CoFe 基和Fe基高溫釬料釬焊TiAl合金接頭微觀組織

葉 雷,熊華平,陳 波,毛 唯,程耀永,李曉紅

(北京航空材料研究院焊接及鍛壓工藝研究室,北京100095)

CoFe 基和Fe基高溫釬料釬焊TiAl合金接頭微觀組織

葉 雷,熊華平,陳 波,毛 唯,程耀永,李曉紅

(北京航空材料研究院焊接及鍛壓工藝研究室,北京100095)

為避免高溫釬焊條件下釬料與TiA l母材發生過度反應,設計了Co Fe基和Fe基兩種高溫釬料。在1100℃/10min和1200℃/10min條件下進行了釬料對TiA l合金的潤濕性實驗,在1180℃/5min條件下進行TiA l合金的真空釬焊實驗。結果表明,1200℃/10min條件下兩種釬料在TiAl合金上潤濕角約為30°。與Ni基釬料相比,兩種釬料與TiA l的界面反應程度得到緩解。Co Fe基釬料對應接頭界面主要形成Ti3A l,TiA l,硅化物和(Ti,Cr)2B,而在寬度較窄的(約10μm)釬縫中心形成了富Cr固溶體。Fe基釬料接頭組織基本與Co Fe基釬料接頭類似,區別在于釬縫中心為殘余釬料區,寬度約40μm,主要為Fe基固溶體。殘余釬料區附近生成TiB和TiB2兩種硼化物,與Co Fe基釬料接頭中硼化物相比,數量明顯增多。

高溫釬料;TiA l;顯微組織

TiA l合金具有高彈性模量、高比強度、良好的抗蠕變性能和抗氧化性能,可在800℃左右長期工作,加上其密度較低,因此是一種具有很好發展前景的輕質耐高溫結構材料。在航空、航天工業中,TiA l合金可以用來代替高溫合金達到減重的目的。國外已將TiA l應用于制造發動機高溫部件,且地面試車效果理想。此外,TiA l合金還被用來制造高速飛行器的啟動推進器零件,在汽車工業中被用于制造排氣閥等。

TiA l合金正逐漸應用于許多工業領域,這必然涉及TiA l合金的連接問題[1-3]。一般認為,釬焊是較為適合于TiA l合金連接的技術方法。已見報道釬焊TiA l合金的釬料主要有Ag基釬料(包括純Ag,AgCu共晶等[4,5])和Ti基釬料(Ti2Cu2Ni,Ti2Zr2Cu2Ni等[6-8])。對于Ag基釬料,其釬焊溫度在800℃左右,而Ti基釬料的釬焊溫度在900℃左右,這就限制了TiA l合金的應用范圍。而TiA l合金材料的發展趨勢尤其是在航空航天領域,必然是逐步提高工作溫度,以便充分發揮TiA l合金固有的優異特性。因此,設計高溫釬料進行TiA l合金的釬焊技術研究,變得尤為重要。而TiA l合金的高溫釬焊目前鮮見報道[9]。

本工作設計Co Fe基和Fe基兩種高溫釬料,研究其在TiA l合金上的潤濕性及界面組織,為TiA l合金的高溫釬焊提供技術儲備。

1 實驗

實驗用母材為北京航空材料研究院研制的TiAl合金,其名義成分為Ti248A l22Cr22Nb(原子分數/%)。母材經線切割加工成尺寸為10mm×10mm×2mm的試片并將表面磨光,丙酮超聲清洗后使用。Co Fe基釬料中加入了一定量的Ni,Cr合金化元素,并加入Si,B元素降低熔點,Fe基釬料加入了一定量的Co,Cr元素,同時加入少量Si,B元素降低熔點。兩種釬料成分的區別在于后者Co,Cr元素含量有所降低,而Fe元素含量增加。潤濕鋪展實驗所用釬料為純金屬粉機械混合均勻后,在特制模具中壓制成的尺寸為<3mm×3mm圓柱狀粉坯。釬焊金相試樣所用釬料為急冷態箔帶形式,其制備過程為利用塊狀金屬原料配制釬料成分,真空電弧熔煉成錠后,再利用急冷態箔帶制備設備制成箔帶。其中,Co Fe基釬料箔帶的平均厚度為45μm, Fe基釬料箔帶的平均厚度為55μm。

潤濕實驗和釬焊實驗均在真空釬焊爐中進行,實驗過程中熱態真空度優于5×10-3Pa。潤濕實驗規范為1100℃/10m in和1200℃/10m in兩種,釬焊實驗規范為1180℃/5min。金相試樣均預置兩層釬料。采用光學顯微鏡測定釬料潤濕角,左右方向各測一個數據。采用電子探針進行潤濕界面、接頭微觀組織觀察和特征區域成分分析。

