3D-SiO2-fiber中間層對SiC與Nb真空釬焊的影響*

馬薔, 王濤, 陳永威, 何鵬, 陳曉江, 金曉, 鄭斌

(1.江蘇科技大學, 江蘇省先進焊接技術(shù)重點實驗室, 鎮(zhèn)江 212003;2.哈爾濱工業(yè)大學, 先進焊接與連接國家重點實驗室,哈爾濱 150001;3.浙江信和科技股份有限公司, 金華 321016)

0 前言

SiC陶瓷憑借其優(yōu)異的高溫力學性能,極好的熱震穩(wěn)定性和良好的耐輻射性在航空航天和核工業(yè)領(lǐng)域廣泛應用[1-2],但SiC陶瓷硬度大難以制備大尺寸、復雜結(jié)構(gòu)件,所以在其制造和使用過程中常要通過金屬連接環(huán)實現(xiàn)與基體部件的連接。金屬鈮憑借其高比強度、低密度及良好耐腐蝕性等優(yōu)異性能而成為連接環(huán)的優(yōu)選原料[3-5],因此實現(xiàn)SiC陶瓷與鈮高質(zhì)量、可靠連接具有重要的科學與實際應用意義。目前釬焊是最適合陶瓷與金屬連接的方法之一[6-8],當SiC陶瓷與鈮復合構(gòu)件進行釬焊連接時,由于兩種材料熱膨脹系數(shù)差異較大,導致SiC-Nb接頭中產(chǎn)生較大殘余應力,難以實現(xiàn)復合構(gòu)件的高質(zhì)量甚至于有效連接[9]。

Zhao等人[10]設(shè)計納米Si3N4顆粒增強AgCu復合釬料輔助Si3N4陶瓷和TC4合金的釬焊連接,研究發(fā)現(xiàn)Si3N4顆粒的加入,有效抑制連續(xù)的Ti-Cu脆性反應層形成,促進銀基復合材料的形成,從而優(yōu)化接頭的微觀組織,提高接頭性能;Huang等人[11-13]分別采用碳纖維、Ti+C混合粉末以及TiC顆粒增強AgCuTi活性釬料對Cf/SiC復合材料與鈦合金進行釬焊連接,研究發(fā)現(xiàn)適量的增強相能夠有效緩解接頭殘余應力,若增強相添加量過多則導致其在接頭中發(fā)生團聚,降低接頭力學性能;Wang等人[14-15]采用石墨烯增強泡沫銅輔助Cf/C復合材料和金屬鈮釬焊,試驗結(jié)果顯示高質(zhì)量的石墨烯在泡沫銅上均勻分布,再加上泡沫銅的特殊結(jié)構(gòu),在兩者的共同作用下,石墨烯能在焊縫中彌散分布,室溫下的接頭強度達到43 MPa。

文中提出一種新型的三維SiO2短纖維編織且呈疏松、多孔結(jié)構(gòu)的中間層 (3D-SiO2-fiber) 輔助SiC陶瓷與鈮釬焊連接。引入3D-SiO2-fiber中間層能夠?qū)崿F(xiàn)SiO2短纖維大量加入到焊縫中,使接頭中形成良好的熱膨脹系數(shù)梯度過渡,緩解接頭殘余應力,提高接頭強度,實現(xiàn)SiC與鈮復合構(gòu)件的高質(zhì)量連接。

1 試驗方法

試驗采用SiC陶瓷和鈮為母材,鈦和Ag-22.5Cu (質(zhì)量分數(shù),%) 箔片為活性釬料,3D-SiO2-fiber復合材料為中間層。采用金剛石內(nèi)切圓將SiC陶瓷切割成5 mm×5 mm×5 mm的試樣,采用電火花線切割將鈮分別切割成5 mm×5 mm×5 mm和10 mm×10 mm×5 mm的試樣,用于微觀組織觀察和力學性能測試;將切割好的母材用80號砂紙打磨后,將其浸入丙酮溶液中進行超聲清洗10 min,風化后等待后續(xù)試驗用;采用掃描電子顯微鏡 (SEM) 觀察接頭界面組織形貌,X-射線衍射分析儀 (XRD) 確定接頭微觀組織,電子萬能試驗機測試接頭的抗剪強度。

