CoFe 基和Fe基高温钎料钎焊TiAl合金接头微观组织

叶 雷,熊华平,陈 波,毛 唯,程耀永,李晓红

(北京航空材料研究院焊接及锻压工艺研究室,北京100095)

CoFe 基和Fe基高温钎料钎焊TiAl合金接头微观组织

叶 雷,熊华平,陈 波,毛 唯,程耀永,李晓红

(北京航空材料研究院焊接及锻压工艺研究室,北京100095)

为避免高温钎焊条件下钎料与TiA l母材发生过度反应,设计了Co Fe基和Fe基两种高温钎料。在1100℃/10min和1200℃/10min条件下进行了钎料对TiA l合金的润湿性实验,在1180℃/5min条件下进行TiA l合金的真空钎焊实验。结果表明,1200℃/10min条件下两种钎料在TiAl合金上润湿角约为30°。与Ni基钎料相比,两种钎料与TiA l的界面反应程度得到缓解。Co Fe基钎料对应接头界面主要形成Ti3A l,TiA l,硅化物和(Ti,Cr)2B,而在宽度较窄的(约10μm)钎缝中心形成了富Cr固溶体。Fe基钎料接头组织基本与Co Fe基钎料接头类似,区别在于钎缝中心为残余钎料区,宽度约40μm,主要为Fe基固溶体。残余钎料区附近生成TiB和TiB2两种硼化物,与Co Fe基钎料接头中硼化物相比,数量明显增多。

高温钎料;TiA l;显微组织

TiA l合金具有高弹性模量、高比强度、良好的抗蠕变性能和抗氧化性能,可在800℃左右长期工作,加上其密度较低,因此是一种具有很好发展前景的轻质耐高温结构材料。在航空、航天工业中,TiA l合金可以用来代替高温合金达到减重的目的。国外已将TiA l应用于制造发动机高温部件,且地面试车效果理想。此外,TiA l合金还被用来制造高速飞行器的启动推进器零件,在汽车工业中被用于制造排气阀等。

TiA l合金正逐渐应用于许多工业领域,这必然涉及TiA l合金的连接问题[1-3]。一般认为,钎焊是较为适合于TiA l合金连接的技术方法。已见报道钎焊TiA l合金的钎料主要有Ag基钎料(包括纯Ag,AgCu共晶等[4,5])和Ti基钎料(Ti2Cu2Ni,Ti2Zr2Cu2Ni等[6-8])。对于Ag基钎料,其钎焊温度在800℃左右,而Ti基钎料的钎焊温度在900℃左右,这就限制了TiA l合金的应用范围。而TiA l合金材料的发展趋势尤其是在航空航天领域,必然是逐步提高工作温度,以便充分发挥TiA l合金固有的优异特性。因此,设计高温钎料进行TiA l合金的钎焊技术研究,变得尤为重要。而TiA l合金的高温钎焊目前鲜见报道[9]。

本工作设计Co Fe基和Fe基两种高温钎料,研究其在TiA l合金上的润湿性及界面组织,为TiA l合金的高温钎焊提供技术储备。

1 实验

实验用母材为北京航空材料研究院研制的TiAl合金,其名义成分为Ti248A l22Cr22Nb(原子分数/%)。母材经线切割加工成尺寸为10mm×10mm×2mm的试片并将表面磨光,丙酮超声清洗后使用。Co Fe基钎料中加入了一定量的Ni,Cr合金化元素,并加入Si,B元素降低熔点,Fe基钎料加入了一定量的Co,Cr元素,同时加入少量Si,B元素降低熔点。两种钎料成分的区别在于后者Co,Cr元素含量有所降低,而Fe元素含量增加。润湿铺展实验所用钎料为纯金属粉机械混合均匀后,在特制模具中压制成的尺寸为<3mm×3mm圆柱状粉坯。钎焊金相试样所用钎料为急冷态箔带形式,其制备过程为利用块状金属原料配制钎料成分,真空电弧熔炼成锭后,再利用急冷态箔带制备设备制成箔带。其中,Co Fe基钎料箔带的平均厚度为45μm, Fe基钎料箔带的平均厚度为55μm。

润湿实验和钎焊实验均在真空钎焊炉中进行,实验过程中热态真空度优于5×10-3Pa。润湿实验规范为1100℃/10m in和1200℃/10m in两种,钎焊实验规范为1180℃/5min。金相试样均预置两层钎料。采用光学显微镜测定钎料润湿角,左右方向各测一个数据。采用电子探针进行润湿界面、接头微观组织观察和特征区域成分分析。

2 结果和讨论

2.1 两种钎料在TiAl母材上的润湿性

图1是不同温度下两种钎料在TiA l母材上的润湿铺展情况。可以看出,在1100℃/10m in规范下,两种钎料均成原始粉坯状(图1(a),(c))。在1200℃/ 10min规范下,两种钎料均已熔化(图1(b),(d))。其中,Co Fe基钎料熔化后外围凝固形成环状,中间有少量钎料凝固呈圆台状,Fe基钎料熔化后凝固成球冠状。测得Co Fe基钎料润湿角数值为30,32°,Fe基钎料润湿角数值为34,28°。可以看出,在1200℃/10min规范下,两种钎料均能很好的润湿母材。