2 結果和討論

2.1 兩種釬料在TiAl母材上的潤濕性

圖1是不同溫度下兩種釬料在TiA l母材上的潤濕鋪展情況。可以看出,在1100℃/10m in規范下,兩種釬料均成原始粉坯狀(圖1(a),(c))。在1200℃/ 10min規范下,兩種釬料均已熔化(圖1(b),(d))。其中,Co Fe基釬料熔化后外圍凝固形成環狀,中間有少量釬料凝固呈圓臺狀,Fe基釬料熔化后凝固成球冠狀。測得Co Fe基釬料潤濕角數值為30,32°,Fe基釬料潤濕角數值為34,28°。可以看出,在1200℃/10min規范下,兩種釬料均能很好的潤濕母材。

圖1 不同溫度下兩種釬料在TiAl上潤濕情況Co Fe基釬料:(a)1100℃/10min,(b)1200℃/10min; Fe基釬料:(c)1100℃/10min,(d)1200℃/10minFig.1 The wettability of two filler metalson TiAl at different temperatures Co Fe2based filler metal: (a)1100℃/10min,(b)1200℃/10min;Fe2based filler metal:(c)1100℃/10min,(d)1200℃/10min

圖2(a)為采用BNi82CrSiB牌號的鎳基釬料在1150℃/10m in規范下與TiA l母材的潤濕界面,圖2 (b),(c)為Co Fe基和Fe基釬料釬料在1200℃/10min規范下與TiA l母材的潤濕界面。可以看到,圖2(a)中,TiA l合金發生了嚴重的熔蝕,而且在潤濕的前沿界面上已經發生開裂(箭頭所指);反應層深度達到0125mm。而Co Fe基釬料和Fe基釬料潤濕界面成形良好,反應層深度分別降低為0.2mm和0.12mm。相比BNi82CrSiB釬料,兩種釬料與TiA l母材的反應程度得到了緩解。并且潤濕實驗溫度(1200℃)比BNi82CrSiB釬料(1150℃)還要高50℃。如適當降低實驗溫度,界面反應程度還有可能得到進一步控制。

表1給出了Cr,Fe,Co,Ni四種元素在液態Ti中的溶解焓[10]。通過溶解焓數值的高低可以定性地判斷元素之間相互作用的強弱(若溶解焓數值為負值,并且絕對值越大,則元素之間相互作用越強烈)。可以看出,四個元素中,Cr與Ti之間反應程度最弱。其次為Fe,Co,而Ni與Ti反應最劇烈。采用高溫釬料釬焊TiA l合金鮮見報道,而用高溫釬料釬焊Ti3A l合金已有報道,可以借鑒。文獻[11]采用Ni基釬料釬焊Ti3A l合金,發現實際釬縫厚度(80～100μm)比預置間隙(50μm)增大近一倍,證明母材與釬料發生了劇烈反應。本研究以與Ni反應程度較弱的Co,Fe元素作為釬料基體,降低釬料中Ni元素含量進而減少界面Ni2Ti反應,從而達到控制界面反應程度的目的。

2.2 CoFe基釬料釬焊TiAl合金接頭組織

圖2 不同釬料在TiAl母材上的界面 (a)BNi82CrSiB釬料,1150℃/10min;(b)CoFe基釬料,1200℃/10min;(c)Fe基釬料,1200℃/10minFig.2 The interfaces of different filler metals on TiA l at a low magnification (a)BNi82CrSiB filler metal,1150℃/10min; (b)Co Fe2based filler metal,1200℃/10min;(c)Fe2based filler metal,1200℃/10min

表1 四種金屬元素在液態Ti中的溶解焓數據Table 1 The dissolution enthalpiesof four elements in liquid Ti

圖3是Co Fe基釬料在1180℃/5min下釬焊TiA l合金接頭組織。表2是接頭部分特征區域對應成分。

圖3 1180℃/5min規范下Co Fe基釬料釬焊TiA l合金接頭組織Fig.3 SEM image of TiA l joint brazed w ith Co Fe2based filler metal

表2 圖3中各區電子探針分析結果Table 2 Resultsof EPMA of zonesmarked in fig.3

由圖3可以看出,接頭組織連續致密,為比較明顯的反應層結構。從表2中成分結果看,界面鋸齒狀反應層“1”和靠近TiA l母材的區域“2”主要成分為Ti和A l,同時溶解入少量Co,Fe,Ni元素,分析認為“1”為TiA l+Ti3A l相、“2”為TiA l+少量(Fe,Ni, Co)基體。隨著Ti,A l向母材溶解,Co,Ni及少量Fe元素與Ti,A l發生反應生成TiA l+(Fe,Ni,Co)基體(區域“3”)。大量與Ti反應較弱的Cr,Fe元素向釬縫中心富集,當Cr,Fe元素達到一定濃度后,與釬料中的Si元素形成Si化物相“4”,從表中可以看出大部分Si元素富集于該區。隨著“1”～“4”相分別形成,Cr元素繼續向釬縫中心區域富集,與Ti,B元素形成(Ti,Cr)2B相“5”,剩余Cr元素在釬縫中心形成富Cr固溶體“6”。

文獻[7]采用Ti2Cu2Ni釬料釬焊TiA l與TC4,發現接頭存在脆性Ti2Ni相,降低了接頭性能。從表3可以看出,CoFe基釬料釬焊TiA l接頭中并未出現Ti2Ni相。這對于提高接頭力學形能無疑是有利的。

