前言

近年來(lái)，隨著航空航天領(lǐng)域迅速發(fā)展，輕量化、薄壁化問(wèn)題變得更加突出。作為輕質(zhì)金屬材料，鈦的密度僅為4.5g/cm3，鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐腐蝕、耐低溫及高溫下具有高疲勞強(qiáng)度、低膨脹系數(shù)及良好的可加工性[1−2]，常用于薄壁結(jié)構(gòu)件的焊接，被用作航空發(fā)動(dòng)機(jī)的葉片、機(jī)盤(pán)、機(jī)匣等部件以減輕發(fā)動(dòng)機(jī)的重量，來(lái)提高飛機(jī)的推重比[3]。目前，英國(guó)的IMI834、美國(guó)的Ti-1100、俄羅斯的BT18Y和BT36等高溫鈦合金可穩(wěn)定應(yīng)用于600℃以上，成功應(yīng)用于T55-712及Trent700等航空發(fā)動(dòng)機(jī)上[4]。中國(guó)的TC21，TC4-DT已在航空新型飛機(jī)上作為關(guān)鍵承力部件獲得應(yīng)用[5]。

適于鈦及鈦合金的焊接方法有激光焊、等離子弧焊、釬焊等，釬焊是指升溫使釬料熔化而母材不熔化，熔化的釬料潤(rùn)濕母材，與母材實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，實(shí)現(xiàn)接頭連接[6]。采用釬焊的方法對(duì)鈦合金進(jìn)行連接，具有加熱溫度低、對(duì)母材影響小、接頭殘余應(yīng)力小等優(yōu)點(diǎn)，對(duì)于精密、微型或結(jié)構(gòu)復(fù)雜的焊件尤其適用[7−8]，可以避免焊接溫度過(guò)高而引起的熱變形量過(guò)大，并且提高生產(chǎn)效率。隨著現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的不斷發(fā)展，高端制造領(lǐng)域?qū)︹F焊接頭的可靠性及釬料的性能都提出了更高的要求[9]。釬焊鈦合金時(shí)，釬料中的元素會(huì)快速擴(kuò)散到基體金屬中與鈦反應(yīng)造成對(duì)基體的熔蝕和形成脆性擴(kuò)散層。在釬焊過(guò)程中，由于釬料成分選擇不當(dāng)、釬焊溫度過(guò)高及釬焊停留時(shí)間過(guò)長(zhǎng)會(huì)發(fā)生熔蝕現(xiàn)象。實(shí)際上釬焊溫度高出釬料液相線許多，嚴(yán)格意義上的熔蝕是不可避免的，嚴(yán)重的熔蝕會(huì)對(duì)工件帶來(lái)傷害，例如：已發(fā)生較嚴(yán)重熔蝕的液態(tài)釬料順著釬縫流走，則會(huì)在放置釬料處留下麻面或凹坑；如果不流走，長(zhǎng)時(shí)間停留原處，則會(huì)在此處與母材互熔，改變焊點(diǎn)母材的成分，使母材變形，甚至熔穿。對(duì)于薄壁結(jié)構(gòu)的釬焊，熔蝕問(wèn)題更加突出，若母材被熔穿，釬焊接頭完全喪失母材力學(xué)性能。該文從晶態(tài)釬料、非晶態(tài)釬料、原位合成釬料出發(fā)，總結(jié)了鈦合金釬焊釬料及工藝參數(shù)，分析不同釬料成分和工藝參數(shù)對(duì)熔蝕的影響，并提出減小熔蝕的方法及后續(xù)研究重點(diǎn)。

1、晶態(tài)鈦基釬料釬焊接頭熔蝕分析

鈦基釬料是保證釬焊焊縫具有與母材相近性能的首選材料。鈦基釬料熔點(diǎn)較高，往往選用能與Ti形成低熔共晶的Cu，Ni等作為降熔元素[10]，Cu，Ni是β相穩(wěn)定元素，Ni可以提高接頭高溫性能和耐腐蝕性，而Cu在釬焊接頭處極易與Ti形成大量金屬間化合物脆性相，故Cu在釬料中的含量不宜過(guò)高[11]。加入與Ti同族互溶的Zr，可以使熔點(diǎn)進(jìn)一步降低，另外Zr還可與Cu，Ni形成共晶。鈦基釬料匯總見(jiàn)表1[12−18]。

YUAN等學(xué)者[12]采用3種釬料釬焊Ti6Al4V和Ti2AlNb合金，1種是Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%），另外2種是在釬料中添加10%的Ti或Zr粉末混合。分別用3種釬料在950℃下釬焊10min后Ti6Al4V/Ti₂AlNb接頭的顯微組織如圖1所示。從圖1中可以看出，Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni與Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni+10%Zr釬焊有許多共同的特征。首先，2個(gè)接頭的熔蝕寬度均約為70μm；其次，2個(gè)接頭的形貌相似。而Ti-37.5Zr15Cu-10Ni+10%Ti接頭的熔蝕寬度約為30μm，遠(yuǎn)小于另外2個(gè)接頭的熔蝕寬度，釬縫主要由針狀α和β基體組成。由于Ti的加入提高了焊料的熔點(diǎn)，縮短了液體焊料的凝固時(shí)間，從而抑制了Cu和Ni的偏析，Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni+10%Ti釬焊接頭的抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到了738.7MPa。但按濃度梯度調(diào)整Ti，Zr含量對(duì)接頭熔蝕現(xiàn)象及力學(xué)性能的研究未涉及。