图1 不同温度下两种钎料在TiAl上润湿情况Co Fe基钎料:(a)1100℃/10min,(b)1200℃/10min; Fe基钎料:(c)1100℃/10min,(d)1200℃/10minFig.1 The wettability of two filler metalson TiAl at different temperatures Co Fe2based filler metal: (a)1100℃/10min,(b)1200℃/10min;Fe2based filler metal:(c)1100℃/10min,(d)1200℃/10min

图2(a)为采用BNi82CrSiB牌号的镍基钎料在1150℃/10m in规范下与TiA l母材的润湿界面,图2 (b),(c)为Co Fe基和Fe基钎料钎料在1200℃/10min规范下与TiA l母材的润湿界面。可以看到,图2(a)中,TiA l合金发生了严重的熔蚀,而且在润湿的前沿界面上已经发生开裂(箭头所指);反应层深度达到0125mm。而Co Fe基钎料和Fe基钎料润湿界面成形良好,反应层深度分别降低为0.2mm和0.12mm。相比BNi82CrSiB钎料,两种钎料与TiA l母材的反应程度得到了缓解。并且润湿实验温度(1200℃)比BNi82CrSiB钎料(1150℃)还要高50℃。如适当降低实验温度,界面反应程度还有可能得到进一步控制。

表1给出了Cr,Fe,Co,Ni四种元素在液态Ti中的溶解焓[10]。通过溶解焓数值的高低可以定性地判断元素之间相互作用的强弱(若溶解焓数值为负值,并且绝对值越大,则元素之间相互作用越强烈)。可以看出,四个元素中,Cr与Ti之间反应程度最弱。其次为Fe,Co,而Ni与Ti反应最剧烈。采用高温钎料钎焊TiA l合金鲜见报道,而用高温钎料钎焊Ti3A l合金已有报道,可以借鉴。文献[11]采用Ni基钎料钎焊Ti3A l合金,发现实际钎缝厚度(80～100μm)比预置间隙(50μm)增大近一倍,证明母材与钎料发生了剧烈反应。本研究以与Ni反应程度较弱的Co,Fe元素作为钎料基体,降低钎料中Ni元素含量进而减少界面Ni2Ti反应,从而达到控制界面反应程度的目的。

2.2 CoFe基钎料钎焊TiAl合金接头组织

图2 不同钎料在TiAl母材上的界面 (a)BNi82CrSiB钎料,1150℃/10min;(b)CoFe基钎料,1200℃/10min;(c)Fe基钎料,1200℃/10minFig.2 The interfaces of different filler metals on TiA l at a low magnification (a)BNi82CrSiB filler metal,1150℃/10min; (b)Co Fe2based filler metal,1200℃/10min;(c)Fe2based filler metal,1200℃/10min

表1 四种金属元素在液态Ti中的溶解焓数据Table 1 The dissolution enthalpiesof four elements in liquid Ti

图3是Co Fe基钎料在1180℃/5min下钎焊TiA l合金接头组织。表2是接头部分特征区域对应成分。

图3 1180℃/5min规范下Co Fe基钎料钎焊TiA l合金接头组织Fig.3 SEM image of TiA l joint brazed w ith Co Fe2based filler metal

表2 图3中各区电子探针分析结果Table 2 Resultsof EPMA of zonesmarked in fig.3

由图3可以看出,接头组织连续致密,为比较明显的反应层结构。从表2中成分结果看,界面锯齿状反应层“1”和靠近TiA l母材的区域“2”主要成分为Ti和A l,同时溶解入少量Co,Fe,Ni元素,分析认为“1”为TiA l+Ti3A l相、“2”为TiA l+少量(Fe,Ni, Co)基体。随着Ti,A l向母材溶解,Co,Ni及少量Fe元素与Ti,A l发生反应生成TiA l+(Fe,Ni,Co)基体(区域“3”)。大量与Ti反应较弱的Cr,Fe元素向钎缝中心富集,当Cr,Fe元素达到一定浓度后,与钎料中的Si元素形成Si化物相“4”,从表中可以看出大部分Si元素富集于该区。随着“1”～“4”相分别形成,Cr元素继续向钎缝中心区域富集,与Ti,B元素形成(Ti,Cr)2B相“5”,剩余Cr元素在钎缝中心形成富Cr固溶体“6”。

文献[7]采用Ti2Cu2Ni钎料钎焊TiA l与TC4,发现接头存在脆性Ti2Ni相,降低了接头性能。从表3可以看出,CoFe基钎料钎焊TiA l接头中并未出现Ti2Ni相。这对于提高接头力学形能无疑是有利的。

