楊斯媛，王穎，王紀(jì)來，楊振文，王東坡

天津大學(xué) 天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300354

鎳基高溫合金因在高溫下具有較高的強(qiáng)度、較好的抗氧化性以及耐腐性，在航空航天領(lǐng)域中得到廣泛的應(yīng)用，例如航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的點(diǎn)火電嘴、渦輪盤、燃燒室以及工作葉片等關(guān)鍵的高溫部件。鎳基高溫合金GH3536是一種典型的固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金，主要含有鎳、鉻、鐵、鉬等元素。一定含量的鉻元素既可以增加抗氧化和耐腐蝕能力，也可以保證高溫強(qiáng)度；鉬元素可顯著強(qiáng)化合金基體，提高氣蝕、沖蝕能力。然而在實(shí)際工程應(yīng)用領(lǐng)域復(fù)雜的結(jié)構(gòu)件中，高溫合金自身的使用受到了較大的限制。因此，鎳基高溫合金與陶瓷的連接至關(guān)重要，可以實(shí)現(xiàn)陶瓷與鎳基高溫合金性能的互補(bǔ)，從而獲得綜合性能較為優(yōu)異的金屬-陶瓷復(fù)合件，拓寬其在精密且結(jié)構(gòu)復(fù)雜的高溫結(jié)構(gòu)件中的應(yīng)用。

AlO陶瓷作為一種性能優(yōu)異的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)陶瓷在航空航天領(lǐng)域受到較多的關(guān)注。因此，實(shí)現(xiàn)AlO陶瓷與鎳基高溫合金(GH3536)的可靠連接對(duì)于航空航天領(lǐng)域的工程應(yīng)用將會(huì)是一個(gè)重大突破。目前，常用于連接AlO陶瓷與金屬的方法是釬焊技術(shù)。與其他連接方法相比，釬焊具有操作簡(jiǎn)單、精度高等優(yōu)勢(shì)，液態(tài)釬料借助毛細(xì)作用在焊件表面流動(dòng)鋪展，母材中的元素向液態(tài)釬料溶解，同時(shí)液態(tài)釬料也會(huì)向母材擴(kuò)散，進(jìn)而形成連續(xù)致密的反應(yīng)層，實(shí)現(xiàn)AlO陶瓷與金屬的有效連接。已報(bào)道的文獻(xiàn)中大多對(duì)AlO陶瓷進(jìn)行金屬化處理，即通過在AlO陶瓷表面Mo-Mn燒結(jié)或化學(xué)鍍鎳的方式，從而提高傳統(tǒng)釬料在金屬化層的潤(rùn)濕性，但此方法因工藝較為復(fù)雜使其應(yīng)用受到一定的局限性。與之相比，真空活性釬焊技術(shù)越來越受到青睞，該方法主要是在真空環(huán)境下，采用活性釬料直接對(duì)陶瓷與金屬進(jìn)行連接，工藝、操作較為簡(jiǎn)單，大大減少了時(shí)間和成本。Ali等采用Ag-35.25Cu-1.75Ti(%)成功連接95AlO陶瓷與Kovar合金，但Ag-Cu共晶組織的熔點(diǎn)只有780 ℃，難以滿足航空航天高溫部件的需求，接頭的最大拉伸強(qiáng)度也僅有60 MPa。然而，現(xiàn)有的文獻(xiàn)中關(guān)于AlO陶瓷與鎳基高溫合金的釬焊連接研究報(bào)道較少，特別是接頭界面形成機(jī)理以及接頭失效機(jī)制仍需深入分析。

采用Ag-Cu-Al-Ti活性釬料實(shí)現(xiàn)AlO陶瓷與GH3536的真空釬焊連接。研究AlO/GH3536釬焊接頭的界面組織結(jié)構(gòu)，分析釬料與母材的反應(yīng)機(jī)理、以及釬焊溫度和保溫時(shí)間對(duì)接頭界面組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，建立了工藝參數(shù)-組織界面-力學(xué)性能之間的聯(lián)系。