LIU等學(xué)者[19]使用商用釬焊粉末Ti-37.5Zr-10Ni15Cu（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）釬焊TC4，研究了釬焊溫度和保溫時(shí)間對(duì)熔蝕的影響，接頭組織由α-Ti與(Ti,Zr)₂(Cu,Ni)金屬間化合物構(gòu)成。隨著釬焊溫度升高，釬焊接頭的顯微組織發(fā)生顯著變化，熔蝕區(qū)域?qū)挾葲](méi)有明顯增加，約為55μm。觀察在920℃下釬焊不同時(shí)間接頭的微觀結(jié)構(gòu)，熔蝕區(qū)域?qū)挾入S釬焊時(shí)間增加；當(dāng)保溫時(shí)間為30min時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾冗_(dá)到了67μm。當(dāng)釬焊溫度為920℃，保溫時(shí)間為30min時(shí)，釬焊接頭抗剪強(qiáng)度最大，為635.77MPa。延長(zhǎng)保溫時(shí)間有利于提高接頭強(qiáng)度，但會(huì)增加熔蝕區(qū)域?qū)挾取?/p>

WANG等學(xué)者[13]采用Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni和Ti37.5Zr-15Cu-10Ni+Mo（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）釬料真空釬焊Ti2AlNb和TC4合金。隨著釬焊溫度和保溫時(shí)間的增加，熔蝕區(qū)域?qū)挾戎饾u增加，擴(kuò)散層與Ti2AlNb的邊界逐漸模糊。當(dāng)釬焊溫度為1000℃，釬焊時(shí)間為10min時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾冗_(dá)到100μm。在釬料中加入Mo粉，導(dǎo)致液態(tài)復(fù)合填充金屬的流動(dòng)性差，熔蝕區(qū)域?qū)挾茸儗挕Ｊ褂眉尤?%Mo粉的釬料，在980℃下釬焊10min，釬焊接頭熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為105μm。當(dāng)釬焊溫度為980℃，釬焊時(shí)間為10min時(shí)，TC4/TiZr-Cu-Ni/Ti2AlNb接頭達(dá)到室溫最大抗剪強(qiáng)度，為351MPa，TC4/Ti-Zr-Cu-Ni+8%Mo/Ti2AlNb接頭最大抗剪強(qiáng)度為437MPa。

CUI等學(xué)者[14]采用TiZrCuNi+W混合粉末作為釬料，釬焊碳纖維增強(qiáng)SiC(Cf/SiC)復(fù)合材料與TC4鈦合金。隨著釬焊溫度和保溫時(shí)間的增加，熔蝕區(qū)域?qū)挾让黠@增大。在57Ti-13Zr-21Cu-9Ni（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）釬料中加入體積分?jǐn)?shù)15%的W粉，可以有效消除接頭殘余應(yīng)力、緩解釬焊接頭過(guò)度反應(yīng)、減少熔蝕。在釬焊溫度為930℃、保溫時(shí)間為20min時(shí)，TC4側(cè)熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為105μm，接頭室溫抗剪強(qiáng)度為166MPa，在800℃下的高溫抗剪強(qiáng)度為96MPa。但未闡明W減少熔蝕的作用機(jī)理。

DU等學(xué)者[20]采用Ti-37.5Zr-10Ni-15Cu（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）釬焊TC17和Ti₂AlNb，在900～970℃下焊接30min的典型顯微組織如圖2所示。釬焊接頭組織由針狀α-Ti、共晶組織、塊狀(Ti,Zr)2(Cu,Ni)化合物和單一β固溶體組成。隨著釬焊溫度的升高，共晶組織和金屬間化合物逐漸消失。當(dāng)釬焊溫度升高到970℃時(shí)，釬焊界面由均勻的β固溶體組成。隨著釬焊溫度升高，熔蝕寬度逐漸變大，當(dāng)釬焊溫度為970℃時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為40μm。接頭的抗剪強(qiáng)度也隨釬焊溫度的升高而增大。當(dāng)釬焊溫度升高至970℃時(shí)，界面處均質(zhì)固溶體釋放應(yīng)力集中，接頭的抗剪強(qiáng)度達(dá)到最大值529MPa。

研究表明：在釬料中加入少量的銀可以明顯降低釬料的熔化溫度[15,21]。JING等學(xué)者[22]研制了一種Ti12.5Zr-13.7Cu-11.6Ni-2.2Ag（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）新型釬料，釬焊Ti6Al4V和TA2。在875℃下保溫10min，釬焊接頭的微觀組織結(jié)構(gòu)如圖3所示，接頭中存在Ti₂Cu，TiCu₂，TiNi₃和Ti(Cu,Ni,Zr)-HCP固溶體4種相。由于保溫時(shí)間短，釬焊接頭寬度較窄，為83.75μm。與Ti6Al4V側(cè)相比，TA2側(cè)熔蝕現(xiàn)象更明顯，這是由于釬料中元素?cái)?shù)量較TA2基體元素?cái)?shù)量多，且Ti6Al4V中含有大量的合金元素，如Al，V，因此釬料更易向TA2側(cè)擴(kuò)散。接頭抗拉強(qiáng)度與TA2相當(dāng)，可達(dá)469MPa。陳修凱等學(xué)者[23]也使用Ti-12.5Zr-13.7Cu-11.6Ni-2.2Ag釬料對(duì)TA1進(jìn)行釬焊連接，接頭的界面微觀組織為α-Ti/α-Ti+β-Ti+(α-Ti+γ)/α-Ti。釬焊溫度在860～920℃，保溫時(shí)間為20min時(shí)，隨著溫度升高，熔蝕厚度逐漸增加；釬焊溫度為920℃時(shí)，熔蝕厚度約為100μm。當(dāng)釬焊溫度為900℃時(shí)，由于共析組織對(duì)接頭的彌散強(qiáng)化作用達(dá)到最大，接頭平均抗剪強(qiáng)度最大，為172.04MPa，接頭的抗拉強(qiáng)度為260.04MPa，為母材的65%。釬焊溫度在900～940℃時(shí)，TA1釬焊接頭的平均抗剪強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)且下降幅度較大。

