保温时间对Ti-28Ni钎料钎焊连接Ti60/高铌TiAl合金接头的影响研究

彭赫力，昝 林，包潘飞，杨旭东，刘海建，宋晓国

(1.上海航天精密机械研究所,上海 201600； 2.上海航天技术研究院,上海 201109； 3.哈尔滨工业大学(威海)山东省特种焊接技术重点实验室,山东 威海 264209)

保温时间对Ti-28Ni钎料钎焊连接Ti60/高铌TiAl合金接头的影响研究

彭赫力1，昝 林2，包潘飞3，杨旭东1，刘海建1，宋晓国3

(1.上海航天精密机械研究所,上海 201600； 2.上海航天技术研究院,上海 201109； 3.哈尔滨工业大学(威海)山东省特种焊接技术重点实验室,山东 威海 264209)

在钎焊温度1 080 ℃、保温时间0～15 min条件下，用Ti-28Ni钎料对Ti60与高铌TiAl合金钎焊连接进行了研究。用SEM，EDS等方法对接头微观组织进行分析，并研究了保温时间对接头连接界面微观组织和力学性能的影响。结果表明：获得的接头无气孔和热裂纹，接头的典型界面结构为Ti60/α+(α+β)/Ti2Ni+(α+B2)/α+Ti3Al/Ti3Al/B2/高铌TiAl合金；当保温时间较短时，断裂发生在钎缝处，钎缝区含大量Ti2Ni相，随着保温时间的延长，Ti2Ni相逐渐消失，α+Ti3Al网状区面积不断增大且向Ti60合金侧偏移，保温时间过长时，接头断裂位置由钎缝区向高铌TiAl合金母材侧偏移，断裂形式为脆性断裂。保温时间10 min时，接头平均剪切强度达到最大值139 MPa。

Ti60合金； 高铌TiAl合金； 钎焊连接； Ti-28Ni钎料； 保温时间； 界面组织； 力学性能

0 引言

Ti60合金作为一种新型近α型高温合金，采用高合金化、微合金化和复合强化方式，在Ti-Al-Sn-Zr的基础上加入一定量的Ta，Nb，Mo三种高熔点的β稳定元素而成，有较高的热强性和抗氧化性，是现代航空发动机制造中极具前景的材料之一[1-4]。TiAl基合金具低密度、高强度，以及优良的抗氧化与抗蠕变性能，有望在航空航天领域代替传统Ni基合金，而Nb元素的大量加入使其具备更优异的高温力学性能[5-8]。因此，研究两者间的连接对推动其在航天中的应用有重要意义。

对Ti合金与TiAl基合金的连接来说，目前主要有熔化焊、扩散焊和钎焊等方法[9-13]。由于TiAl基合金的本质脆性及热裂倾向，导致熔化焊接TiAl基合金时，接头易产生裂纹[14]。因此，多采用扩散焊或钎焊方法对两者进行自身或与其他异种金属连接。扩散连接过程中，存在能耗大、周期长和对设备要求高等问题，限制了其实际应用。钎焊连接具方法简单、对设备要求低和周期短等优点，因此研究Ti合金与TiAl基合金的钎焊连接备受关注，但关于Ti60合金与高铌TiAl合金的钎焊连接却鲜有报导。

为更好地实现Ti60合金与高铌TiAl合金的高温性能应用，本文采用自制Ti-28Ni钎料对其进行钎焊连接，可使接头在高温环境中充分发挥作用，并对接头的界面组织结构及生成产物进行分析，重点研究了保温时间对界面微观组织和力学性能的影响，结果可为Ti60合金与高铌TiAl合金的连接提供可靠的实验数据及理论支持。

