王宗科,張貴鋒,張譽(yù)

(西安交通大學(xué)金屬材料強(qiáng)度國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,710049,西安)

鈦和鈦合金是20世紀(jì)50年代發(fā)展起來的輕質(zhì)高強(qiáng)耐蝕金屬,已被廣泛應(yīng)用于航空航天、核工業(yè)以及能源化工等領(lǐng)域[1-2],但由于加工難度高、價(jià)格昂貴且焊接性能差,限制了其在民用等領(lǐng)域的擴(kuò)大普及[3]。不銹鋼強(qiáng)度高、易于加工、價(jià)格便宜且焊接性能好,但耐腐蝕性能卻不及鈦合金[4]。因此,將不銹鋼與鈦合金焊接起來使用,可克服鈦合金難加工、成本高的缺點(diǎn),實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)輕量化與長效防腐[5]。然而,兩者熔焊極易開裂,一是Fe在Ti中的溶解度極小,易形成Fe-Ti金屬間化合物(FeTi、Fe2Ti、FeTi2),二是焊接接頭殘余熱應(yīng)力較大,三是在焊接快冷條件下易生成較硬的針狀αTi和鋸齒狀αTi[6],進(jìn)一步加劇了熱應(yīng)力的危害。

釬焊[7]與攪拌摩擦釬焊[8-9]均可用于異種金屬的大面積搭接焊。目前有關(guān)鈦合金與不銹鋼釬焊的報(bào)道中,所用釬料以Ag基居多,其次是Ti基,而釬焊方法多為真空釬焊[10-11]。Yang等[12]用Ag70.5Cu27.5Ti2釬料釬焊TC4鈦合金與316L不銹鋼,獲得了高達(dá)190 MPa的抗剪強(qiáng)度。其研究結(jié)果表明:在較低溫度下釬焊,接頭內(nèi)主要為塑性較好的Ag基固溶體,溫度升高會(huì)加劇Cu向TC4基體中擴(kuò)散,則Ag基固溶體將逐漸被Ti-Cu金屬間化合物取代,導(dǎo)致接頭硬度陡增而強(qiáng)度降低。為了緩解硬脆金屬間化合物對(duì)接頭強(qiáng)度的負(fù)面影響,Lee等[13]預(yù)先在純Ti表面鍍Ag,用Ag-28Cu釬料釬焊STS不銹鋼與鍍銀純Ti,發(fā)現(xiàn)Ag鍍層阻止了Ti的溶解和擴(kuò)散,抑制了接頭中Ti-Cu金屬間化合物的形成,且純Ti側(cè)生成了塑性較好的TiAg相,接頭的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)440 MPa。由于非晶釬料具有成分均勻、成形性好、熔點(diǎn)低[14-15]的優(yōu)點(diǎn),Xia等[16]用Ti37.5Cu37.5Zr12.5V12.5Ni12.5非晶釬料釬焊TC4鈦合金與316L不銹鋼,得到的抗剪強(qiáng)度最大值為65 MPa,且發(fā)現(xiàn)Ti向不銹鋼中擴(kuò)散,形成了由Fe2Ti、τ+α(Fe,Cr)和γ(Fe,Ni)構(gòu)成的過渡區(qū)。同時(shí),斷裂分析表明裂紋在Ti-Cu-Fe/Fe2Ti的界面萌生,并向Fe2Ti、τ+α(Fe,Cr)反應(yīng)層內(nèi)擴(kuò)展。為了抑制Fe-Ti類金屬間化合物的形成,已有高熵釬料與熔焊用高熵焊絲的報(bào)道。朱瑞等[17]用等摩爾分?jǐn)?shù)的Ti-Zr-Hf-Cu-Ni高熵釬料釬焊TC4鈦合金316L不銹鋼,得到的抗剪強(qiáng)度最高為205 MPa,且研究結(jié)果表明,高熵釬料的遲滯擴(kuò)散效應(yīng)抑制了釬縫內(nèi)FeTi層的形成。在鈦合金與鋼熔焊用焊材開發(fā)方面,徐錦鋒等與翟秋亞等報(bào)道了多種高熵焊材,如Ti-Fe-Cu-Ni-X(X=Al、V、Cr、Co)[18-19]。此外,為降低熱應(yīng)力,Chu等[20]和羅海龍等[9]分別報(bào)道了在Ti/Fe的界面引入Cu-Nb與Cu中間層的研究方法。

