Ti(C,N)-Al2O3与40Cr焊接界面组织与接头强度研究

2018-02-15李远远吴铭方

江苏科技大学学报(自然科学版) 2018年6期

郝辞,刘飞,2,李远远,吴铭方*

(1.江苏科技大学先进焊接技术省级重点实验室,镇江 212003) (2.镇江技师学院，镇江 212000)

陶瓷基复合材料(ceramic matrix composites)是由陶瓷硬质相与金属或合金粘结相组成的非均质复合材料．Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料主要以Ti(C,N)、Al2O3陶瓷颗粒为硬质相,以Ni、Mo、Co、Mo2C为粘结相,具有很高的硬度和耐磨性,同时又有良好的耐蚀性和化学稳定性,因此作为刀具材料和高温结构材料应用广泛[1]．但是Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料与结构陶瓷一样属于脆性材料,与金属材料之间的线膨胀系数、弹性模量严重失配,焊接接头易引发高梯度残余应力[2-3],严重时甚至会在焊接过程中产生裂纹导致接头完全失效．同时,Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料与金属材料之间还存在化学不相容性,常规液态金属对Ti(C,N)-Al2O3陶瓷颗粒既不润湿也不发生化学反应[4]．

近年来,科研工作者对陶瓷与金属的连接进行了较为广泛的研究,连接方法主要涉及活性金属钎焊[5-6]、瞬间液相扩散焊[7]、固相扩散焊[8]、自蔓延高温合成[9]等．文中借鉴国内外陶瓷与金属连接的研究成果,重点研究不同焊接方法和焊接工艺条件对焊接接头界面微观组织及元素扩散行为的影响规律．

1 试验材料与方法

选用Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料和40Cr钢作为基体材料,采用线切割加工成φ8.0 mm×20 mm的圆棒,并将待连接面打磨至2 000目．中间层材料是厚度为30 μm的Cu73Ti27、Ag72Cu28共晶箔,同时为了降低焊接过程中产生的残余应力,在Cu73Ti27和Ag72Cu28之间用500 μm的Cu箔作为缓冲层．所有材料焊前经金相砂纸研磨并用超声波丙酮清洗,按照Ti(C,N)-Al2O3/30 μm Cu73Ti27箔/500 μm Cu箔/30 μm Ag72Cu28箔/40Cr的装配方式置于真空炉中进行辅助脉冲电流液相扩散焊和常规钎焊．辅助脉冲电流液相扩散焊的工艺参数:温度为880、930℃,保温3、6、10 min,轴向压力为1MPa,直流电脉冲占空比(ON/OFF)12/2,升温速率为100℃/min;常规钎焊的焊接工艺参数:温度为930、980℃,保温6、10、30 min,升温速率不高于10℃/min,焊后随炉缓冷,焊接过程中真空度为1×10-3Pa．

焊接结束后,采用线切割截取尺寸为8 mm×8 mm×3 mm微观组织分析用样品．采用HNO3∶HCl∶HF(体积比为20∶1.75∶3.25)腐蚀液腐蚀样品以显示微观组织．焊接接头微观组织、元素分布分析使用SEM、EPMA和EDS测试．

2 试验结果与分析

2.1 接头微观组织分析

图1为辅助脉冲电流液相扩散焊焊接接头微观形貌的SEM二次电子图像,焊接工艺参数为加热930℃,保温3 min.其中，图1(a)反映了接头整体连接效果,图1(b)为图1(a)的局部放大图．从图1(a)可以看出：复合材料与铜箔界面和铜箔与40Cr界面均反应充分,组织致密,无显微空洞等微观缺陷．从元素分布EPMA测试可以看出,Ti元素在Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料一侧界面含量激增,一方面是因为中间层材料中含有一定量的Ti元素；另一方面是因为Ti元素在Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料一侧界面发生了偏聚,在Cu箔侧界面含量陡降,并没有向纵深扩散．焊缝中Cu元素含量很高,但是靠近Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料界面处,Cu元素含量显著降低,在陶瓷基体中,其含量已经极少,说明Cu元素在Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料基体中的扩散能力很弱．

图1 接头微观形貌及EPMA测试结果Fig.1 Interfacial structure and EMPAresults in bonding joints

为了进一步明确辅助脉冲电流液相扩散焊条件下焊缝区域的反应产物,借助EDS对图1(b)中的特征点化学成分进行了测试,结果如表1．从图1(b)可见,陶瓷基复合材料与铜箔之间的反应产物相主要由大块的白色相和灰色相组成,结合表1能谱测试结果和相关研究成果,可以判断白色相为Ti的固溶体,灰色相为Cu的固溶体,焊缝中并没有发现Cu-Ti金属间化合物．

辅助脉冲电流扩散连接工艺参数对焊缝组织及液相区宽度的影响如图2．由图2可以看出,随着加热温度的提高和保温时间的延长,焊缝组织及形态变化不大,仅仅表现为液相区变宽,在加热温度880℃,保温3 min的条件下,液相区宽度约为2～3 μm,而在加热温度930℃,保温3 min时,液相区宽度可达5～8 μm．同时,陶瓷基复合材料侧焊接界面逐渐由清晰变为峰峦状．

