接頭根據(jù)微觀組織形態(tài)的不同可以分為兩個部分,位于中間的釬縫區(qū)(Ⅰ區(qū)),及位于Ⅰ區(qū)與母材之間的擴散區(qū)(Ⅱ區(qū)).圖5b 為局部區(qū)域放大圖,對該區(qū)域進行EDS 分析,各元素分布情況如圖6 所示.由圖6 可知,Ti 元素、Al 元素由濃度較高的母材向釬縫中心擴散,而Zr 元素、Ni 元素、Cu 元素則由濃度較高的釬縫向母材擴散.對釬焊界面進行XRD物相分析結(jié)果如圖7 所示.

    圖5 釬焊溫度920 ℃,保溫時間90 min,釬料厚度30 μm下釬焊接頭SEM 照片F(xiàn)ig.5 SEM micrographs of brazed joint at brazing temperature of 920 ℃,holding time of 90 min and brazing filler metal thickness of 30 μm.(a)low multiples;(b) high multiples

    圖6 圖5b 中元素分布情況Fig.6 Element distribution in Fig.5b.(a) T;(b) Al;(c) Zr;(d) Mo;(e) V;(f) Ni;(g) Cu;(h) B

    圖7 釬焊溫度920 ℃,保溫時間90 min 下釬焊接頭XRD 圖譜Fig.7 XRD pattern of brazed joint under brazing temperature 920 ℃ and holding time 90 min

    結(jié)合EDS 和XRD 分析,在釬焊接頭中主要有3 類組織.組織A 中含有較多的Ti 元素、Al 元素,但Cu 元素、Ni 元素含量較少,主要為α-Ti 相.組織B 中則含有較多的Zr 元素、Mo 元素、Ni 元素、Cu 元素,較少的Ti 元素、Al 元素,則主要為Ti2Cu 相.組織C 中則有較明顯的B 元素富集,結(jié)合圖1b 母材的微觀組織圖,可以推斷細(xì)長條狀的組織C 為TiBw.

    2.2 釬焊溫度對接頭界面組織的影響

    圖8 是保溫時間為90 min,不同釬焊溫度下的釬焊接頭微觀組織形貌圖,圖中紅色區(qū)域為框選出并標(biāo)紅的TiBw.由圖8a 可以看出,釬焊接頭Ⅰ區(qū)中主要為大片的黑色組織,而Ⅱ區(qū)中則主要是白色針狀組織及夾雜其間的黑色塊狀組織.此外,Ⅰ區(qū)中幾乎沒有TiBw,而Ⅱ區(qū)中則能觀察到少量的TiBw.由于母材中TiBw是B 元素的唯一主要來源,且TiB 具有穩(wěn)定的高溫?zé)崃W(xué)性質(zhì),也不與釬料發(fā)生反應(yīng),在釬焊過程中形態(tài)穩(wěn)定不發(fā)生變化[15,21].因此,B 元素只存在于焊后的TiBw中.

    圖8 釬料厚度30 μm,保溫時間90 min 下不同釬焊溫度釬焊接頭微觀組織形貌Fig.8 Microstructure of brazed joints under different brazing temperatures at filler thickness of 30 μm and holding time of 90 min.(a) 920 ℃;(b) 950 ℃;(c) 980 ℃

    為進一步研究釬焊接頭中的微觀組織及物相,對接頭處各點進行EDS 分析,結(jié)果如表3 所示.

    表3 圖8 中各點EDS 分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 3 EDS analysis results of each spot in Fig.8

    在釬焊溫度為920 ℃時,白色針狀組織中以Ti 元素為主和較多的Al、Zr 及少量的Cu、V、Ni 元素.黑色塊狀組織相比白色針狀組織Ti、Al 含量偏少,但Cu、Ni 元素含量較高.Ⅰ區(qū)中的大片黑色組織則相比塊狀黑色組織具有較高的Zr 含量.

    試驗中釬焊溫度低于TiBw/TA15 的(α+β)/β相轉(zhuǎn)變溫度,但Cu 元素、Ni 元素作為β 相穩(wěn)定元素,能夠降低母材中(α+β)/β 相轉(zhuǎn)變溫度[15].因此在Cu 元素、Ni 元素富集區(qū)域會有少量α-Ti 轉(zhuǎn)變?yōu)榱甩?Ti,此后溫度降低,根據(jù)Ti-Cu、Ti-Ni 二元相圖可知,當(dāng)Cu 含量小于17%,Ni 含量小于13%時,β-Ti 相會發(fā)生共析反應(yīng)生成α-Ti 相和金屬間化合物,即.