鈦合金與不銹鋼釬焊的關(guān)鍵在于釬料的選擇?，F(xiàn)階段,Ag基釬料使用最多,其釬焊溫度低(720～950℃),接頭內(nèi)脆性金屬間化合物較少,且釬縫中存在大量Ag基固溶體,熱應(yīng)力危害小,接頭強(qiáng)度較高,但貴金屬Ag(約5 000元/kg)用量多,成本較高。Ti基釬料應(yīng)用較為廣泛,接頭內(nèi)易形成硬脆的Fe-Ti金屬間化合物,導(dǎo)致接頭強(qiáng)度不高[16],另外Ti基釬料制備困難,常用非晶箔材價(jià)格昂貴(高達(dá)20 000元/kg)。本文所開發(fā)的Cu-Mn-Ni系釬料,不含稀有金屬元素與貴金屬元素,且對(duì)鈦合金與不銹鋼的潤濕性優(yōu)異。而且,釬焊時(shí)通過感應(yīng)電源加熱和低成本氬氣保護(hù),無需真空,操作簡便,是一種經(jīng)濟(jì)且高效的釬焊方案。采用上述方案,本文從潤濕性、接頭組織與力學(xué)性能等方面研究了Cu-Mn-Ni釬料釬焊TC4鈦合金與316L不銹鋼的可行性,并闡明了其界面反應(yīng)的特征與機(jī)制。

1 試驗(yàn)及方法

試驗(yàn)?zāi)覆牟捎檬惺酆穸染鶠? mm的TC4鈦合金和316L不銹鋼,成分如表1所示。釬料采用自研的Cu-Mn-Ni改進(jìn)型專利釬料箔帶(Cu-30Mn-8Ni-Si-B),厚度為30 μm,通過急冷甩帶工藝加工而成。

表1 母材的化學(xué)成分

為探究使用Cu-Mn-Ni釬料釬焊TC4鈦合金與316L不銹鋼的可行性,參照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 11364—2008,在焊前采用座滴法評(píng)價(jià)其對(duì)母材的潤濕性。首先,將TC4鈦合金和316L不銹鋼母材加工成尺寸為15 mm×15 mm×3 mm的小型板狀試樣,之后用1 000#砂紙打磨母材試樣表面,最后置于無水乙醇中經(jīng)超聲清洗10 min。取0.1 g釬料置于板狀母材試樣中心位置,采用高頻感應(yīng)電源加熱和氬氣保護(hù),加熱溫度和保溫時(shí)間分別為1 000℃和1 min。通過測量釬料液滴邊緣與母材試樣的接觸角,觀察界面組織以評(píng)價(jià)其對(duì)母材的潤濕性。

釬焊前將釬料預(yù)置于TC4鈦合金試塊與不銹鋼試塊之間進(jìn)行裝配,如圖1所示。接著,將裝配完畢后的試樣放入圖2所示的釬焊裝置中,預(yù)先通入流動(dòng)氬氣,待裝置內(nèi)空氣排出后開始升溫,達(dá)到釬焊溫度后保溫一定時(shí)間。試驗(yàn)中,設(shè)置釬焊溫度T分別為900、930和960℃,保溫時(shí)間為1 min。

圖1 釬焊試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of brazing sample

圖2 釬焊裝置示意圖Fig.2 Schematic diagram of brazing device

采用圖3所示裝置[21]測試接頭的室溫抗剪強(qiáng)度,加載速率為0.5 mm/min,每個(gè)工藝參數(shù)下測試3個(gè)接頭。采用掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜(EDS)觀察分析釬料潤濕結(jié)果、接頭組織和元素分布以及斷口形貌,使用顯微硬度計(jì)測試接頭的顯微硬度,外加載荷為0.98 N,保壓15 s,測試點(diǎn)間距為30 μm。

圖3 抗剪測試裝置示意圖[21]Fig.3 Schematic diagram of shear test apparatus[21]

2 結(jié)果與討論

2.1 釬料的潤濕性評(píng)價(jià)