2 結(jié)果與討論

文中系統(tǒng)研究活性釬料在3D-SiO2-fiber復合材料中間層表面潤濕性及釬焊溫度 (950～980 ℃),保溫時間 (10～25 min) 對3D-SiO2-fiber在接頭中的分散性、形貌及接頭微觀組織的影響,其它固定試驗參數(shù)為中間層的尺寸為5 mm×5 mm×0.2 mm,AgCu箔片的尺寸為5 mm×5 mm×0.1 mm。

2.1 3D-SiO2-fiber中間層的微觀形貌及相組成

3D-SiO2-fiber中間層表面微觀形貌及XRD圖譜如圖1所示。結(jié)合XRD分析結(jié)果可以得知,3D-SiO2-fiber中間層是以三維編織的SiO2短纖維為主體,熔石英作為填充物,且呈疏松、多孔結(jié)構(gòu)的復合材料。

圖1 3D-SiO2-fiber中間層微觀形貌及XRD分析結(jié)果

2.2 AgCu-Ti活性釬料在3D-SiO2-fiber中間層表面潤濕性

向焊縫中大量添加均勻分布的增強相,對釬焊接頭中形成良好熱膨脹系數(shù)梯度過渡起到至關(guān)重要的作用,能夠有效減少接頭中因陶瓷脆性大及潤濕性差而形成的裂紋、孔洞等缺陷[16],為保證3D-SiO2-fiber能夠被大量添加到焊縫中且均勻分布,AgCu-Ti活性釬料在3D-SiO2-fiber中間層表面的潤濕性的研究至關(guān)重要。當加熱溫度為970 ℃,保溫時間為10 min時,AgCu-4.5Ti和AgCu-6.0Ti活性釬料在3D-SiO2-fiber復合材料表面潤濕角形貌分別如圖2所示。圖2a AgCu-4.5Ti活性釬料在3D-SiO2-fiber復合材料表面潤濕角為90°,表明活性釬料中Ti元素含量為4.5%時,活性釬料在3D-SiO2-fiber復合材料表面潤濕性差;當活性釬料中Ti元素含量為6.0%時,活性釬料在3D-SiO2-fiber復合材料表面潤濕角為3°,潤濕性得到極大改善,如圖2b所示。以上潤濕結(jié)果表明,AgCu-6.0Ti活性釬料在3D-SiO2-fiber復合材料表面潤濕性良好,可以在其表面充分潤濕和鋪展。

圖2 AgCu-Ti活性釬料在3D-SiO2-fiber復合材料表面潤濕角

對AgCu-Ti/3D-SiO2-fiber體系潤濕界面進行觀察,從而揭示AgCu-Ti/3D-SiO2-fiber體系的潤濕機理。圖3為釬焊溫度為970 ℃條件下,不同Ti元素含量潤濕界面微觀組織形貌,從圖3a可以看出,AgCu-4.5Ti活性釬料浸入3D-SiO2-fiber復合材料的深度僅有～150 μm,釬料沒有充分鋪展; 相應的AgCu-6.0Ti/3D-SiO2-fiber體系中,AgCu-6.0Ti活性釬料浸入3D-SiO2-fiber復合材料深度約達500 μm,且釬料在復合材料表面充分鋪展。

圖3 AgCu-Ti/3D-SiO2-fiber體系潤濕界面的微觀組織

根據(jù)以上潤濕試驗結(jié)果可以推測得出,由于AgCu-6.0Ti活性釬料的流動性要明顯優(yōu)于AgCu-4.5Ti活性釬料的流動性,因此AgCu-6.0Ti活性釬料浸入3D-SiO2-fiber復合材料的深度明顯大于AgCu-4.5Ti活性釬料浸入3D-SiO2-fiber復合材料的深度,活性釬料在復合材料表面潤濕性得到極大改善[17],有助于3D-SiO2-fiber在焊縫中均勻分布。