1 試驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)采用的鎳基高溫合金GH3536主要含有(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)20.5～23.0Cr，8～10Mo，0.2～1.0 W以及0.5～2.5Co，以此來提高合金的抗氧化性和抗腐蝕性，其線膨脹系數(shù)為12.1×10℃。圖1為鎳基高溫合金(GH3536)的微觀組織和X射線衍射圖，鎳基高溫合金的晶粒十分細(xì)小，主要由鎳基固溶體γ組成，其對(duì)應(yīng)晶面為(111)、(200)和(220)。采用電火花切割機(jī)床將其加工成規(guī)格為12 mm×10 mm×2 mm的塊狀，然后用SiC砂紙將待焊表面逐級(jí)打磨至2000 #。采用的AlO陶瓷為熱壓燒結(jié)的多晶95AlO陶瓷，其密度為3.7 g/cm,彈性模量為380 MPa，線膨脹系數(shù)為8×10℃。采用全自動(dòng)內(nèi)圓切片機(jī)將陶瓷加工成5 mm×5 mm×5 mm的塊狀。試驗(yàn)所用的釬料為商用的銀基箔狀釬料，其成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Ag-5.0Cu-1.0Al-1.25Ti，液相線為910 ℃，厚度為100 μm。

圖1 鎳基高溫合金微觀組織形貌與X射線衍射圖Fig.1 Microstructure and XRD pattern of nickel-based superalloy

釬焊試驗(yàn)前，將所有試樣依次放入酒精、丙酮溶液中超聲清洗各20 min，用吹風(fēng)機(jī)吹干以待備用。然后按照典型的三明治結(jié)構(gòu)進(jìn)行裝配，從下到上依次放置GH3536試樣塊、箔片釬料和AlO陶瓷試樣塊。將裝配好的試樣放入真空釬焊爐中，真空度達(dá)到1.0×10Pa后，按照設(shè)置好的工藝曲線進(jìn)行焊接，如圖2(a)所示。工藝曲線主要包含3個(gè)階段，第1階段是升溫階段，以10 ℃/min的速率升溫至所需的焊接溫度，分別在400、800 ℃下保溫10 min，目的是保證爐內(nèi)較高的真空度和爐內(nèi)溫度均勻；第2階段是保溫階段，在所設(shè)定的釬焊溫度下保溫一定時(shí)間；第3階段是降溫階段，以5 ℃/min的速率降溫至400 ℃，然后隨爐緩冷到室溫，避免因速率過大導(dǎo)致接頭產(chǎn)生較高的殘余應(yīng)力。釬焊溫度范圍為950～980 ℃，保溫時(shí)間為1～15 min。

釬焊試驗(yàn)完成后，將接頭沿界面垂直方向切開，并按照金相試樣標(biāo)準(zhǔn)制樣。采用掃描電鏡(SEM, JSM-7800F)、能譜分析儀(EDS)和X射線衍射儀(XRD, D8-ADVANCED)等測(cè)試方法分析接頭界面組織形貌以及各反應(yīng)相的主要成分。釬焊接頭的力學(xué)性能通過抗剪強(qiáng)度表征，采用萬能試驗(yàn)機(jī)(MTS E45.105)進(jìn)行剪切試驗(yàn)，測(cè)試速度為0.1 mm/min，剪切裝配示意如圖2(b)所示。每個(gè)焊接參數(shù)下測(cè)試3個(gè)試樣，抗剪強(qiáng)度取其平均值，采用標(biāo)準(zhǔn)差為數(shù)值分散度的衡量指標(biāo)。采用超景深光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡觀察斷口形貌并分析斷裂位置、斷裂路徑及斷裂機(jī)制。

圖2 釬焊工藝曲線圖及剪切裝配示意圖Fig.2 Brazing process curve and assembly diagram of shear test

2 結(jié)果與分析

2.1 Al2O3/GH3536接頭典型界面組織分析

圖3為釬焊溫度為970 ℃，保溫時(shí)間為10 min的焊接條件下，采用Ag-Cu-Al-Ti釬料獲得的AlO/GH3536接頭的典型界面組織。由圖3(a)可知，AlO陶瓷、AgCuAlTi釬料與GH3536合金之間實(shí)現(xiàn)了有效的連接，接頭組織中無孔洞、裂紋等缺陷。從圖3中可以看出，接頭整體界面結(jié)構(gòu)由3個(gè)特征區(qū)域構(gòu)成，Ⅰ、Ⅱ和Ⅲ分別是靠近AlO陶瓷側(cè)的連續(xù)反應(yīng)層區(qū)域、釬縫中部的白色基體以及彌散分布的灰色相區(qū)域和靠近GH3536合金一側(cè)的連續(xù)深灰色區(qū)域。