1 实验

试验所用Ti60合金是在TA12的基础上增加了元素Al，Sn，Si的含量，其化学成分见表1。所用高铌TiAl合金(TAN)由先进金属材料国家重点实验室提供，名义成分为Ti-45Al-8.5Nb-(W，B，Y)，其化学成分见表2。试验用Ti-28Ni钎料由Ti箔和Ni箔按72∶28的质量百分比，经电弧熔炼后放入真空炉中进行850 ℃/10 h的扩散退火而成。Ti-28Ni钎料的微观组织如图1所示。对A，B两点进行能谱分析可知：由灰白色(点A)的Ti2Ni相和深灰色(点B)Ti(s，s)相组成，成分见表3。所用钎料的固相线和液相线温度分别为940，980 ℃[15]。

表1 Ti60合金成分

表2 高铌TiAl合金成分

点Ti/%Ni/%可能相A66923308Ti2NiB89101090Ti(s，s)

连接前用线切割分别将Ti60合金和高铌TiAl合金加工成20 mm×10 mm×3 mm， 5 mm×5 mm×3 mm两种尺寸，钎焊面积5 mm×5 mm。将待连接表面分别用300，800，1 200目的SiC砂纸逐级打磨。先用线切割将Ti-28Ni钎料切成薄片，再用砂纸将其厚度打磨至50 μm，将试样及钎料放入丙酮中超声清洗10 min，除去表面油污，取出风干后按图2(a)装配，并对试件施加约1 kPa的压力，以保证其紧密接触。将装配好的试样放入真空度约5×10-3Pa的ZC-ZK/YL3真空钎焊炉中进行钎焊连接，连接温度1 080 ℃，保温时间0～15 min。

钎焊过程中，先以速率20 ℃/min从室温加热至800 ℃，随后以速率10 ℃/min加热至940 ℃，保温5 min后以速率5 ℃/min继续加热至1 080 ℃，保温特定时间后以速率10 ℃/min降温至600 ℃，最后随炉冷却至室温。

实验采用场发射扫描电镜(FESEM，MERLIN Compact，Zeiss)及能谱仪(EDS，OCTANE PLUS，EDAX)分析接头微观组织和断口形貌。用Instron-5967型万能试验机对接头进行剪切测试，压头加载速度0.5 mm/min，剪切如图2(b)所示。剪切过程中，选取同一连接工艺参数下的5个试样分别测试，取其平均值。

2 结果与讨论

2.1 典型界面结构分析

在钎焊温度1 080 ℃，保温时间0 min的连接工艺参数条件下，所得接头的微观组织如图3所示。由图3(a)可知：所得接头无气孔、裂纹等明显缺陷。可将其划分为三个区域，其中Ⅰ、Ⅲ为靠近母材侧的扩散区，Ⅱ为钎缝区。

为确定不同区域的物相分布，放大微观组织，结果如图3(b)、(c)所示，并结合相图进行能谱分析，结果见表4。区域Ⅰ有两种不同的衬度，因此可推测其有两种物相，对浅灰色物相点C和暗白色物相点D进行能谱分析，发现其主要含Ti元素，再根据Ti60的成分可推测点C为α+β相，点D为α相。灰白色物相B和深灰色物相A位于钎缝区，由于此时保温时间极短，钎缝中含大量Ni元素，在降温过程中，原始钎料Ti(s，s)中的β-Ti会在Ni元素作用下转化为B2相，因此结合其原子比可推测，点A为(α+B2)相，点B代表相为Ti2Ni相。对区域3进行能谱分析，发现网状暗白色相点E主要含Ti元素，且Ti与其他原子并不构成相应化合物的相近比例，因此可推测其为α相。对带状灰色物相点F，根据Ti-Al相图可知：Ti3Al相的Ti，Al原子比为1.5∶1～3.2∶1，因此可推测点F对应的相为Ti3Al相[16]。对点G所在区域进行能谱分析，可知其为B2相。

位置Ti/%Al/%Ni/%Nb/%可能相A8562513925—α+B2B65931513256—Ti2NiC8381694925—α+βD8700615685—αE77139881140159αF74202357—224Ti3AlG56733425066836B2

2.2 保温时间对界面组织结构的影响

钎焊温度1 080 ℃，不同保温时间下接头的微观组织如图4所示。由图4可知：随着保温时间的延长，接头的微观组织特别是钎缝区出现较大差异，说明保温时间对接头的微观组织结构影响较大。