圖4給出了座滴法測試Cu-Mn-Ni釬料對(duì)TC4鈦合金和316L不銹鋼的潤濕結(jié)果。圖4(a)為釬料在兩種母材表面鋪展的俯視圖,可以看出釬料液滴呈球冠狀鋪展在兩種母材表面,說明該釬料對(duì)兩種母材均表現(xiàn)出良好的潤濕鋪展性。圖4(b)和(c)給出了釬料在兩種母材表面鋪展的橫截面圖,可以看出釬料與TC4鈦合金和316L不銹鋼的界面結(jié)合致密,測量后得到兩側(cè)的接觸角分別為8°、12°與7°、6°,均小于文獻(xiàn)報(bào)道的20°[11],能滿足工程一般要求,故使用該釬料釬焊TC4鈦合金和316L不銹鋼具備可行性。值得注意的是,TC4鈦合金發(fā)生了顯著的溶解反應(yīng),深度達(dá)0.4 mm,這源于加熱溫度超過了Ti-Cu的共晶溫度。而釬料與316L不銹鋼的界面非常平直,說明釬料與不銹鋼的反應(yīng)能力較TC4鈦合金稍差。

圖4(d)和(e)分別為釬料在TC4鈦合金和316L不銹鋼界面處的高倍組織形貌,表2為圖4中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果。從圖4(d)中可以看出,近TC4鈦合金母材側(cè)存在著厚度為5 μm的反應(yīng)層,EDS點(diǎn)掃A點(diǎn)顯示:該層中Ti的摩爾分?jǐn)?shù)達(dá)69.7%,Cu的摩爾分?jǐn)?shù)達(dá)10.6%,Mn的摩爾分?jǐn)?shù)達(dá)7.4%,可判定其為βTi,這是因?yàn)門i在1 000℃時(shí)可溶解13%摩爾分?jǐn)?shù)的Cu和25%摩爾分?jǐn)?shù)的Mn[22],當(dāng)釬料熔化后,Cu、Mn元素通過擴(kuò)散進(jìn)入TC4鈦合金母材,而Cu、Mn作為βTi穩(wěn)定元素能夠降低βTi→αTi的轉(zhuǎn)變溫度(882℃),并保持βTi的穩(wěn)定性[23],因此反應(yīng)層確定為βTi。在反應(yīng)層上方,凝固釬料的內(nèi)部析出了大量白色塊狀相和少量灰色粒狀相,EDS點(diǎn)掃描顯示,塊狀相(B點(diǎn))和粒狀相(C點(diǎn))中主要元素都為Ti,而塊狀相中Cu、Mn、Ni元素的含量更高。顯然,TC4鈦合金向液態(tài)釬料內(nèi)發(fā)生了溶解,導(dǎo)致液相的成分由富Cu基變?yōu)楦籘i基,而高溫下Cu在Ti中的溶解度較高,優(yōu)先生成βTi,降溫過程中Cu在Ti中的溶解度降低,從而析出了Ti2Cu,因此塊狀相為(βTi+Ti2Cu),粒狀相為βTi。圖4(e)為釬料與316L不銹鋼界面處的高倍組織形貌,結(jié)合EDS點(diǎn)掃D點(diǎn)結(jié)果可知,大部分凝固釬料以(Cu,γMn)固溶體的形式結(jié)晶析出。此外,根據(jù)EDS點(diǎn)掃E點(diǎn)結(jié)果,少量富Mn相以υ(Mn,Si)的形式出現(xiàn)在晶界。在釬料內(nèi)部以及近316L不銹鋼界面處,結(jié)晶出了形狀規(guī)則的深色相,EDS點(diǎn)掃F、G點(diǎn)后顯示:Fe、Mn為其主要元素,結(jié)合Fe-Mn二元相圖分析[22],確定該析出相為αFe+γ(Fe,Mn)。析出相中Mn的摩爾分?jǐn)?shù)接近19%,表明316L不銹鋼基體被液態(tài)釬料溶解,然后在降溫時(shí)析出。此外,EDS點(diǎn)掃H點(diǎn)顯示:316L不銹鋼表層擴(kuò)散影響區(qū)的成分與上述深色結(jié)晶相相近,表明Mn元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入了316L不銹鋼中,這將有利于釬料潤濕316L不銹鋼母材。