    結(jié)合表3 中各點的能譜分析結(jié)果,釬焊界面中主要會產(chǎn)生α-Ti 相及Ti2Cu、Ti2Ni 兩種金屬間化合物相.其吉布斯自由能變?nèi)缡?3)和(4)所示[17],即

    由式(3)和式(4)可知,Ti2Cu、Ti2Ni 在釬焊溫度范圍內(nèi)吉布斯自由能變均小于0,因此在釬焊過程中Ti 與Cu、Ni 可自發(fā)反應(yīng)生成Ti2Cu、Ti2Ni.Cu 和Ni 具有相似的原子半徑和晶體結(jié)構(gòu),因此它們不僅化學(xué)相容而且彼此完全可溶,故可將Ti2Cu、Ti2Ni 認(rèn)為是Ti2(Cu,Ni)復(fù)合相[11,22].此外由于Cu、Ni 作為β-Ti 相穩(wěn)定元素,可降低(α+β)/β 相轉(zhuǎn)變溫度,因此釬焊溫度雖低于TiBw/TA15 鈦基復(fù)合材料的相轉(zhuǎn)變溫度,但仍會在釬焊過程中產(chǎn)生β-Ti相.因此,白色針狀組織為α-Ti 相,黑色塊狀組織為β-Ti 相及Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,而Ⅰ區(qū)中的大片黑色組織則可能為未完全反應(yīng)的釬料.

    在950 ℃下,釬焊接頭中Ⅰ區(qū)基本消失,Ⅱ區(qū)幾乎占據(jù)了整個釬焊界面,但在界面正中間仍有少量大塊黑色組織存在.此外,由于Ⅰ區(qū)的減少,兩側(cè)母材受到外加載荷向中間擠壓,使TiBw在整個釬焊界面中的分布相比920 ℃下更加均勻.焊縫在980 ℃下,釬焊界面中的Ⅰ區(qū)徹底消失,只剩下Ⅱ區(qū).且隨著釬焊溫度的增加,Ⅱ區(qū)中白色針狀組織越來越致密,逐漸占滿整個釬焊界面,而黑色塊狀組織則越來越少,TiBw在焊縫中的分布也更加均勻致密.根據(jù)圖8 中D 點、F 點和E 點、G 點的能譜分析結(jié)果可知,950 ℃及980 ℃下釬焊接頭中白色針狀組織和黑色塊狀組織也分別為α-Ti 相和β-Ti 相及Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,且與920 ℃下相比,Cu、Ni 含量降低,說明Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物含量減少.

    圖9 是保溫時間90 min,不同釬焊溫度下釬焊接頭EBSD 物相分布及比例結(jié)果.其結(jié)果顯示980 ℃下釬焊接頭相比920 ℃下,α-Ti 相比例增加,而Ti2(Cu,Ni)總含量比例下降,這與EDS 分析結(jié)果相符.

    圖9 保溫時間90 min 時不同釬焊溫度下釬焊接頭EBSD 結(jié)果Fig.9 EBSD results of brazed joints at different brazing temperatures under holding time of 90 min.(a)920 ℃;(b) 980 ℃

    2.3 保溫時間對接頭界面組織的影響

    圖10 是釬焊溫度為950 ℃,不同釬焊保溫時間下的釬焊接頭微觀組織形貌圖.由圖10 可以看出,釬焊保溫時間從60 min 增加到150 min 時釬焊界面寬度明顯增加,TiBw也從兩側(cè)向界面中間靠攏,在整個焊縫中的分布逐漸趨向均勻化.此外,在保溫時間為60 min 下,其界面中央也有類似圖8a中大片的黑色組織.且隨著保溫時間的增加,黑色塊狀組織減少,兩邊的白色針狀組織延伸到釬焊界面中間.對圖10 中的組織進行EDS 分析,其結(jié)果如表4 所示.白色針狀組織中含有較多的Ti 元素及少量的Al、Zr、Mo、V、Ni、Cu 元素,黑色塊狀組織中也含有較多的Ti 元素,但與白色針狀組織相比,Ti、Al 元素含量較少,而Zr、Ni、Cu 元素含量則明顯高于白色針狀組織,圖10a 中界面中間的大片黑色組織含有較多的Ti、Zr、Cu、Ni 元素.因此,分析認(rèn)為白色針狀組織為α-Ti 相,黑色塊狀組織為β-Ti 相及Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,而大片的黑色組織則可能未完全反應(yīng)所剩下的釬料.其物相成分與工藝①結(jié)果類似.