王浩軍等學(xué)者[16]采用B-Ti57CuZrNi釬料對(duì)TC4鈦合金進(jìn)行釬焊。不同釬焊溫度和保溫時(shí)間下BTi57CuZrNi釬料/TC4鈦合金釬焊接頭焊縫的顯微組織如圖4所示。當(dāng)釬焊溫度為950℃時(shí)，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，熔蝕區(qū)域整體寬度變寬，如圖4(a)～圖4(d)所示。保溫時(shí)間從15min增加到60min時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾葟?0μm增加到75μm。由圖4(c)和圖4(e)～圖4(g)可以看出，當(dāng)保溫時(shí)間為45min時(shí)，隨著釬焊溫度的升高，釬縫中白色組織相減少，熔蝕區(qū)域?qū)挾茸儗挕ｂF焊溫度為950℃、保溫時(shí)間為30min時(shí)，釬焊接頭的室溫抗拉強(qiáng)度為910MPa，400℃高溫抗拉強(qiáng)度為602MPa。

WAN等學(xué)者[17]使用Ti-30Zr-10Fe-5Cu-4Ni-3Co₂Mo（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）釬料釬焊TiAl和GH536鎳基高溫合金。1150℃釬焊10min接頭顯微組織結(jié)構(gòu)如圖5所示，釬焊時(shí)間為10min時(shí)不同釬焊溫度下焊縫和各反應(yīng)層厚度的變化趨勢(shì)如圖6所示。隨著釬焊溫度在1100～1170℃范圍內(nèi)升高，熔蝕區(qū)域?qū)挾认仍黾雍鬁p小，在1150℃時(shí)達(dá)到峰值，約為100μm。焊縫的總厚度由母材的熔解和釬料的消耗決定，前者會(huì)增加焊縫的寬度，后者會(huì)減小焊縫的寬度。在1150℃釬焊10min的接頭獲得了最大抗剪強(qiáng)度，為183MPa。

在金屬材料中加入少量的稀土元素，可以顯著改善金屬材料的物理性能、化學(xué)性能和力學(xué)性能[24]。HE等學(xué)者[18]在傳統(tǒng)釬料Ti-15Cu-15Ni（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）中加入不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Dy釬焊TC4，以獲得高質(zhì)量的接頭。在1020℃下釬焊10min接頭的顯微組織如圖7所示，隨著釬料中Dy含量的增加，熔蝕區(qū)域的寬度先增加后減小，當(dāng)Dy含量為0.1%時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾冗_(dá)到最大，約為150μm。在所研究的濃度范圍內(nèi)，加入0.05%Dy的接頭抗剪強(qiáng)度最高，為776.9MPa。

綜上所述，使用Ti-Zr-Cu-Ni釬料進(jìn)行釬焊時(shí)，接頭中會(huì)形成(Ti,Zr)2(Cu,Ni)金屬間化合物，提高釬焊溫度和保溫時(shí)間有利于減少降低釬焊接頭性能的金屬間化合物的數(shù)量，但會(huì)導(dǎo)致熔蝕區(qū)域?qū)挾仍黾樱瑢?dǎo)致釬焊接頭力學(xué)性能降低。適當(dāng)提高釬料中Ti含量可以抑制金屬間化合物的生成，并且可以提高釬料的熔點(diǎn)，從而縮短液態(tài)釬料的凝固時(shí)間，抑制Cu和Ni的偏析。為了提高接頭的力學(xué)性能，可以在Ti-ZrCu-Ni釬料中加入Mo，W等元素，Mo有利于抑制冷卻過(guò)程中β-Ti向α-Ti的共析轉(zhuǎn)變，還可以使顯微組織更加均勻，但液態(tài)釬料的流動(dòng)性差，會(huì)導(dǎo)致熔蝕區(qū)域?qū)挾仍黾樱辉阝F料中加入W可以有效消除接頭的殘余應(yīng)力和過(guò)度反應(yīng)，增強(qiáng)接頭力學(xué)性能，并對(duì)熔蝕寬度不會(huì)產(chǎn)生明顯影響。在Ti-Zr-Cu-Ni釬料中加入Ag，可以在不延長(zhǎng)保溫時(shí)間的前提下，降低釬焊溫度、減少界面中金屬化合物的生成，可以有效緩解熔蝕。在釬料中加入稀土元素可以改善接頭的性能，但也會(huì)對(duì)熔蝕產(chǎn)生影響，需要通過(guò)試驗(yàn)確定稀土元素的適宜含量。