(a)釬料在母材表面鋪展俯視圖

(b)釬料在TC4鈦合金表面鋪展橫截面圖

表2 圖4中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果

2.2 接頭顯微組織及元素分布

釬焊溫度930℃、保溫1 min后接頭的顯微組織背散射(BSE)照片如圖5所示,表3為圖5中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果。從圖5(a)低倍照片可見,即使不施加釬焊壓力,靠上方TC4鈦合金塊的自重也可實(shí)現(xiàn)潤濕,且釬縫的組織致密,部分液相被擠出形成了釬角。釬縫中心區(qū)域高倍組織形貌如圖5(b)所示,可以看出釬縫與兩側(cè)母材的界面結(jié)合完好。根據(jù)組織形態(tài)特點(diǎn),將接頭分為4個(gè)區(qū)域:靠近TC4鈦合金側(cè)的擴(kuò)散層Ⅰ與擴(kuò)散層Ⅱ、釬縫中心區(qū)域Ⅲ和靠近316L不銹鋼側(cè)的擴(kuò)散層Ⅳ。擴(kuò)散層I中出現(xiàn)了白色塊狀晶界相和灰色粒狀基體相,EDS點(diǎn)掃A點(diǎn)顯示:Cu元素主要出現(xiàn)在晶界相中,另外還含有少量βTi穩(wěn)定元素Mn和Ni。而EDS點(diǎn)掃B點(diǎn)顯示:基體相中Ⅴ含量低于晶界相,且不含Cu、Mn、Ni元素,因此可以確定晶界相為βTi,基體相為αTi。擴(kuò)散層Ⅱ的厚度約為25 μm,通過EDS點(diǎn)掃C點(diǎn),分析其由βTi構(gòu)成,同時(shí)該層含有少量Cu、Mn、Ni元素,體現(xiàn)了釬料中元素向TC4鈦合金基體中的擴(kuò)散特征。由圖可見,擴(kuò)散層I和II的組織構(gòu)成存在差異,是因?yàn)閿U(kuò)散層II距離釬縫中心更近,釬料中元素尤其是Cu元素的擴(kuò)散程較短,更易形成βTi。區(qū)域Ⅲ為自上而下生長的結(jié)晶組織,厚度約為5 μm,由深色ⅢU層和灰色柱狀ⅢD層構(gòu)成。通過EDS點(diǎn)掃D點(diǎn)得知,ⅢU層為βTi+Ti2Cu組織且含有少量Fe、Cr元素,表明316L不銹鋼已發(fā)生了溶解。EDS點(diǎn)掃E點(diǎn)顯示:ⅢD層中主要元素為Ti和Cu,摩爾分?jǐn)?shù)之比接近2∶1,結(jié)合Ti-Cu相圖[21]可以確定該層為Ti2Cu,此時(shí)Ti已成為區(qū)域III中的主要元素,表明TC4鈦合金發(fā)生了顯著溶解,導(dǎo)致釬縫由Cu基變?yōu)門i基。擴(kuò)散層IV由ⅣU層和ⅣD層構(gòu)成,ⅣU層厚約1 μm,EDS點(diǎn)掃F點(diǎn)顯示其主要元素為Fe和Ti,原子比接近1∶1,結(jié)合Ti-Fe相圖可以確定ⅣU層為FeTi金屬間化合物。FeTi相的形成表明,Fe和Ti元素在濃度梯度的作用下于界面處發(fā)生互相擴(kuò)散,Fe元素向液態(tài)釬料中發(fā)生了溶解擴(kuò)散,使得316L不銹鋼側(cè)金屬液中的Fe含量增加,在達(dá)到一定數(shù)值后凝固形成了FeTi相。結(jié)合EDS點(diǎn)掃G點(diǎn)結(jié)果,可以確定擴(kuò)散層ⅣD為γFe擴(kuò)散層,同時(shí)該層含少量Ti、Mn元素,表明Ti、Mn元素能擴(kuò)散入316L不銹鋼基體中。綜上所述,釬焊溫度930℃、保溫1 min后接頭的組織構(gòu)成為TC4/(α+β)Ti/βTi/(βTi+Ti2Cu)+Ti2Cu/FeTi/γFe/316L。值得注意的是,TC4鈦合金側(cè)界面完好,而316L不銹鋼側(cè)分段則出現(xiàn)了顯微裂紋,是因?yàn)殁F料所含Cu、Mn、Ni作為βTi穩(wěn)定元素,使TC4鈦合金側(cè)的組織變?yōu)樗苄暂^好的βTi,焊接后該處的界面結(jié)合良好;而在316L不銹鋼側(cè)界面處,則形成了FeTi金屬間化合物層,由于熱應(yīng)力作用層內(nèi)萌生了平行于界面的顯微裂紋,部分裂紋更易擴(kuò)展入上側(cè)的結(jié)晶Ti2Cu相內(nèi),而不易擴(kuò)展入塑性較好的γFe層內(nèi)。所以,316L不銹鋼母材側(cè)應(yīng)為接頭的薄弱區(qū)域。