    表4 圖10 中各點EDS 分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 4 EDS analysis results of each spot in Fig.10

    圖10 釬料厚度60 μm,釬焊溫度950 ℃下不同釬焊保溫時間釬焊接頭微觀組織形貌Fig.10 Microstructure of brazed joints under different brazing holding time at filler thickness of 60 μm and brazing temperature of 950 ℃.(a) 60 min;(b) 90 min;(c) 120 min;(d) 150 min

    2.4 釬料厚度對接頭界面組織的影響

    對比釬焊溫度均為950 ℃、保溫時間均為90 min 下不同釬料厚度的兩組試驗,由圖8b 和圖10b 對比可知,60 μm 釬料厚度下的釬焊界面寬度明顯大于30 μm 下的界面寬度,且30 μm 下釬焊接頭白色針狀組織更加致密,其間的黑色塊狀組織更少.這是因為相比30 μm 厚度的釬料,60 μm 厚的釬料會在釬焊界面中引入較多的Cu、Ni 元素,從而能擴散到更遠(yuǎn)的母材中,導(dǎo)致擴散區(qū)變寬.

    2.5 力學(xué)性能

    表5 及圖11 為不同工藝參數(shù)下釬焊復(fù)合板的拉伸力學(xué)性能.由圖可知,各工藝參數(shù)下復(fù)合板的抗拉強度(Rm)、屈服強度(Rp0.2)、斷后伸長率(A)均低于母材.

    表5 母材及不同工藝參數(shù)下復(fù)合板力學(xué)性能Table 5 Mechanical properties of base metal and composite plates under different process parameters

    如圖11a 所示,在保溫時間為90 min 下,隨著釬焊溫度從920 ℃增加到980 ℃,復(fù)合板的抗拉強度有一個小幅的升高,屈服強度則有小幅下降,變化不大,斷后伸長率則有明顯的提升,從920 ℃下的2.17%提升到了980 ℃的5.17%,達(dá)到了母材斷后伸長率的62.06%.此外,由表5 和圖8 可知,釬焊界面中TiBw含量隨著釬焊溫度的升高而提高并逐漸接近母材中TiBw的含量,且在釬焊界面中的分布趨于均勻化.

    這是因為在較低的釬焊溫度下,釬料中的Cu、Ni 等元素向母材的擴散速率較低,未能向母材充分?jǐn)U散,從而有部分未完全反應(yīng)的釬料在釬焊界面中央堆積.釬料中的Cu 元素、Ni 元素會與Ti 元素反應(yīng)生成Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物相提升接頭脆性,此外剩余釬料還會導(dǎo)致釬焊過程中兩側(cè)母材間隙較大,使得焊后界面寬度增大.TiBw具有較穩(wěn)定的高溫?zé)崃W(xué)性質(zhì),在釬焊過程中不與釬料發(fā)生反應(yīng),因而TiBw在釬焊界面中的分布相比其在原始母材中的分布不會發(fā)生太大變化.但由于有部分未反應(yīng)釬料在釬焊界面中央堆積,釬焊界面寬度增加,使得釬焊界面中TiBw的平均含量較母材明顯下降.而在較高溫度下,Cu 元素、Ni 元素擴散速率增加,能更充分得向母材擴散,從而降低界面中Cu 元素、Ni 元素含量使得金屬間化合物減少.且釬料反應(yīng)完全后,兩側(cè)母材間隙減小,釬焊界面寬度主要為擴散區(qū)寬度,故釬焊界面中TiBw的平均含量較母材相差較小.此外,由于TiBw在晶界處的釘扎效應(yīng),抑制了原始晶粒的粗化,使得母材中的晶粒并未隨著釬焊溫度的提高而明顯粗化[16,23].

    隨著釬焊溫度的增加,釬焊界面中Ti2(Cu,Ni)含量降低,TiBw含量增加且分布趨于均勻.這兩方面的原因共同作用提高了接頭的韌性使得復(fù)合板的斷后伸長率提高.

    如圖11b 所示,在釬焊溫度950 ℃下,隨著釬焊保溫時間的增加,復(fù)合板的抗拉強度和屈服強度在保溫時間60 min 到90 min 之間均有明顯的提高,但隨著保溫時間的繼續(xù)增加,則變化不大.而復(fù)合板的斷后伸長率則隨著保溫時間的增加逐漸下降,且下降趨勢近乎一條直線.由表5 和圖10 可知,隨著釬焊保溫時間增加,釬焊界面中TiBw含量也有所增加.