表3 图4中各区电子探针分析结果___________________________________Table 3 Resultsof EPMA of zonesmarked in fig.4____________

2.3 Fe基钎料钎焊TiAl合金接头组织

图4是Fe基钎料在1180℃/5min下钎焊TiAl合金接头组织。表3是接头中部分特征区域对应的成分。

图4 1180℃/5min规范下Fe基钎料钎焊TiA l合金接头组织Fig.4 SEM image of TiA l joint brazed w ith Fe2based filler metal

对比图3,4及表2,3可见,Fe基钎料接头组织与Co Fe基钎料组织类似,同样为比较明显的反应层结构。图4中钎缝与母材的界面反应层宽度比图3中明显变窄,且呈断续分布。图4中反应层“1”为TiA l+少量(Fe,Ni,Co)基体,反应层“2”组织与“1”类似,只是(Fe,Ni,Co)基体含量增加。“3”为硅化物反应层。分析认为黑色窄反应带“4”为TiB2相,灰黑色较宽反应带“5”为TiB相。钎缝中心区“6”为Fe基固溶体成分,为残余钎料区,基本未和TiA l母材发生反应。

两接头组织的区别在于Fe基钎料接头的钎缝中心区域为残余钎料成分,宽度较宽(约40μm),而Co Fe基钎料接头中没有残余钎料区,其钎缝中心成分为富Cr固溶体,宽度较窄(约10μm)。可见Co Fe基钎料在钎焊过程中与TiA l母材发生充分反应,说明Co Fe基钎料与TiA l母材的反应程度比Fe基钎料强。此外,Fe基钎料钎缝中心区附近的黑色化合物相数量明显增多。原因可能是相比Co Fe基钎料,Fe基钎料中Co含量减少,扩散入母材中的Ti元素与Co元素发生反应的数量也相应减少,因此,钎缝中有更多的Ti元素与B元素形成Ti2B相。由于硼化物相较脆,钎缝中数量较多的硼化物相存在可能会降低接头力学性能。

3 结论

(1)在1200℃/10min条件下,Co Fe基钎料和Fe基钎料可以很好的润湿TiA l母材,两种钎料的润湿角均在30°左右。与Ni基钎料相比,两种钎料与TiA l的界面反应程度得到缓解。

(2)在1180℃/5min条件下,Co Fe基钎料钎焊TiA l接头从界面至钎缝中心主要形成Ti3A l+TiA l、TiA l+(Fe,Ni,Co)、硅化物、(Ti,Cr)2B相和宽度较窄(约10μm)的富Cr固溶体。

(3)Fe基钎料接头组织与FeCo基钎料接头类似。区别在于钎缝中心为较宽(约40μm)的Fe基固溶体成分的残余钎料区,说明Fe基钎料与TiA l的反应程度比Co Fe基钎料弱。钎缝中生成了TiB和TiB2两种硼化物相。与Co Fe基钎料接头相比,Fe基钎料接头中硼化物数量明显增加。

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M icrostructures of TiA l Joints B razed w ith Co Fe2based and Fe2based High2temperature Filler M etals

YE Lei,XIONG Hua2ping,CHEN Bo,MAO Wei, CHENG Yao2yong,L IXiao2hong
(Laboratory of Welding and Forging,Beijing Institute of Aeronautical M aterials,Beijing 100095,China)

Co Fe2based and Fe2based high2temperature filler metals w ere studied fo r the control of the excessive reaction between filler metal and TiA l base metal at high brazing temperatures.The wett2 ability of two filler metals on TiA l was studied at 1100℃/10min and 1200℃/10min,and the vacuum brazing experiment w as carried out at 1180℃fo r 5min.The results show ed that the contact angles of the two kinds of filler metals w ere about 30°at 1200℃/10m in.The interfacial reactions of the two filler metals w ith TiA l were not as strong as that of the traditional Ni2based fillermetal.M ain micro2 structures of the joint brazed w ith Co Fe2based filler metal were Ti3A l,TiA l,silicide and(Ti,Cr)2B phase.Furthermore,a narrow Cr2rich solid solution zone(about 10μm)was formed in the central part of the joint.The similar microstructures were fo rmed for the joint brazed w ith Fe2based filler metal. But there is also a difference,for the joint brazed w ith Fe2based filler metal,a w ider residual filler metal zone(about 40μm)w as fo rmed in its central part,and the main phase w as identified to be Fe2 rich solid solution.TiB and TiB2phases were formed near the residual filler metal zone,and the amount of borideswasmuch more than that of Co Fe2based filler metal.

high2temperature filler metal;TiA l;m icrostructure

TG454

A

100124381(2010)1020061204

预研基金项目(9140A180501HK5105)

2010206220;

2010207227

叶雷(1981—),男,工程师,硕士,主要从事航空新材料的钎焊扩散焊研究,联系地址:北京市81信箱20分箱(100095),E2mail:ye2 lei621@yahoo.com.cn