(a)全部接頭組織(100倍)

(b)釬縫中心區(qū)域組織(5 000倍)

表3 圖5中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果

為探究釬焊溫度對(duì)接頭組織的影響,圖6和圖7分別給出了保溫時(shí)間為1 min,釬焊溫度為900和960℃時(shí)接頭的BSE顯微組織形貌。表4和表5分別為圖6和圖7中各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果。從圖6(a)的低倍照片可以看出,當(dāng)釬焊溫度為900℃時(shí)接頭兩側(cè)母材溶解不均勻,左側(cè)多而右側(cè)較少,且由于溫度較低、保溫時(shí)間較短,釬縫附近的母材溶解不充分,形成了潤濕不良的空洞缺陷。圖6(b)為釬縫中心區(qū)域高倍組織形貌,結(jié)合表4中結(jié)果可知,釬焊溫度為900℃時(shí),接頭的組織構(gòu)成與930℃相類似,均由TC4/(α+β)Ti/βTi/(βTi+Ti2Cu)+Ti2Cu/FeTi/γFe/316L構(gòu)成,且顯微裂紋同樣出現(xiàn)在結(jié)晶Ti2Cu相和相鄰的FeTi層內(nèi)。釬焊溫度為960℃時(shí),接頭的低倍組織形貌如7(a)所示,可以看出接頭界面結(jié)合完好,釬縫較厚且分布均勻。放大釬縫中心區(qū)域如圖7(b)所示,釬縫中心呈粗大共晶組織特征,溶解反應(yīng)劇烈,總厚度劇增至150 μm。繼續(xù)放大近316L不銹鋼側(cè)如圖7(c)所示,釬縫中形成了由白色相和灰色相組成的粗大共晶組織,EDS點(diǎn)掃A點(diǎn)顯示:白色相中主要元素為Ti、Fe、Cu,結(jié)合Ti-Fe-Cu三元相圖[24]分析,確定白色相為βTi+FeTi。顯然,溫度升高加劇了Fe向釬料內(nèi)溶解,凝固過程中由于Ti-Fe混合焓變化量比Ti-Cu大[25],因此優(yōu)先反應(yīng)生成了FeTi相(非此前的Ti2Cu相)。EDS點(diǎn)掃B點(diǎn)表明:灰色相中Fe、Cu的含量雖低于白色相,但仍維持在較高水平,由于Fe、Cu為βTi穩(wěn)定元素,可確定該物相為βTi。316L不銹鋼側(cè)的擴(kuò)散層也由兩層構(gòu)成,上方擴(kuò)散層的厚度約為5 μm,EDS點(diǎn)掃C點(diǎn)顯示:其主要元素為Ti、Fe,摩爾分?jǐn)?shù)之比接近1∶1,從而確定該層為FeTi金屬間化合物。結(jié)合EDS點(diǎn)掃D點(diǎn)結(jié)果可知,在FeTi層下方形成了γFe擴(kuò)散層,厚度約為5 μm。因此,釬焊溫度為960℃時(shí)的接頭組織構(gòu)成為TC4/(α+β)Ti/βTi/βTi+(βTi+FeTi)/FeTi/γFe/316L,此時(shí)接頭的脆性特征明顯,在FeTi結(jié)晶相和FeTi擴(kuò)散層間與層內(nèi)均出現(xiàn)了多條平行于界面的裂紋,這是因?yàn)樵诖藴囟认骡F焊,Fe、Ti元素向釬料內(nèi)的溶解加劇,釬縫內(nèi)生成了粗大的FeTi相,且靠近316L不銹鋼界面形成了FeTi擴(kuò)散層,在熱應(yīng)力作用下層內(nèi)萌生了多條平行裂紋,并擴(kuò)展入結(jié)晶FeTi相內(nèi),最終在結(jié)晶βTi相中停止擴(kuò)展。

(a)全部接頭(100倍)