為表征各元素在接頭界面的分布情況，對(duì)接頭的整體界面組織進(jìn)行面掃描，其結(jié)果如圖4所示。由圖可以觀察到，AlO陶瓷側(cè)的反應(yīng)層(Ⅰ區(qū))主要分布的是Ti、Cu、Al和O元素；釬縫中的白色基體上分布的是Ag元素，彌散分布的灰色相則是Ti、Cu、Al元素的聚集區(qū)；GH3536一側(cè)(Ⅲ區(qū))主要含有Ni、Fe、Ti等元素；Ag元素在GH5336擴(kuò)散層一側(cè)呈現(xiàn)明顯的帶狀分布，主要是該Ag基釬料在GH3536表面潤(rùn)濕性較好，隨著釬焊溫度的提高，液態(tài)釬料的流動(dòng)性增強(qiáng)，釬料中的Ag元素會(huì)向金屬母材一側(cè)發(fā)生明顯的擴(kuò)散。

為確定接頭各區(qū)域的組成相成分，對(duì)圖3(b)和圖3(c)中的各點(diǎn)進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如表1所示。位于反應(yīng)層Ⅰ區(qū)域的A相，EDS分析結(jié)果表明該相的元素原子比例接近于Ti(Cu,Al)O，表明液態(tài)釬料和AlO陶瓷發(fā)生化學(xué)反應(yīng)。Ti(Cu,Al)O相是AlO陶瓷與GH3536實(shí)現(xiàn)有效連接的關(guān)鍵，Ti(Cu,Al)O的形成在AlO陶瓷與不同金屬體系的釬焊研究中也得到了相關(guān)證實(shí)。根據(jù)表1的能譜分析結(jié)果，Ⅱ區(qū)的白色基體B相主要由Ag元素組成，該相是釬料達(dá)到熔點(diǎn)由固相轉(zhuǎn)變?yōu)橐合啵簯B(tài)釬料中的活性元素與母材發(fā)生冶金反應(yīng)后，剩余的Ag在冷卻過程中形成的銀基固溶體。銀基固溶體具有良好的延展性，有利于緩解異種接頭焊接所產(chǎn)生的應(yīng)力，從而提高接頭的力學(xué)性能?；疑郈點(diǎn)主要由Al、Cu、Ti這3種元素組成，根據(jù)Al-Cu-Ti三元相圖，推測(cè)該相是AlCuTi和AlCuTi的化合物。Ⅲ區(qū)的連續(xù)深灰色區(qū)域主要由D相和E相組成，D相主要含有Ni、Ti元素，且原子比例趨近3∶1，推斷該相主要是TiNi，由于Ni元素具有較強(qiáng)的合金化能力，向液態(tài)釬料溶解，與活性元素Ti發(fā)生反應(yīng)。E相主要是TiFe化合物。

圖3 Al2O3/GH3536釬焊接頭典型界面組織(釬焊溫度為970 ℃，保溫時(shí)間為10 min)Fig.3 Typical microstructure of Al2O3 ceramic and GH3536 joint brazed at brazing temperature of 970 ℃ and holding time of 10 min

圖4 Al2O3/GH3536釬焊接頭的元素面掃描分析Fig.4 EDS element map scanning analysis of Al2O3/GH3536 brazed joint

表1 圖3中各點(diǎn)化學(xué)成分分析Table 1 Chemical composition analysis of each spot in Fig.3

為了進(jìn)一步確定各區(qū)域的反應(yīng)物相，采用逐層剝離的方法對(duì)接頭進(jìn)行X射線衍射分析，XRD圖譜如圖5所示，證實(shí)了陶瓷側(cè)Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層的形成以及GH3536合金一側(cè)Ni-Ti化合物的存在。

圖5 釬焊接頭的X射線衍射分析(釬焊溫度為970 ℃, 保留時(shí)間為10 min)Fig.5 XRD pattern of joints brazed at brazing temperature of 970 ℃ and holding time of 10 min