2.3 3D-SiO2-fiber中間層對SiC-Nb釬焊接頭微觀組織的影響

圖4為3D-SiO2-fiber中間層輔助釬焊SiC陶瓷和金屬鈮的裝配示意圖。如圖4a所示,從上至下依次為SiC陶瓷、AgCu-4.5Ti活性釬料和金屬鈮,將此裝配情況下獲得的釬焊接頭記為SiC-Nb;如圖4b所示,將3D-SiO2-fiber中間層置于兩層AgCu-4.5Ti活性釬料箔片之間,并將此裝配情況下獲得的釬焊接頭記為4.5Ti/3D-SiO2-fiber;如圖4c所示,活性釬料為AgCu-6.0Ti箔片,將此裝配條件下獲得的釬焊接頭記為6.0Ti/3D-SiO2-fiber。值得注意的是,文中所采用的AgCu-Ti活性釬料為AgCu箔片+鈦箔片,因為Ti元素含量相同的AgCu箔片+鈦箔片的熔點低于粉末釬料[18-19]。

圖4 3D-SiO2-fiber中間層輔助釬焊SiC陶瓷和金屬鈮的裝配示意圖

按照圖4所示的3種裝配示意圖對焊件進行裝配,在焊接溫度970 ℃,保溫時間20 min的條件下進行焊接,所獲得的釬焊接頭微觀組織如圖5所示。從圖5a中可以看出,在靠近SiC陶瓷母材側(cè)有連續(xù)的裂紋產(chǎn)生,這可能是因為SiC陶瓷的熱膨脹系數(shù)與活性釬料或金屬鈮的熱膨脹系數(shù)的不匹配度較大,導致接頭中產(chǎn)生較大殘余應力,從而形成裂紋。引入3D-SiO2-fiber中間層后,接頭中裂紋沒有消失,且有大量孔洞形成,接頭強度沒有顯著提高,如圖5b所示。由潤濕試驗結(jié)果可知,AgCu-4.5Ti活性釬料無法充分浸入3D-SiO2-fiber中間層,從而4.5Ti/3D-SiO2-fiber接頭中出現(xiàn)大量未填滿區(qū)域,形成的孔洞降低了接頭強度。如圖5c所示, 6.0Ti/3D-SiO2-fiber接頭成形完好,無裂紋、氣孔等缺陷,且有大量顆粒相在焊縫中呈彌散分布。結(jié)合接頭微觀組織的EDS分析可知,大量彌散分布的顆粒相為Cu3Si,TiSi,Ti2Cu以及α-Ti (表1)。焊縫中大量彌散分布的顆粒相有助于接頭中形成良好的熱膨脹系數(shù)梯度過渡,顯著降低接頭中殘余應力,從而使接頭強度提高到～45 MPa。

表1 圖5中各點化學成分 (原子分數(shù),%)

圖5 3D-SiO2-fiber中間層輔助釬焊SiC陶瓷和金屬鈮接頭微觀形貌

從接頭的典型微觀組織分析可知,引入3D-SiO2-fiber中間層并采用AgCu-6.0Ti活性釬料釬焊所獲得的接頭成形良好,且有大量彌散分布的Cu3Si,TiSi,Ti2Cu以及α-Ti顆粒相形成,而大量彌散分布的顆粒相有助于接頭中形成良好的熱膨脹系數(shù)梯度過渡,緩解殘余應力,提高接頭強度。

2.4 釬焊溫度的影響

為使AgCu-6.0Ti釬料與3D-SiO2-fiber中間層充分反應,前期對AgCu-6.0Ti釬料進行探索,當釬焊溫度為950 ℃時,AgCu-6.0Ti活性釬料開始熔化。文中系統(tǒng)研究保溫時間為20 min時,釬焊溫度 (950～980 ℃) 對6.0Ti/3D-SiO2-fiber釬焊接頭微觀組織及力學性能的影響。圖6為不同釬焊溫度下6.0Ti/3D-SiO2-fiber釬焊接頭微觀組織形貌,對比分析圖6a～6c可以看出,隨著釬焊溫度從950 ℃升高至970 ℃,3D-SiO2-fiber與活性釬料的冶金反應逐漸充分,3D-SiO2-fiber逐漸被消耗,形成顆粒相且呈彌散分布。對比圖6c～6d可以看出當溫度達到970 ℃后,即使釬焊溫度繼續(xù)升高,界面微觀組織不再發(fā)生明顯變化。