2、非晶釬料釬焊接頭熔蝕分析

使用非晶釬料釬焊具有液相溫度低、純度和均勻性高、熔化溫度范圍窄、熔化后流動(dòng)性好等優(yōu)點(diǎn)，是降低釬焊溫度且提高接頭力學(xué)性能的有利途徑[10,25]。對(duì)于Ti合金的釬焊，Ti基非晶釬料因其與母材的相容性而被廣泛使用[26]，非晶釬料匯總見(jiàn)表2[27−32]。

梅俊等學(xué)者[27]采用真空快淬技術(shù)制備了3種Zr含量不同的鈦基非晶釬料Ti-13Zr-Cu-Ni，Ti-6Zr-CuNi和Ti-15Cu-15Ni，并采用最佳焊接工藝對(duì)Ti65進(jìn)行焊接。3種釬料釬焊焊縫組織如圖8所示。3種接頭的熔蝕區(qū)域?qū)挾确謩e為60μm，90μm和100μm，Zr含量越高，熔蝕區(qū)域?qū)挾仍叫。琙r的加入，可以有效緩解熔蝕現(xiàn)象。3種釬料的室溫和高溫拉伸性能均能達(dá)到母材拉伸性能的90%以上，Ti-15Cu-15Ni釬料呈現(xiàn)出與基體等強(qiáng)的力學(xué)性能。

CAI等學(xué)者[28]使用非晶態(tài)Ti-37.5Zr-15Ni-15Cu薄帶作為釬料釬焊TiAl合金(Ti-45Al-2Mn-2Nb-1B)（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）。在930℃下釬焊30min，接頭顯微組織如圖9所示，典型釬焊接頭主要由3個(gè)區(qū)域組成，每個(gè)區(qū)域的相分別為α2相、(Ti,Zr)2(Cu,Ni)相、(Ti,Zr)2(Cu,Ni)相和α-Ti相的混合相。隨著釬焊溫度的升高，釬焊接頭的熔蝕區(qū)域?qū)挾蕊@著增加。在930℃下釬焊不同時(shí)間，熔蝕區(qū)域?qū)挾茸兓�不明顯，均約為23μm。在930℃下釬焊60min時(shí)，室溫下最大抗拉強(qiáng)度為468MPa。

XIA等學(xué)者[29]設(shè)計(jì)了一種新型TixZr50-xCu39Ni11非晶釬料釬焊TC4鈦合金與316L不銹鋼，釬焊溫度為960℃，釬焊時(shí)間為10min。Zr含量（原子分?jǐn)?shù)，%）分別為11.2%，16.7%，22.2%和27.7%時(shí)，接頭的界面顯微組織如圖10所示。隨著Zr含量的增加，熔蝕區(qū)域?qū)挾认葴p小后增大。當(dāng)Zr含量為22.2%時(shí)，熔蝕區(qū)域的寬度最小，約為30μm。釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度隨著Zr含量的增加先升高后降低，在Zr含量為22.2%時(shí)達(dá)到峰值238MPa。

LIU等學(xué)者[30]采用Ti30.21Cu41.83Zr19.76Ni8.19非晶釬料在910℃不同保溫時(shí)間下釬焊Ti-6Al-4V合金和ZrB2-SiC超高溫陶瓷，接頭中的反應(yīng)產(chǎn)物為β-Ti，(Ti,Zr)2(Cu,Ni)，TiCu，Ti2Cu，TiC，Ti5Si3，TiB和TiB2。隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，熔蝕區(qū)域?qū)挾戎饾u增加，當(dāng)保溫時(shí)間為50min時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾冗_(dá)到60μm。當(dāng)保溫時(shí)間為20min時(shí)，達(dá)到最大抗剪強(qiáng)度345MPa。

BAI等學(xué)者[31]采用Ti50Zr30Co11Cu6M3(M=Sn,V,Al)非晶釬料釬焊TC4合金，在1233K下釬焊15min，釬焊接頭的顯微組織如圖11所示。可以看出，Ti-ZrCo-Cu-Sn，Ti-Zr-Co-Cu-V和Ti-Zr-Co-Cu-Al釬料釬焊接頭的熔蝕區(qū)域厚度分別約為70μm，85μm和89μm，不同釬料釬焊后的接頭表現(xiàn)出相似的針狀組織，含Sn釬料釬焊接頭顯微組織比其他釬料釬焊接頭更細(xì)化。經(jīng)過(guò)分析確定深灰色粗針狀相、淺灰色晶間相和分散的白色相分別為富α-Ti，β-Ti和Ti-Zr相。使用新型Ti-Zr-Co-Cu-M非晶釬料后，接頭中的金屬間化合物含量較低，在較短的釬焊時(shí)間內(nèi)獲得的TC4/Ti-Zr-Co-Cu-M/TC4(M=Sn,V,Al)接頭的抗剪強(qiáng)度處于較高水平。Ti-Zr-Co-Cu-Al釬焊接頭的抗剪切強(qiáng)度可達(dá)546MPa±30MPa。