表3 圖4中各區電子探針分析結果___________________________________Table 3 Resultsof EPMA of zonesmarked in fig.4____________

2.3 Fe基釬料釬焊TiAl合金接頭組織

圖4是Fe基釬料在1180℃/5min下釬焊TiAl合金接頭組織。表3是接頭中部分特征區域對應的成分。

圖4 1180℃/5min規范下Fe基釬料釬焊TiA l合金接頭組織Fig.4 SEM image of TiA l joint brazed w ith Fe2based filler metal

對比圖3,4及表2,3可見,Fe基釬料接頭組織與Co Fe基釬料組織類似,同樣為比較明顯的反應層結構。圖4中釬縫與母材的界面反應層寬度比圖3中明顯變窄,且呈斷續分布。圖4中反應層“1”為TiA l+少量(Fe,Ni,Co)基體,反應層“2”組織與“1”類似,只是(Fe,Ni,Co)基體含量增加。“3”為硅化物反應層。分析認為黑色窄反應帶“4”為TiB2相,灰黑色較寬反應帶“5”為TiB相。釬縫中心區“6”為Fe基固溶體成分,為殘余釬料區,基本未和TiA l母材發生反應。

兩接頭組織的區別在于Fe基釬料接頭的釬縫中心區域為殘余釬料成分,寬度較寬(約40μm),而Co Fe基釬料接頭中沒有殘余釬料區,其釬縫中心成分為富Cr固溶體,寬度較窄(約10μm)。可見Co Fe基釬料在釬焊過程中與TiA l母材發生充分反應,說明Co Fe基釬料與TiA l母材的反應程度比Fe基釬料強。此外,Fe基釬料釬縫中心區附近的黑色化合物相數量明顯增多。原因可能是相比Co Fe基釬料,Fe基釬料中Co含量減少,擴散入母材中的Ti元素與Co元素發生反應的數量也相應減少,因此,釬縫中有更多的Ti元素與B元素形成Ti2B相。由于硼化物相較脆,釬縫中數量較多的硼化物相存在可能會降低接頭力學性能。

3 結論

(1)在1200℃/10min條件下,Co Fe基釬料和Fe基釬料可以很好的潤濕TiA l母材,兩種釬料的潤濕角均在30°左右。與Ni基釬料相比,兩種釬料與TiA l的界面反應程度得到緩解。

(2)在1180℃/5min條件下,Co Fe基釬料釬焊TiA l接頭從界面至釬縫中心主要形成Ti3A l+TiA l、TiA l+(Fe,Ni,Co)、硅化物、(Ti,Cr)2B相和寬度較窄(約10μm)的富Cr固溶體。

(3)Fe基釬料接頭組織與FeCo基釬料接頭類似。區別在于釬縫中心為較寬(約40μm)的Fe基固溶體成分的殘余釬料區,說明Fe基釬料與TiA l的反應程度比Co Fe基釬料弱。釬縫中生成了TiB和TiB2兩種硼化物相。與Co Fe基釬料接頭相比,Fe基釬料接頭中硼化物數量明顯增加。

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M icrostructures of TiA l Joints B razed w ith Co Fe2based and Fe2based High2temperature Filler M etals

YE Lei,XIONG Hua2ping,CHEN Bo,MAO Wei, CHENG Yao2yong,L IXiao2hong
(Laboratory of Welding and Forging,Beijing Institute of Aeronautical M aterials,Beijing 100095,China)

Co Fe2based and Fe2based high2temperature filler metals w ere studied fo r the control of the excessive reaction between filler metal and TiA l base metal at high brazing temperatures.The wett2 ability of two filler metals on TiA l was studied at 1100℃/10min and 1200℃/10min,and the vacuum brazing experiment w as carried out at 1180℃fo r 5min.The results show ed that the contact angles of the two kinds of filler metals w ere about 30°at 1200℃/10m in.The interfacial reactions of the two filler metals w ith TiA l were not as strong as that of the traditional Ni2based fillermetal.M ain micro2 structures of the joint brazed w ith Co Fe2based filler metal were Ti3A l,TiA l,silicide and(Ti,Cr)2B phase.Furthermore,a narrow Cr2rich solid solution zone(about 10μm)was formed in the central part of the joint.The similar microstructures were fo rmed for the joint brazed w ith Fe2based filler metal. But there is also a difference,for the joint brazed w ith Fe2based filler metal,a w ider residual filler metal zone(about 40μm)w as fo rmed in its central part,and the main phase w as identified to be Fe2 rich solid solution.TiB and TiB2phases were formed near the residual filler metal zone,and the amount of borideswasmuch more than that of Co Fe2based filler metal.

high2temperature filler metal;TiA l;m icrostructure

TG454

A

100124381(2010)1020061204

預研基金項目(9140A180501HK5105)

2010206220;

2010207227

葉雷(1981—),男,工程師,碩士,主要從事航空新材料的釬焊擴散焊研究,聯系地址:北京市81信箱20分箱(100095),E2mail:ye2 lei621@yahoo.com.cn