圖6 不同釬焊溫度6.0Ti/3D-SiO2-fiber接頭微觀組織

圖7為不同釬焊溫度下獲得的釬焊接頭抗剪強度。經(jīng)過對剪切試驗結(jié)果的分析可知,隨著釬焊溫度從950 ℃升高至970 ℃,接頭的抗剪強度從5 MPa提高到45 MPa,當釬焊溫度從970 ℃繼續(xù)升高,接頭強度開始下降。圖8為焊接溫度970 ℃,保溫時間20 min條件下,6.0Ti/3D-SiO2-fiber釬焊接頭的XRD圖譜,從圖中可看出,隨釬焊溫度升高,活性元素Ti不斷與3D-SiO2-fiber發(fā)生反應,形成大量Cu3Si,TiSi,α-Ti及Ti2Cu顆粒相,且所形成的顆粒相逐漸彌散分布,有助于接頭中形成良好的熱膨脹系數(shù)梯度過渡,緩解殘余應力,提高接頭強度[20]。然而隨著釬焊溫度進一步升高,雖然接頭微觀組織沒有發(fā)生明顯改變,但SiC陶瓷長時間處于高溫環(huán)境其性能會受到損傷,從而使接頭強度降低[21]。

圖7 不同釬焊溫度釬焊接頭的抗剪強度

圖8 6.0Ti/3D-SiO2-fiber釬焊接頭的XRD圖譜

2.5 保溫時間的影響

圖9是釬焊溫度為970 ℃條件下,不同保溫時間 (10～25 min) 對應的6.0Ti/3D-SiO2-fiber釬焊接頭微觀組織形貌。隨保溫時間從10 min延長到20 min,3D-SiO2-fiber與活性釬料的冶金反應逐漸充分,并形成大量Cu3Si,TiSi,α-Ti及Ti2Cu顆粒相,所形成的顆粒相逐漸成為彌散狀分布。當保溫時間從20 min繼續(xù)增加,接頭微觀組織沒有發(fā)生明顯變化。結(jié)合圖10所示的不同保溫時間所獲得接頭的抗剪強度分析可知,隨保溫時間從10 min延長至20 min,接頭中形成大量彌散分布的Cu3Si,TiSi,α-Ti及Ti2Cu顆粒相,這些顆粒相有助于接頭中形成良好的熱膨脹系數(shù)梯度過渡,緩解殘余應力,提高接頭強度。而隨著保溫時間繼續(xù)延長,陶瓷長時間處于高溫環(huán)境會有損陶瓷的性能,從而降低接頭的強度。由此可以推測出,在最佳的工藝參數(shù)下:釬焊溫度970 ℃,保溫時間20 min,所形成的6.0Ti/3D-SiO2-fiber釬焊接頭中有大量彌散分布的Cu3Si,TiSi,α-Ti及Ti2Cu顆粒相,這些顆粒相能夠緩解接頭殘余應力,使接頭強度提高到～45 MPa。

圖9 不同保溫時間6.0Ti/3D-SiO2-fiber接頭微觀組織

圖10 不同保溫時間釬焊接頭的抗剪強度

3 結(jié)論

(1) AgCu-6.0Ti活性釬料的流動性明顯優(yōu)于AgCu-4.5Ti活性釬料,從而保證AgCu-6.0Ti活性釬料能夠充分浸入3D-SiO2-fiber中間層,進而使?jié)櫇窠菑?0°降低到3°,為釬焊試驗中3D-SiO2-fiber中間層能夠起到緩解殘余應力的作用提供了基礎(chǔ)條件。

(2) 通過釬焊工藝參數(shù)對6.0Ti/3D-SiO2-fiber釬焊接頭微觀組織和力學性能的影響規(guī)律的研究,優(yōu)化最佳的釬焊工藝參數(shù)為釬焊溫度970 ℃,保溫時間20 min。在最佳工藝參數(shù)下,釬焊接頭中形成大量彌散分布的Cu3Si,TiSi,α-Ti及Ti2Cu顆粒相。

(3) 引入疏松、多孔結(jié)構(gòu)的3D-SiO2-fiber中間層能夠?qū)崿F(xiàn)SiO2短纖維大量且彌散分布在焊縫中,顯著降低接頭中熱膨脹系數(shù)的不匹配度,有助于形成良好的熱膨脹系數(shù)梯度過渡,緩解殘余應力,從而使接頭強度上升到～45 MPa。