(b)釬縫中心區(qū)域(5 000倍)

表4 圖6中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果

(a)全部接頭(100倍)

(b)釬縫中心區(qū)域(1 000倍)

表5 圖7中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果

2.3 接頭力學(xué)性能

不同釬焊溫度下、保溫1 min后接頭的顯微硬度分布如圖8所示。可見隨著釬焊溫度升高,TC4鈦合金和316L不銹鋼母材的硬度變化均不明顯,分別為360和210 HV。但在釬焊溫度為900和930℃時(shí),由于釬縫中生成了較硬的Ti2Cu相,其硬度要明顯高于母材,約為500 HV。當(dāng)釬焊溫度為960℃時(shí),由于結(jié)晶FeTi相的硬度高于Ti2Cu相,釬縫的硬度最高可達(dá)600 HV,且高硬度值分布范圍最寬。在靠近316L不銹鋼側(cè),硬度陡降并基本保持不變,表明釬料對(duì)316L不銹鋼的溶解反應(yīng)不及TC4鈦合金劇烈。

(a)T=900℃

(c)T=960℃

為了探究釬焊溫度對(duì)TC4鈦合金與316L不銹鋼力學(xué)性能的影響,圖9給出了不同釬焊溫度下、保溫1 min后接頭的抗剪強(qiáng)度。如圖所示,隨著溫度升高,接頭的抗剪強(qiáng)度先增大后減小,當(dāng)釬焊溫度為930℃時(shí),抗剪強(qiáng)度達(dá)最大值155 MPa,與文獻(xiàn)[10-11]報(bào)道的數(shù)值大致相同。結(jié)合上文分析,此溫度下接頭中無潤濕不良缺陷,且TC4鈦合金側(cè)界面結(jié)合良好,因而抗剪強(qiáng)度較高。此外,本文使用的Cu-Mn-Ni系釬料不含Ti元素,接頭中的FeTi擴(kuò)散層只能依靠TC4鈦合金母材的溶解形成,因而FeTi層厚度較薄,約為1 μm,遠(yuǎn)低于文獻(xiàn)報(bào)道的10～30 μm[16]。與此同時(shí),波浪狀的FeTi薄層也在一定程度上避免了應(yīng)力集中,提高了接頭的抗剪強(qiáng)度。釬焊溫度較低(900℃)時(shí),釬縫的冶金結(jié)合變差,中心區(qū)域出現(xiàn)了潤濕不良缺陷,導(dǎo)致抗剪強(qiáng)度降低至85 MPa。當(dāng)釬焊溫度為960℃時(shí),接頭的抗剪強(qiáng)度最低,這是因?yàn)闇囟壬呒涌炝私宇^兩側(cè)母材的溶解,使得釬縫明顯增厚,尤其是316L不銹鋼開始大幅溶解,使釬縫中結(jié)晶Ti2Cu相轉(zhuǎn)變?yōu)楦哺竦腇eTi相,同時(shí)FeTi擴(kuò)散層也增厚,這都加劇了熱應(yīng)力危害,導(dǎo)致多條平行微裂紋在FeTi層內(nèi)萌生擴(kuò)展,抗剪強(qiáng)度降至最低值40 MPa。

圖9 不同釬焊溫度下保溫1 min接頭的抗剪強(qiáng)度Fig.9 Shear strength of joints at different brazing temperature for 1 min

2.4 接頭斷裂分析

不同釬焊溫度下、保溫1 min接頭的SEM斷口形貌如圖10所示。表6為圖10中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果。由圖可見,當(dāng)釬焊溫度為900℃時(shí),斷口相對(duì)平滑,局部可以觀察到解理臺(tái)階,EDS點(diǎn)掃A、B點(diǎn)表明,斷口處有Ti2Cu、FeTi相的存在。當(dāng)溫度為930℃時(shí),微小起伏與解理臺(tái)階并存于斷口處,EDS點(diǎn)掃C、D、E點(diǎn)顯示斷口處有γFe、Ti2Cu和FeTi相存在,可以判斷斷裂發(fā)生在316L不銹鋼側(cè)的FeTi、γFe擴(kuò)散層與結(jié)晶Ti2Cu相內(nèi)。在960℃的溫度下,斷口出現(xiàn)多條平行裂紋且斷裂路徑光滑平整,呈現(xiàn)為典型的脆性斷裂,EDS點(diǎn)掃F、G點(diǎn)顯示斷口有FeTi相,可以判斷斷裂位于316L不銹鋼側(cè)的FeTi層和結(jié)晶FeTi相內(nèi)。以上觀測結(jié)果表明,斷裂主要發(fā)生在316L不銹鋼側(cè),這與前文得到該處為接頭薄弱區(qū)域的結(jié)論相吻合。