    這是由于當(dāng)保溫時間較短時,與釬焊溫度較低時類似,釬料中Cu 元素、Ni 等元素不能發(fā)生充分的擴散,并在釬焊界面中富集產(chǎn)生硬脆的金屬間化合物,使接頭強度降低.未完全反應(yīng)的釬料也使得母材間隙較大,界面寬度增加,使界面中TiBw含量較低.而隨著保溫時間的增加,擴散區(qū)增大,釬料中的Cu 元素、Ni 等元素向母材中擴散,降低了釬焊接頭中Cu 元素、Ni 元素的含量,從而減少了Ti-Cu、Ti-Ni 等金屬間化合物的產(chǎn)生,并使釬焊界面中TiBw分布趨向均勻,進而提高了接頭的強度.與此同時,較長的保溫時間也使得釬焊界面寬度增大,而釬焊界面相比母材塑性較差,因而較寬的界面也引起了接頭塑性的降低.

    在釬焊溫度同為950 ℃,保溫時間為90 min 的情況下,60 μm 釬料厚度下抗拉強度及屈服強度相比30 μm 差異不大,但斷后伸長率則明顯下降.較厚的釬料不僅會使得釬焊界面寬度增加,導(dǎo)致界面中TiBw降低,還會在界面中引入較多的Cu 元素、Ni 元素,而較多的Cu 元素、Ni 元素意味著會與Ti 元素產(chǎn)生更多的Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,導(dǎo)致接頭脆性增加.此外,如圖12 所示,在釬焊溫度950 ℃,保溫時間90 min 下,釬焊接頭的斷口形貌左側(cè)為擴散區(qū)右側(cè)為母材.從圖12 中明顯可以看出,兩側(cè)斷裂形式不同,左側(cè)斷口撕裂棱較多,呈現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷口形貌,而右側(cè)則有較多韌窩,為典型的韌性斷裂.而較厚的釬料使得接頭擴散區(qū)寬度增加,從而也在一定程度上影響了接頭塑性.因此,導(dǎo)致了同一工藝參數(shù)下,60 μm 釬料厚度的一組試樣塑性較差.

    圖12 拉伸試樣斷口示意圖及釬焊溫度950 ℃,保溫時間90 min 下接頭斷口形貌Fig.12 Fracture morphology of joint under brazing temperature of 950 ℃ and holding time of 90 min

    3 結(jié)論

    (1) 在980 ℃的釬焊溫度,90 min 的保溫時間下,采用30 μm 厚非晶箔帶狀Ti-Zr-Cu-Ni 釬料成功實現(xiàn)了TiBw/TA15 鈦基復(fù)合材料的板板釬焊,復(fù)合板抗拉強度為1 041.67MPa,斷后伸長率為5.17%,分別達(dá)到了母材的95.04%和62.06%.

    (2) 在釬焊過程中,母材與釬料發(fā)生反應(yīng)并在釬焊界面中生成α-Ti 相、β-Ti 相及Ti2(Cu,Ni)相.此外,隨著釬焊溫度及保溫時間的增加,釬料中的元素充分向兩側(cè)母材擴散使得兩側(cè)母材受擠壓接近,釬縫區(qū)消失,使TiBw分布逐漸趨向均勻化.

    (3) 在保溫時間為90 min 的情況下,隨著釬焊溫度的提高,釬焊接頭中Cu、Ni 元素能更加充分得向母材中擴散,從而減少了釬焊界面中Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物的含量.釬料向母材的擴散使釬縫區(qū)消失,兩側(cè)擴散區(qū)在外加壓力下向中心靠攏,提高了釬焊界面中TiBw的分布密度.而TiBw的釘扎效應(yīng)抑制了母材晶粒粗化,這兩者共同作用使得接頭力學(xué)性能升高.在釬焊溫度為950 ℃下,隨著保溫時間的增加,Cu 元素、Ni 元素向母材擴散,金屬間化合物減少,接頭強度先增加后基本保持不變,但界面寬度增加,接頭整體塑性降低.

    (4) 在一定范圍內(nèi),釬焊界面中針狀α-Ti 相含量越高、Ti2(Cu,Ni)相含量越低、TiBw分布越密、釬縫寬度越窄,則釬焊接頭組織塑性越好.

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