图4中各点成分分析结果见表5。当保温时间小于10 min时，钎缝区(Ⅱ)中含大量连续的灰白色Ti2Ni相，钎缝宽度约等于钎料厚度，扩散区(Ⅲ)中只有一薄层连续的Ti3Al相，这主要是由于保温时间较短，钎料与母材间原子扩散不充分所致。当保温时间大于10 min时，连续的Ti2Ni相与各区域间的界限逐渐消失。经能谱分析，点A、B分别代表Ti3Al相和α-Ti相，随着保温时间的延长，其网状两相混合区面积明显增大且向Ti60母材侧偏移，这主要是因为随着保温时间的延长，钎缝中的Ti原子向高铌TiAl合金侧扩散量增大，在降温过程中由于Nb，Ni元素的作用，β-Ti转变为B2相且其厚度不断增加，而大量扩散的Ti原子也会使带状Ti3Al层逐渐向α-Ti与Ti3Al组成的两相混合区转化，因此造成其面积不断增大并向Ti60侧偏移。

以连接温度1 080 ℃、保温时间10 min为例，说明保温期间接头组织变化的机理。根据钎焊过程中温度及接头内物相的变化，可将其分为3个阶段。第一，固相扩散阶段(20 ℃≤T≤940 ℃)，此时温度未达到钎料熔点，母材与钎料间发生固态原子扩散，但扩散速率较低。第二，液相及凝固析出阶段(940 ℃≤T≤1 080 ℃)，此时钎料逐渐熔化，并在母材表面铺展润湿，由于原子浓度梯度关系，Al原子快速向Ti60侧扩散，同时Ni，Ti原子主要向两侧和高铌TiAl合金侧扩散，扩散过程中发生反应TiAl(s)+Ti(l)→Ti3Al(s)，大量Ti3Al相生成并不断析出，形成连续Ti3Al层。Ti3Al层的存在抑制了Ni，Nb原子的扩散。第三，残余液相析出阶段(T<1 080 ℃)，在此阶段部分化合物从残余液相中凝固析出，由Ti-Ni二元相图可知：当温度降至942 ℃时，Ti与Ni原子形成Ti2Ni相不断析出，β-Ti在降温过程中由于Nb，Ni元素的作用，在高铌TiAl合金侧形成连续的B2相。但由于Ni原子极快和Nb原子较慢的扩散速率，使钎缝中的β-Ti在降温过程中难以转化为B2相，最终转变为稳定的α-Ti[17]。

表5 图4中各点成分分析结果(质量分数)

2.3 保温时间对接头力学性能的影响

钎焊温度T=1 080 ℃时，不同保温时间下接头的剪切强度如图5所示。由图5可知：随着保温时间的延长，接头的剪切强度呈现先升高后下降的趋势，当保温时间为10 min时，接头剪切强度达到最大值139 MPa；保温时间较短时，接头中有大量脆性Ti2Ni相，不利于接头性能的提高，随着保温时间的延长，Ti2Ni相逐渐减少，α-Ti与Ti3Al组成的两相混合区面积不断增大，接头强度不断提高，但过长的保温时间会使母材组织性能发生恶化，造成接头强度降低。

不同保温时间下接头的断裂位置和断口形貌如图6所示。图6中各点的能谱分析结果见表6。由图6可知：随着保温时间的延长，接头断裂位置和断口形貌均有较大变化，断裂形式为脆性断裂。当保温时间较短时(0 min)，断裂发生在钎缝处，能谱分析发现断口中有大量脆性Ti2Ni相，不利于接头性能的提高。延长保温时间(10 min)，断裂发生在α-Ti与Ti3Al相组成的网状区，两者大量存在于断口处。当保温时间过长(15 min)时，母材组织发生恶化，造成断裂发生在高铌TiAl合金母材侧。因此，适当延长保温时间利于接头性能的提高，但过长的保温时间会使母材或接头组织发生变化，造成其强度下降。