(a)T=900℃

(c)T=960℃

表6 圖10中各點(diǎn)的EDS點(diǎn)掃描結(jié)果

根據(jù)接頭的顯微組織、力學(xué)性能和斷口形貌,歸納出不同釬焊溫度下保溫1 min接頭的斷裂模型,如圖11所示。由圖可見,當(dāng)釬焊溫度較低時(shí)(900和930℃),接頭的斷裂方式相類似。316L不銹鋼側(cè)FeTi擴(kuò)散層的硬度最高,而釬縫中共晶Ti2Cu相的硬度次之。在熱應(yīng)力作用下,FeTi層內(nèi)萌生出斷續(xù)的顯微裂紋,并局部擴(kuò)展入較厚的結(jié)晶Ti2Cu相內(nèi),但不易擴(kuò)展入塑性較好的γFe相內(nèi)?？辜羟性囼?yàn)中,裂紋在FeTi層和結(jié)晶Ti2Cu相的界面之間萌生,向前擴(kuò)展時(shí)遇到平行于界面的斷續(xù)顯微裂紋,并繼續(xù)向FeTi層內(nèi)擴(kuò)展,由于FeTi薄層呈起伏波浪狀,裂紋會(huì)穿過FeTi層向上方的Ti2Cu相和下方的γFe層中擴(kuò)展,擴(kuò)展速率逐漸降低。由于γFe相的塑韌性較好且具有一定止裂能力,因此大部分裂紋出現(xiàn)在FeTi層和共晶Ti2Cu相中。當(dāng)釬焊溫度較高時(shí)(960℃),釬縫中更硬脆的結(jié)晶FeTi相代替了Ti2Cu相,同時(shí)FeTi擴(kuò)散層內(nèi)萌生了多條平行裂紋,并擴(kuò)展入上方結(jié)晶的FeTi凝固組織內(nèi),抗剪切試驗(yàn)時(shí),裂紋繼續(xù)向FeTi層間擴(kuò)展,直至完全斷裂失效。

(a)T=900℃

(b)T=930℃

(c)T=960℃

3 結(jié) 論

(1)使用Cu-Mn-Ni釬料釬焊TC4鈦合金與不銹鋼具備可行性。座滴法測試結(jié)果表明:釬料對(duì)兩種母材潤濕性優(yōu)異;在釬焊溫度930℃下保溫1 min,得到的抗剪強(qiáng)度最大值為155 MPa。

(2)在不同釬焊溫度下保溫1 min,釬縫可由Cu基變?yōu)門i基,TC4鈦合金側(cè)形成了(α+β)Ti、βTi擴(kuò)散層,316L不銹鋼側(cè)形成了FeTi、γFe擴(kuò)散層。釬焊溫度為900和930℃時(shí)的接頭組織相類似,由TC4/(α+β)Ti/βTi/(βTi+Ti2Cu)+Ti2Cu/FeTi/γFe/316L構(gòu)成;釬焊溫度為960℃時(shí),釬縫增厚且呈粗大共晶特征,接頭的組織構(gòu)成為TC4/(α+β)Ti/βTi/βTi+(βTi+FeTi)/FeTi/γFe/316L。

(3)熱應(yīng)力作用下的顯微裂紋存在于316L不銹鋼側(cè),裂紋擴(kuò)展路徑與金屬間化合物層的厚度和硬度相關(guān)。釬焊溫度為900和930℃時(shí),接頭內(nèi)FeTi金屬間化合物層較薄,裂紋主要在FeTi層和共晶Ti2Cu相內(nèi)擴(kuò)展,局部擴(kuò)展入γFe擴(kuò)散層內(nèi)。釬焊溫度為960℃時(shí),更厚更硬的FeTi層內(nèi)部萌生了多條平行裂紋,而釬縫中的結(jié)晶FeTi相代替了Ti2Cu相,裂紋甚至擴(kuò)展進(jìn)入粗大的共晶FeTi相中。