韓文倩等學(xué)者[32]設(shè)計(jì)并制備了Ti43.76Zr12.50Cu37.49-xNi6.25Cox(x=0，1.56，3.12，4.68，6.24)系非晶釬料，并真空釬焊TC4鈦合金和316L不銹鋼。添加Co可以降低釬料熔點(diǎn)，改善釬料性能。在950℃下釬焊10min，不同Co元素含量非晶釬料釬焊接頭界面微觀組織如圖12所示。隨著Co含量的增加，TC4側(cè)熔蝕區(qū)域?qū)挾认葴p小后增加，當(dāng)Co含量為3.12%時(shí)，TC4側(cè)熔蝕區(qū)域?qū)挾茸钚。�約為17μm。當(dāng)Co元素含量為1.56%時(shí)，釬料與母材實(shí)現(xiàn)良好的冶金結(jié)合，獲得高強(qiáng)度接頭，接頭抗剪切強(qiáng)度約為310MPa。該文未對(duì)Co影響熔蝕區(qū)域?qū)挾鹊脑�因進(jìn)行分析。

綜上所述，使用非晶鈦基釬料進(jìn)行釬焊有很多優(yōu)點(diǎn)：組織均勻、雜質(zhì)少、合金中元素分布均勻、非晶態(tài)釬焊的熔蝕區(qū)域?qū)挾刃。�又因�(yàn)樵�素的擴(kuò)散也較晶態(tài)快，這大大減少了釬焊接頭化合物的含量，使接頭的力學(xué)性能得以提高。為了控制熔蝕區(qū)域?qū)挾龋�可以選用非晶釬料釬焊鈦合金，還可以通過(guò)適當(dāng)增加Zr含量、再釬料中添加Co元素的方法，進(jìn)一步減小熔蝕區(qū)域?qū)挾龋�獲得與母材性能相差不大的釬焊接頭。

3、原位合成釬焊接頭熔蝕分析

原位反應(yīng)合成釬料，是元素與元素或者元素與化合物發(fā)生反應(yīng)，在釬焊接頭內(nèi)合成釬料的釬料制備技術(shù)。原位反應(yīng)合成釬料比傳統(tǒng)方法合成釬料操作簡(jiǎn)單、原料來(lái)源廣泛、得到的接頭強(qiáng)度更高、熱力學(xué)性能穩(wěn)定[9]。原位反應(yīng)合成釬料匯總見(jiàn)表3[33−37]。

ONG等學(xué)者[33]提出了2步連接法在Ti-6Al-4V/Si3N4接頭中插入Nb中間層。Ti-6Al-4V/Nb側(cè)用各2μm厚的Cu和Ni箔作為釬料，Nb/Si3N4側(cè)用63Ag35.25Cu-1.75Ti（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）作為釬料。將組件加熱到1103K保溫60min，以10K/min的速率升溫到1213K，保溫不同時(shí)間。成功緩解了殘余應(yīng)力，并抑制了Ti-6Al-4V/Nb/Si3N4接頭中的Ti基脆性金屬間化合物，進(jìn)一步減緩了熔蝕現(xiàn)象。當(dāng)保溫時(shí)間為10min時(shí)，室溫下接頭的抗彎強(qiáng)度為218MPa。

WU等學(xué)者[34]采用厚度為50μm的Ti-15Cu-15Ni（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）箔在970℃下紅外真空釬焊CP-Ti和Ti-15-3，釬焊時(shí)間分別為5min和30min。對(duì)于CP-Ti，釬焊溫度為5min時(shí)，釬焊區(qū)觀察到塊狀Ti2Ni和共析α-Ti+Ti2Cu；隨著釬焊時(shí)間增加到30min，接頭主要由共析α-Ti+Ti2Cu組成。塊狀Ti2Ni可以通過(guò)延長(zhǎng)釬焊時(shí)間去除。但延長(zhǎng)釬焊時(shí)間導(dǎo)致熔蝕區(qū)域?qū)挾蕊@著增加，釬焊時(shí)間5min時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為70μm；釬焊時(shí)間為30min時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為180μm，釬焊時(shí)間對(duì)熔蝕區(qū)域?qū)挾扔绊戯@著。

CHANG等學(xué)者[35]使用軋制的50μm厚的Ti-15Cu15Ni和Ti-15Cu-25Ni箔作為釬料，紅外真空釬焊Ti6Al-4V和Ti-15-3。釬焊接頭的平均抗剪強(qiáng)度隨紅外釬焊溫度和時(shí)間的增加而增加，進(jìn)行退火處理后，釬焊接頭的平均抗剪強(qiáng)度進(jìn)一步增加。隨釬焊保溫時(shí)間延長(zhǎng)、Ni含量增加及焊后退火處理都會(huì)導(dǎo)致熔蝕區(qū)域?qū)挾蕊@著增加，釬焊溫度變化對(duì)熔蝕影響不明顯。當(dāng)釬焊溫度為1030℃、保溫時(shí)間為3min、退火溫度和時(shí)間為900℃/60min時(shí)，Ti-15Cu-25Ni接頭的平均抗剪強(qiáng)度為545MPa，此時(shí)熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為80μm。