位置Ti/%Al/%Ni/%Nb/%可能相A166021903209—Ti2NiA26910—3090—Ti2NiB72182040365377Ti3AlC80631164542231αD58973337—766Ti3Al+TiAl

3 结论

本文采用Ti-25Ni钎料，在钎焊温度1 080 ℃，研究了不同保温时间下对Ti60与高铌TiAl合金进行钎焊连接以获得接头无气孔和热裂纹等缺陷的接头。研究所得结论如下：第一，采用Ti-28Ni钎料，在钎焊温度1 080 ℃、不同保温时间下实现了Ti60与高铌TiAl合金的可靠连接，接头典型界面结构为Ti60/α+(α+β)/Ti2Ni+(α+B2)/α+Ti3Al/Ti3Al/B2/高铌TiAl合金。接头界面可分为两个扩散区和一个钎缝区。第二，当保温时间较短时，钎缝区有连续的Ti2Ni相，不利于接头性能的提高。随着保温时间的延长，连续的Ti2Ni相与各区域间的界限逐渐消失。α-Ti，Ti3Al组成的两相混合区面积明显增大，且向Ti60母材侧偏移，接头性能进一步提升。但过长的保温时间会使母材组织性能发生恶化，造成接头强度下降。第三，当保温时间较短时，断裂发生在钎缝处，随着保温时间的延长，断裂位置逐渐向高铌TiAl合金母材处偏移。接头在保温时间10 min时，平均剪切强度达到最大值139 MPa。本文的钎焊连接具对设备要求低和周期短的优点，对Ti60合金和高铌TiAl合金在航天领域中的应用有重要意义。后续研究可通过在钎料中加入其他合金元素，进一步优化接头内部结构并提高接头性能。

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ResearchonEffectofHoldingTimeonTi60/HighNbContainingTiAlAlloyJoint
BrazedUsingTi-28NiFillerMetal

PENG He-li1， ZAN Lin2， BAO Pan-fei3， YANG Xu-dong1， LIU Hai-jian1， SONG Xiao-guo3

(1. Shanghai Institute of Aerospace Precision Machinery, Shanghai 201600, China;2. Shanghai Academy of Spaceflight Technology, Shanghai 201109, China;3. Shandong Provincial Key Laboratory of Special Welding Technology, Harbin Institute of Technology (Weihai), Weihai 264209, Shandong, China)

The study of Ti-28Ni filler metal using to join Ti60 alloy and high Nb containing TiAl alloy at 1 080 ℃ for 0～15 min was carried in this paper. The microstructure of the joints was analyzed using SEM and EDS. The effect of holding time on interfacial microstructure and mechanical properties was investigated. The results show that the joints have no porosities and hot crack. The typical interfacial microstructure of brazed joints is Ti60/α+(α+β)/Ti2Ni+(α+B2)/α+Ti3Al/Ti3Al/B2/high Nb containing TiAl alloy. The fracture is happened in the brazing seam. A lot of Ti2Ni phase are existed in the brazing seam when holding time is short. With an increase of holding time, the Ti2Ni phase gradually is disappeared, and the area of the α+Ti3Al mesh is increased, which moves to the side of Ti60 alloy gradually. As holding time is increasing, the fracture position moves to the side of high Nb containing TiAl alloy from Ti60 alloy, and the fracture mode is brittle fracture. In addition, the highest average shear strength of 139 MPa is achieved when holding time is 10 min.

Ti60 alloy; high Nb containing TiAl alloy; brazing; Ti-28Ni brazing filler metal; holding time; interfacial microstructure; mechanical property

1006-1630(2017)06-0070-06

TG454

A

10.19328/j.cnki.1006-1630.2017.06.011

2017-04-28；

2017-06-26

国家科技重大专项资助(2014ZX04001131)；上海航天科技创新基金资助(SAST2015045)

彭赫力(1986—)，男，博士，高级工程师，主要从事航天结构件先进制造技术研究。