2.2 工藝參數(shù)對(duì)接頭界面組織的影響

圖6為保溫時(shí)間10 min，釬焊溫度為950、960、970、980 ℃時(shí)獲得的AlO/GH3536接頭的界面組織。當(dāng)釬焊溫度較低(950 ℃)時(shí)，AlO陶瓷附近的Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層不致密連續(xù)，且有部分未發(fā)生反應(yīng)的區(qū)域，靠近反應(yīng)層淺灰色相為Cu，此時(shí)釬縫中部銀基體上呈細(xì)條狀分布的也是富Cu相。2種現(xiàn)象說明，溫度較低時(shí)，母材中的元素向液態(tài)釬料中溶解不充分，液態(tài)釬料中的元素向母材側(cè)擴(kuò)散也不明顯，陶瓷與液態(tài)釬料間未能產(chǎn)生充分的界面反應(yīng)。當(dāng)溫度升高到960 ℃時(shí)，陶瓷與釬料界面僅有小部分的未反應(yīng)區(qū)域，銀基體上相間分布的是淺灰色的富Cu相與深灰色的AlCuTi相，說明溫度升高有利于元素的溶解，使得界面反應(yīng)更加充分，同時(shí)釬料流動(dòng)性增強(qiáng)，向母材兩側(cè)擴(kuò)散更為明顯，Ag元素在金屬一側(cè)開始呈現(xiàn)帶狀分布，釬料中的Al、Cu、Ti易形成AlCuTi相化合物。當(dāng)溫度繼續(xù)升高至970 ℃，AlO陶瓷側(cè)反應(yīng)更加劇烈，Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層變得致密連續(xù)，釬縫中部出現(xiàn)更多的細(xì)小彌散部分的AlCuTi相，Ag向金屬側(cè)擴(kuò)散現(xiàn)象進(jìn)一步加劇，出現(xiàn)明顯的帶狀分布現(xiàn)象。當(dāng)釬焊溫度為980 ℃時(shí)，Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層厚度增大，釬縫中的銀基體被更多的AlCuTi化合物占據(jù)，且AlCuTi化合物有明顯向金屬側(cè)聚集和長(zhǎng)大的現(xiàn)象。這是因?yàn)殡S著釬焊溫度的進(jìn)一步提高，不僅增強(qiáng)了元素間的相互擴(kuò)散，同時(shí)也在增強(qiáng)了釬料中的Ti元素以及金屬母材中Fe、Ni元素的反應(yīng)活性。

圖6 釬焊溫度對(duì)接頭界面組織的影響(保溫時(shí)間10 min)Fig.6 Effect of brazing temperature on interfacial microstructure of joints with holding time for 10 min

釬焊溫度對(duì)接頭的界面組織結(jié)構(gòu)影響較大，主要?dú)w結(jié)于2點(diǎn)，一方面溫度的高低決定界面反應(yīng)的程度，隨著溫度的升高，母材中的元素向液態(tài)釬料溶解加劇，同時(shí)釬料的流動(dòng)性增強(qiáng)使得釬料中的元素向母材擴(kuò)散充分；另一方面隨著溫度的升高，釬縫中易形成金屬間化合物且有易聚集長(zhǎng)大的現(xiàn)象，從而替代塑性較好的銀基固溶體。

圖7是釬焊溫度為970 ℃，不同保溫時(shí)間下所獲得的接頭界面組織形貌。從圖中可以看出，保溫時(shí)間影響AlO陶瓷/釬料的界面反應(yīng)程度。當(dāng)保溫時(shí)間為1、5 min時(shí)，陶瓷與釬料反應(yīng)不充分，大量的液相釬料殘留在釬縫中，形成富Cu相。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至15 min時(shí)，釬料中的元素得到有效擴(kuò)散，參與反應(yīng)的Cu元素含量增多，界面反應(yīng)增強(qiáng)，反應(yīng)層厚度明顯增大，同時(shí)釬縫中殘留的一部分Cu元素和Ti、Al反應(yīng)生成AlCuTi相。保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，造成AlCuTi相聚集長(zhǎng)大。此外，過長(zhǎng)的保溫時(shí)間促進(jìn)了GH3536向液態(tài)釬料的溶解，金屬側(cè)的元素?cái)U(kuò)散現(xiàn)象更為明顯。

圖7 保溫時(shí)間對(duì)接頭界面組織的影響(釬焊溫度970 ℃)Fig.7 Effect of holding time on interfacial microstructure of joints brazed at 970 ℃