楊浩哲等學(xué)者[36]采用Ti37.5Zr37.5Cu15Ni10粉狀釬料在940℃下釬焊TA2商業(yè)純鈦20min。釬焊接頭顯微組織如圖13所示，接頭典型界面組織為T(mén)A2/針狀α-Ti+共析組織(α-Ti+(Ti,Zr)2(Cu,Ni))+殘余釬料/TA2，熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為140μm。層狀(Ti,Zr)2(Cu,Ni）化合物的產(chǎn)生使釬縫硬度提高到母材的2倍以上，脆性金屬間化合物降低了接頭的塑韌性，釬焊接頭的平均抗剪強(qiáng)度為322MPa，為T(mén)A2母材強(qiáng)度的84%。楊浩哲等學(xué)者[37]又研究采用0.01mm厚的純Cu，Ni金屬箔分別和0.01mm，0.02mm和0.03mm厚的Zr箔作為疊層釬料，在880℃下釬焊TA2純鈦30min，探究釬料中Zr含量對(duì)熔蝕區(qū)域的影響。釬焊接頭顯微組織如圖14所示，釬焊接頭中形成了(Ti,Zr)2(Cu,Ni)金屬間化合物，且隨Zr含量的增加，釬焊接頭熔蝕區(qū)域?qū)挾认葴p小后增加。當(dāng)Zr箔厚度為0.01mm時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為140μm；當(dāng)Zr箔厚度為0.02mm時(shí)，熔蝕區(qū)域?qū)挾燃s為70μm，Zr含量對(duì)熔蝕區(qū)域?qū)挾扔绊戯@著。

綜上所述，利用原位合成技術(shù)制備的釬料可以通過(guò)延長(zhǎng)保溫時(shí)間來(lái)緩解殘余應(yīng)力、消除接頭中的金屬間化合物，提高接頭強(qiáng)度。但延長(zhǎng)保溫時(shí)間也會(huì)導(dǎo)致接頭熔蝕寬度增加。由于疊層釬料元素分布較為集中，釬焊接頭中金屬間化合物分布集中且體積較大，導(dǎo)致接頭的抗剪強(qiáng)度偏低。原位合成法應(yīng)用于薄壁鈦合金釬焊時(shí)，需進(jìn)一步研究如何減小熔蝕區(qū)域?qū)挾炔⑻岣呓宇^強(qiáng)度。

4、結(jié)束語(yǔ)

（1）使用鈦基釬料釬焊時(shí)，可以通過(guò)調(diào)整釬料中的元素含量，如適量提高釬料中Ti含量來(lái)抑制金屬間化合物的生成，并可以縮短液態(tài)釬料凝固時(shí)間；或加入降熔元素，如Ag等，來(lái)降低釬料熔點(diǎn)，嚴(yán)格控制釬焊溫度和時(shí)間，減緩釬焊接頭熔蝕程度。

（2）使用非晶鈦基釬料釬焊鈦合金，組織均勻、雜質(zhì)少、合金中元素分布均勻、非晶態(tài)釬焊的熔蝕區(qū)域?qū)挾刃。�且因�(yàn)樵�素的擴(kuò)散也較晶態(tài)快，釬焊接頭化合物含量低，還可以通過(guò)調(diào)整非晶釬料中的Zr含量、添加Co元素的方法，進(jìn)一步減小熔蝕區(qū)域?qū)挾取?/p>

（3）采用原位合成法釬焊鈦合金，疊層釬料可以阻止釬料向基體擴(kuò)散，進(jìn)而減緩熔蝕。但由于金屬間化合物體積較大且分布集中，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度較低。需進(jìn)一步研究使用原位合成法釬焊鈦合金時(shí)，如何減小熔蝕且提高接頭強(qiáng)度。

參考文獻(xiàn)

[1]高福洋, 廖志謙, 李文亞. 鈦及鈦合金焊接方法與研究現(xiàn) 狀 [J]. 航空制造技術(shù), 2012(Z2): 86 − 90.

GAO F Y, LIAO Z Q, LI W Y. Welding method and research of titanium and titanium alloy[J]Aviation Manufacturing Technology, 2012(Z2): 86 − 90.

[2]劉歡, 高曉龍, 劉晶, 等. Ti6Al4V/Cu 異種金屬激光焊接 頭組織及性能研究 [J]. 焊接, 2019(10): 7 − 11.

LIU H, GAO X L, LIU J, et al. Microstructure and properties of Ti6Al4V/Cu dissimilar metals laser welded joints[J]. Welding & Joining, 2019(10): 7 − 11.

[3] 劉世鋒, 宋璽, 薛彤, 等. 鈦合金及鈦基復(fù)合材料在航空航 天的應(yīng)用和發(fā)展 [J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2020, 40(3): 77 − 94.

LIU S F, SONG X, XUE T, et al. Application and development of titanium alloys and titanium matrix composites in aerospace[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2020, 40(3): 77 − 94.

[4] 陳子勇, 劉瑩瑩, 靳艷芳, 等. 航空發(fā)動(dòng)機(jī)用耐 650 ℃ 高溫鈦合金研究現(xiàn)狀與進(jìn)展 [J]. 航空制造技術(shù), 2019, 62(19): 22 − 30.

CHEN Z Y, LIU Y Y, JIN Y F, et al. Research on 650 ℃high temperature titanium alloy technology for aeroengine[J]. Aviation Manufacturing Technology, 2019, 62(19): 22 − 30.

[5]陳聯(lián)國(guó), 王文盛, 朱知壽, 等. 大規(guī)格損傷容限鈦合金 TC4- DT 的研制及應(yīng)用 [J]. 航空學(xué)報(bào), 2020, 41(6): 381 − 389.

CHEN L G, WANG W S, ZHU Z S, et al. Development and application of large-scale damage tolerance titanium alloy TC4-DT[J]. Journal of Aeronautics, 2020, 41(6): 381 − 389.

[6]劉德運(yùn), 沈元?jiǎng)? 李秀朋, 等. 鈦合金與鋁合金異種金屬釬 焊及熔釬焊研究進(jìn)展 [J]. 焊接, 2023(12): 50 − 57.