图2 液相区形貌Fig.2 Microstructure of liquidus interface

对于采用辅助脉冲电流液相扩散焊Ti(C,N)-Al2O3/30 μm Cu73Ti27箔/500 μm Cu箔/30 μm Ag72Cu28箔/40Cr体系,由于脉冲电流存在集肤效应和偏聚效果,将产生附加电磁力,一方面可以达到细化晶粒的效果;另一方面,脉冲电流还可以干扰金属原子的正常迁移规律,从而实现改善组织的效果[10]．这和文中所述Ti元素在Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料一侧界面发生偏聚的实验结果一致．通过以上分析可以认为,在辅助脉冲电流作用下,Cu、Ti元素的迁移速度发生了变化,一定程度上抑制了焊接界面处Cu-Ti金属间化合物的生成．

图3为常规钎焊接头微观组织形貌及元素扩散,焊接工艺参数为加热930℃,保温10 min，从图3(a)可以看出,与辅助脉冲电流液相扩散焊相比,焊缝宽度明显变窄；从图3(b)中发现,Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料与钎料之间存在显微裂纹．借助EPMA对元素扩散情况进行分析,测试结果显示,Cu元素含量在金属陶瓷一侧界面(即图中所标G处)发生陡降,同时Ti元素也在该区域出现含量减少的现象,而在焊缝中心位置,Ti元素的含量又有所回升,因此推测,在Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料一侧界面生成了Cu-Ti金属间化合物．同时在陶瓷基复合材料基体中,Cu元素含量相比辅助脉冲电流液相扩散焊更低,因为显微裂纹的存在,使得Cu元素的扩散能力更弱．

图3 常规钎焊接头元素扩散及微观组织形貌Fig.3 Element diffusion and microstructurein conventional brazing joint

为了明确是何种化合物,对图3中特征点的化学成分进行EDS点扫描测试,测试结果如表2．结果显示,钎缝主要由大块的铜固溶体组成,但是在靠近金属陶瓷界面处的G点,生成了TiCu2,这进一步证实了文中关于Cu-Ti金属间化合物的猜测．

表2 真空钎焊特征点能谱分析

对于常规钎焊,由于钎焊温度较高,保温时间较长,且没有脉冲电流对元素扩散行为的影响,焊缝中易生成大量Cu-Ti金属间化合物,这些金属间化合物极易成为裂纹源形核的薄弱环节．

2.2 接头强度及其影响因素

为了进一步验证辅助脉冲电流液相扩散连接陶瓷基复合材料与40Cr的有效性,对焊接试样进行了4点弯曲强度测试(每个试样测试两个弯曲样品)．图4为接头4点弯曲强度随保温时间的变化趋势,从图中可以看出,焊接温度为880℃时,接头强度σ随保温时间t的延长而逐渐增加,当保温时间为3 min时,接头强度仅为173 MPa,将保温时间延长到10 min,接头强度达到了215 MPa,这主要是因为随着保温时间的延长,元素的扩散更加充分,液相区宽度逐渐变宽;而当焊接温度为930℃,保温时间为10 min时,接头的强度为236 MPa,反而低于保温时间为6 min的强度260 MPa,这是由于在较高温度和较长的保温时间下,焊接界面的Cu-Ti金属间化合物含量增多,接头脆性增加,最终导致其力学性能下降,但仍高于保温3 min时194 MPa的强度,总体上4点弯曲强度是随着保温时间的延长而增大，实验结果符合预期．对常规钎焊接头也进行了4点弯曲强度测试,结果表明,其强度明显低于辅助脉冲电流扩散连接．如前所述,在常规钎焊中,金属陶瓷一侧的焊接界面生成了大量的Cu-Ti金属间化合物,降低了接头的力学性能．

图4 保温时间对接头强度的影响Fig.4 Effect of holding time on joint strength

焊接接头的力学性能与断口的宏观和微观形貌有着密切的联系,为此采用SEM对焊接参数为880℃,10 min的4点弯曲样品断口进行了分析,如图5．从图5(a)中可以看出,在铜箔一侧存在剥落的陶瓷基复合材料,厚度为几个微米,说明裂纹在焊接界面萌生后并没有在焊接界面扩展,而是进入陶瓷基复合材料近界面区域发生失稳扩展．这说明焊接工艺参数选择恰当,即辅助脉冲电流液相扩散焊可以在较低温度下实现陶瓷基复合材料与40Cr钢的可靠连接,并具有较高的接头强度．

图5 880℃,10 min断口形貌Fig.5 Fracture of joints at 880℃, 10 min

此外,从断口中检测到少许的TiCu2金属间化合物,和该试样保温时间较长有一定的关系．

通过以上分析可以认为,采用辅助脉冲电流扩散焊可以在较低温度和较短保温时间的条件下实现陶瓷基复合材料与40Cr钢的有效连接,且具有较高的接头强度．主要原因在于,通过施加脉冲电流,整个焊接过程中仅在界面区域产生瞬间高温,而基体材料始终处于相对较低的温度,加之采用Cu箔作为释放残余应力的缓冲层,将焊接接头的残余应力降到一个较低的水平．同时,脉冲电流也干扰了金属原子正常的迁移规律,增加了铜固溶体含量,减少了Cu-Ti金属间化合物的含量,从而大大提高了接头强度．