2.3 工藝參數(shù)對(duì)接頭力學(xué)性能的影響

圖8(a)和圖8(b)分別為釬焊溫度和保溫時(shí)間對(duì)接頭抗剪強(qiáng)度的影響。隨著釬焊溫度和保溫時(shí)間的增加，接頭的抗剪強(qiáng)度均呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。當(dāng)釬焊溫度為970 ℃，保溫時(shí)間為10 min時(shí)，接頭的抗剪強(qiáng)度最大為194±10 MPa。影響接頭抗剪強(qiáng)度的主要原因：隨著釬焊溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，促進(jìn)了AlO陶瓷與液態(tài)釬料的界面反應(yīng)，形成連續(xù)致密的Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層，從而有效提高接頭的抗剪強(qiáng)度；但當(dāng)釬焊溫度過高，保溫時(shí)間過長(zhǎng)時(shí)，釬縫中的銀基固溶體被脆性較大的AlCuTi所占據(jù)，導(dǎo)致接頭應(yīng)力得不到有效緩解，進(jìn)而降低了接頭的強(qiáng)度。因此接頭的抗剪強(qiáng)度的變化是兩者共同作用的結(jié)果。葉曉鳳等采用Ag-21Cu-4.5Ti(%)釬料連接AlO陶瓷與鎳基高溫合金GH99，接頭的最高抗剪強(qiáng)度為127.24 MPa。與AgCuTi體系釬料相比，該釬料可用來實(shí)現(xiàn)AlO陶瓷與鎳基高溫合金的更高的連接強(qiáng)度需求。

圖8 工藝參數(shù)對(duì)接頭抗剪強(qiáng)度的影響Fig.8 Effect of brazing parameters on shear strength of joints

圖9是保溫時(shí)間為10 min，不同釬焊溫度下獲得的接頭斷口形貌。如圖9(a)和圖9(b)所示，當(dāng)釬焊溫度較低時(shí)，斷口位置主要在AlO陶瓷基體和部分的反應(yīng)層上，表明溫度較低時(shí)因界面反應(yīng)不充分形成的Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層不連續(xù)，使該位置成為接頭最薄弱的環(huán)節(jié)，易發(fā)生斷裂。當(dāng)釬焊溫度為970 ℃時(shí)，接頭的斷裂位置在AlO陶瓷與Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層的界面以及AlO陶瓷基體上，如圖9(c)所示。說明隨著溫度的升高，陶瓷側(cè)的界面反應(yīng)充分，形成連續(xù)致密的反應(yīng)層，這也是該參數(shù)下接頭抗剪強(qiáng)度較高的主要原因。當(dāng)釬焊溫度過高時(shí)，釬縫中部生成大量脆性的金屬間化合物，導(dǎo)致接頭的力學(xué)性能明顯下降，此時(shí)接頭的斷裂發(fā)生在釬縫處。圖10是釬焊溫度970 ℃，保溫時(shí)間10 min時(shí)，二次電子模式下AlO/GH3536接頭經(jīng)剪切試驗(yàn)后的斷裂路徑形貌圖。由圖10(a)～圖10(c)可知，在剪切力的作用下，裂紋起源于AlO陶瓷基體與Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層的界面處，由于陶瓷與金屬間線膨脹系數(shù)的不同，陶瓷側(cè)在釬焊過程中易產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，進(jìn)而裂紋向陶瓷基體擴(kuò)展。

圖9 不同釬焊溫度下的接頭斷口形貌(保溫時(shí)間10 min)Fig.9 Fracture morphologies of joints brazed at different brazing temperatures for 10 min

圖10 Al2O3/GH3536接頭的斷裂路徑(釬焊溫度為970 ℃,保溫時(shí)間為10 min)Fig.10 Fracture path of Al2O3 ceramic and GH3536 joints brazed at brazing temperatures of 970 ℃ and holding time of 10 min

3 結(jié) 論

1) 采用Ag-Cu-Al-Ti釬料釬焊AlO陶瓷與鎳基合金GH3536，釬焊接頭的典型界面組織為AlO/Ti(Cu,Al)O/Ag(s,s)+AlCuTi+Cu/TiNi+TiFe/GH3536。

2) 隨著釬焊溫度和保溫時(shí)間的增加，AlO/液態(tài)釬料界面反應(yīng)更加充分，形成連續(xù)致密的Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層；當(dāng)釬焊溫度過高或保溫時(shí)間過長(zhǎng)時(shí)，釬縫中部的銀基固溶體被AlCuTi化合物占據(jù)。

3) 隨著釬焊溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，接頭的抗剪強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。當(dāng)釬焊溫度為970 ℃，保溫時(shí)間為10 min時(shí)，接頭的抗剪強(qiáng)度達(dá)到最大值194±10 MPa。此時(shí)接頭的斷裂位置在AlO陶瓷與Ti(Cu,Al)O反應(yīng)層的界面以及AlO陶瓷基體上。