LIU D Y, SHEN Y X, LI X P, et al. Research progress on brazing and welding-brazing of titanium alloy and aluminum alloy dissimilar metals[J]. Welding & Joining, 2023(12): 50 − 57.

[7]李?lèi)? 王建峰, 馬龍飛, 等. 保溫時(shí)間對(duì)鈦合金板翅式換熱 器真空釬焊過(guò)程溫度場(chǎng)及殘余應(yīng)力的影響 [J]. 焊接學(xué) 報(bào), 2024, 45(2): 33 − 40.

LI Y, WANG J F, MA L F, et al. Effect of holding time on temperature field and residual stress in the vacuum brazing process of titanium alloy plate-fin heat exchangers[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2024, 45(2): 33 − 40.

[8]于得水, 張巖, 周建平, 等. 鈦合金與鋁合金異種金屬焊接 的研究現(xiàn)狀 [J]. 焊接, 2020(11): 37 − 45.

YU Deshui, ZHANG Yan, ZHOU Jianping, et al. Researching status of dissimilar metal welding of titanium and aluminum[J]. Welding & Joining, 2020(11): 37 − 45.

[9]喬瑞林, 龍偉民, 鐘素娟, 等. 原位反應(yīng)在釬焊中的應(yīng)用 [J].材料導(dǎo)報(bào), 2023, 37(23): 141 − 148.

QIAO R L, LONG W M, ZHONG S J, et al. Application of in situ reactions in brazing[J]. Materials Reports, 2023, 37(23): 141 − 148.

[10]SHAPIRO A, RABINKIN A. State of the art of titaniumbased brazing filler metals[J]. Welding Journal, 2003, 82(10): 36 − 43.

[11]吳銘方, 蔣成禹, 于治水, 等. Ti-6Al-4V 真空釬焊研究[J]. 機(jī)械工程學(xué)報(bào), 2002, 38(4): 71 − 73.

WU M F, JIANG Y C, YU Z S, et al. Study on vacuum brazing of Ti-6Al-4V[J]. Chinese Journal of Mechanical Engineering, 2002, 38(4): 71 − 73.

[12]YUAN L, XIONG J T, DU Y J, et al. Effects of pure Ti or Zr powder on microstructure and mechanical properties of Ti-6Al-4V and Ti2AlNb joints brazed with TiZrCuNi[J]. Materials Science and Engineering: A, 2020, 788: 139602.

[13]WANG Y, JIAO M , YANG Z W, et al. Vacuum brazing of Ti2AlNb and TC4 alloys using Ti-Zr-Cu-Ni and Ti-Zr-CuNi+Mo filler metals: Microstructural evolution and mechanical properties[J]. Archives of Civil and Mechanical Engineering, 2018, 18(2): 546−556.

[14]CUI B, HUANG J H, CAI C, et al. Microstructures and mechanical properties of Cf/SiC composite and TC4 alloy joints brazed with (Ti-Zr-Cu-Ni)+W composite filler materials[J]. Composites Science & Technology, 2014, 97: 19 − 26.

[15]JING Y J, XIONG H P, SHANG Y L, et al. Design TiZrCuNi filler materials for vacuum brazing TA15 alloy[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2020, 53: 328 − 335.

[16]王浩軍, 胡生雙, 肖君, 等. B-Ti57CuZrNi 釬料對(duì)接釬焊TC4 鈦合金接頭的組織和性能 [J]. 金屬熱處理, 2023, 48(7): 148 − 152.

WANG H J, HU S S, XIAO J, et al. Microstructure and properties of TC4 titanium alloy butt welding brazed joint with B-Ti57CuZrNi solder[J]. Heat Treatment of Metals, 2023, 48(7): 148 − 152.

[17]WAN B, LI X Q, PAN C L, et al. Microstructure and mechanical properties of TiAl/Ni-based superalloy joints vacuum brazed with Ti-Zr-Fe-Cu-Ni-Co-Mo filler metal[J]. Rare Metals, 2021, 40(8): 2134 − 2142.

[18]HE Y M, LU C Y, NI C Y, et al. Tailoring microstructure and mechanical performance of the TC4 titanium alloy brazed joint through doping rare-earth element Dy into TiCu-Ni filler alloy[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2020, 50: 255 − 265.

[19]LIU S L, MIAO J K, ZHANG W W, et al. Interfacial microstructure and shear strength of TC4 alloy joints vacuum brazed with Ti-Zr-Ni-Cu filler metal[J]. Materials Science and Engineering: A, 2020, 775: 138990.

[20]DU Y J, ZHANG J R, LI J L, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of Ti2AlNb/TC17 joints brazed with Ti-Zr-Cu-Ni filler metal[J]. Vacuum, 2023, 215: 112365.

[21]GALINDO-NAVA E I, JING Y J, JIANG J. Predicting the hardness and solute distribution during brazing of Ti-6Al4V with Ti-Zr-Cu Ni filler metals[J]. Materials Science and Engineering: A, 2017, 712: 122 − 126.

[22] JING Y J, YANG H B, SHANG Y L, et al. The design of a new Ti-Zr-Cu-Ni-Ag brazing filler metal for brazing of titanium alloys[J]. Welding in the World, 2021, 65: 2231 − 2237.

[23] 陳修凱, 路英瑤, 卞紅, 等. 釬焊溫度對(duì) TA1/Ti-Zr-Cu-NiAg/TA1 接頭界面組織性能的影響 [J]. 電焊機(jī), 2023, 53(8): 78 − 85.

CHEN X K, LU Y Y, BIAN H, et al. Effect of brazing temperature on interfacial microstructure and mechanical property of TA1/Ti-Zr-Cu-Ni-Ag/TA1 joint[J]. Electric Welding Machine, 2023, 53(8): 78 − 85.

[24]BARRETT C D, IMANDOUST A, KADIRI H E. The effect of rare earth element segregation on grain boundary energy and mobility in magnesium and ensuing texture weakening[J]. Scripta Materialia, 2018, 146: 46 − 50.

[25]TIAN H, HE J C, HOU J B, et al. Analysis of the microstructure and mechanical properties of TiBw/Ti-6Al4V Ti matrix composite joint fabricated using TiCuNiZr amorphous brazing filler metal[J]. Materials, 2021, 14(4): 875.

[26]KHORUNOV V F, MAKSIMOVA S V, Production and application of rapidly quenched brazing alloys[J]. Welding International, 2006, 20(5): 405 − 409.

[27]梅俊, 祁焱, 徐立紅, 等. 采用鈦基非晶態(tài)釬料真空釬焊Ti65 高溫鈦合金 [J]. 金屬功能材料, 2024, 31(1): 126 − 131.

MEI J, QI Y, XU L H, et al. Vacuum brazing of Ti65 high temperature titanium alloy with titanium based amorphous brazing filler[J]. Metallic Functional Materials, 2024, 31(1): 126 − 131.

[28]CAI Y S, LIU R C, ZHU Z W, et al. Effect of brazing temperature and brazing time on the microstructure and tensile strength of TiAl-based alloy joints with Ti-Zr-Cu-Ni amorphous alloy as filler metal[J]. Intermetallics, 2017, 91: 35 − 44.

[29]XIA Y Q, DONG H G, LI P. Brazing TC4 titanium alloy/316L stainless steel joint with Ti50-xZrxCu39Ni11amorphous filler metals[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 849: 156650.

[30]LIU Y P, WANG G, CAO W, et al. Brazing ZrB2-SiC ceramics to Ti6Al4V alloy with TiCu-based amorphous filler[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2017, 30: 516 − 522.

[31]BAI X Y, LIU M Q, PANG S J, et al. Novel Ti-Zr-Co-CuM(M=Sn, V, Al) amorphous/nanocrystalline brazing fillers for joining Ti-6Al-4V alloy[J]. Materials Characterization, 2023, 196: 112607.

[32]韓文倩, 董紅剛, 馬月婷, 等. Ti43.76Zr12.50Cu37.49-xNi6.25Cox非 晶釬料真空釬焊 TC4 鈦合金/316L 不銹鋼 [J]. 焊接學(xué) 報(bào), 2024, 45(1): 47 − 57.

HAN W Q, DONG H G, MA Y T, et al. Vacuum brazing TC4 titanium alloy/316L stainless steel with Ti43.76Zr12.50Cu37.49-xNi6.25Cox amorphous filler metal[J]. Transaction of the China Welding Institution, 2024, 45(1): 47 − 57.

[33]ONG F S, TOBE H, SATO E. Simultaneous intermetallics suppression and residual-stress relaxation of heat-resistant Nb-interlayer-inserted Ti-6Al-4V/Si3N4 joints via one-step transient liquid phase bonding and brazing[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2023, 139: 79 − 91.

[34]WU Z Y, YEH T Y, SHIUE R K, et al. The effect of substrate dissolution in brazing CP-Ti and Ti-15-3 using clad Ti-15Cu-15Ni filler[J]. ISIJ International, 2010, 50(3): 450 − 454.

[35]CHANG C T, DU Y C, SHIUE R K, et al. Infrared brazing of high-strength titanium alloys by Ti-15Cu-15Ni and Ti15Cu-25Ni filler foils[J]. Materials Science and Engineering: A, 2006, 420: 155 − 164.

[36]楊浩哲, 裴夤崟, 秦建, 等. TiZrCuNi 粉狀釬料真空釬焊TA2 純鈦接頭界面組織及力學(xué)性能 [J]. 電焊機(jī), 2022, 52(6): 112 − 117. YANG H Z, PEI Y Y, QIN J, et al. Microstructure and mechanical properties of pure titanium TA2 vacuum brazing joint with TiZrCuNi powder brazing filler metal[J]. Electric Welding Machine, 2022, 52(6): 112 − 117.

[37] 楊浩哲, 裴夤崟, 沈元?jiǎng)? 等. ZrCuNi 中間層瞬間液相焊擴(kuò) 散連接純鈦 TA2 工藝研究 [J]. 電焊機(jī), 2023, 53(4): 81 − 89.

YANG H Z, PEI Y Y, SHEN Y X, et al. Study on transient liquid phase bonded of CP-Ti TA2 joint with ZrCuNi interlayer[J]. Electric Welding Machine, 2023, 53(4): 81 − 89.

第一作者：　梁伊茗，碩士研究生；主要從事鈦合金釬焊工藝 的研究；1916387034@qq.com。

通信作者：　沈元?jiǎng)祝�博士，正高�?jí)工程師；主要從事新型釬 焊材料和先進(jìn)釬焊技術(shù)的研究；已發(fā)表論文 40余篇；shenyuanxun@126.com。

---

tag標(biāo)簽:鈦合金釬焊

---