前言

近年來，隨著航空航天領域迅速發展，輕量化、薄壁化問題變得更加突出。作為輕質金屬材料，鈦的密度僅為4.5g/cm3，鈦合金具有比強度高、耐腐蝕、耐低溫及高溫下具有高疲勞強度、低膨脹系數及良好的可加工性[1−2]，常用于薄壁結構件的焊接，被用作航空發動機的葉片、機盤、機匣等部件以減輕發動機的重量，來提高飛機的推重比[3]。目前，英國的IMI834、美國的Ti-1100、俄羅斯的BT18Y和BT36等高溫鈦合金可穩定應用于600℃以上，成功應用于T55-712及Trent700等航空發動機上[4]。中國的TC21，TC4-DT已在航空新型飛機上作為關鍵承力部件獲得應用[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，熔化的釬料潤濕母材，與母材實現冶金結合，實現接頭連接[6]。采用釬焊的方法對鈦合金進行連接，具有加熱溫度低、對母材影響小、接頭殘余應力小等優點，對于精密、微型或結構復雜的焊件尤其適用[7−8]，可以避免焊接溫度過高而引起的熱變形量過大，并且提高生產效率。隨著現代科學技術的不斷發展，高端制造領域對釬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，釬料中的元素會快速擴散到基體金屬中與鈦反應造成對基體的熔蝕和形成脆性擴散層。在釬焊過程中，由于釬料成分選擇不當、釬焊溫度過高及釬焊停留時間過長會發生熔蝕現象。實際上釬焊溫度高出釬料液相線許多，嚴格意義上的熔蝕是不可避免的，嚴重的熔蝕會對工件帶來傷害，例如：已發生較嚴重熔蝕的液態釬料順著釬縫流走，則會在放置釬料處留下麻面或凹坑；如果不流走，長時間停留原處，則會在此處與母材互熔，改變焊點母材的成分，使母材變形，甚至熔穿。對于薄壁結構的釬焊，熔蝕問題更加突出，若母材被熔穿，釬焊接頭完全喪失母材力學性能。該文從晶態釬料、非晶態釬料、原位合成釬料出發，總結了鈦合金釬焊釬料及工藝參數，分析不同釬料成分和工藝參數對熔蝕的影響，并提出減小熔蝕的方法及后續研究重點。

1、晶態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高[11]。加入與Ti同族互溶的Zr，可以使熔點進一步降低，另外Zr還可與Cu，Ni形成共晶。鈦基釬料匯總見表1[12−18]。

YUAN等學者[12]采用3種釬料釬焊Ti6Al4V和Ti2AlNb合金，1種是Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni（質量分數，%），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個接頭的熔蝕寬度均約為70μm；其次，2個接頭的形貌相似。而Ti-37.5Zr15Cu-10Ni+10%Ti接頭的熔蝕寬度約為30μm，遠小于另外2個接頭的熔蝕寬度，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，縮短了液體焊料的凝固時間，從而抑制了Cu和Ni的偏析，Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni+10%Ti釬焊接頭的抗拉強度最高，達到了738.7MPa。但按濃度梯度調整Ti，Zr含量對接頭熔蝕現象及力學性能的研究未涉及。

LIU等學者[19]使用商用釬焊粉末Ti-37.5Zr-10Ni15Cu（質量分數，%）釬焊TC4，研究了釬焊溫度和保溫時間對熔蝕的影響，接頭組織由α-Ti與(Ti,Zr)₂(Cu,Ni)金屬間化合物構成。隨著釬焊溫度升高，釬焊接頭的顯微組織發生顯著變化，熔蝕區域寬度沒有明顯增加，約為55μm。觀察在920℃下釬焊不同時間接頭的微觀結構，熔蝕區域寬度隨釬焊時間增加；當保溫時間為30min時，熔蝕區域寬度達到了67μm。當釬焊溫度為920℃，保溫時間為30min時，釬焊接頭抗剪強度最大，為635.77MPa。延長保溫時間有利于提高接頭強度，但會增加熔蝕區域寬度。

WANG等學者[13]采用Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni和Ti37.5Zr-15Cu-10Ni+Mo（質量分數，%）釬料真空釬焊Ti2AlNb和TC4合金。隨著釬焊溫度和保溫時間的增加，熔蝕區域寬度逐漸增加，擴散層與Ti2AlNb的邊界逐漸模糊。當釬焊溫度為1000℃，釬焊時間為10min時，熔蝕區域寬度達到100μm。在釬料中加入Mo粉，導致液態復合填充金屬的流動性差，熔蝕區域寬度變寬。使用加入8%Mo粉的釬料，在980℃下釬焊10min，釬焊接頭熔蝕區域寬度約為105μm。當釬焊溫度為980℃，釬焊時間為10min時，TC4/TiZr-Cu-Ni/Ti2AlNb接頭達到室溫最大抗剪強度，為351MPa，TC4/Ti-Zr-Cu-Ni+8%Mo/Ti2AlNb接頭最大抗剪強度為437MPa。

CUI等學者[14]采用TiZrCuNi+W混合粉末作為釬料，釬焊碳纖維增強SiC(Cf/SiC)復合材料與TC4鈦合金。隨著釬焊溫度和保溫時間的增加，熔蝕區域寬度明顯增大。在57Ti-13Zr-21Cu-9Ni（質量分數，%）釬料中加入體積分數15%的W粉，可以有效消除接頭殘余應力、緩解釬焊接頭過度反應、減少熔蝕。在釬焊溫度為930℃、保溫時間為20min時，TC4側熔蝕區域寬度約為105μm，接頭室溫抗剪強度為166MPa，在800℃下的高溫抗剪強度為96MPa。但未闡明W減少熔蝕的作用機理。

DU等學者[20]采用Ti-37.5Zr-10Ni-15Cu（質量分數，%）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。當釬焊溫度升高到970℃時，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，當釬焊溫度為970℃時，熔蝕區域寬度約為40μm。接頭的抗剪強度也隨釬焊溫度的升高而增大。當釬焊溫度升高至970℃時，界面處均質固溶體釋放應力集中，接頭的抗剪強度達到最大值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等學者[22]研制了一種Ti12.5Zr-13.7Cu-11.6Ni-2.2Ag（質量分數，%）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構如圖3所示，接頭中存在Ti₂Cu，TiCu₂，TiNi₃和Ti(Cu,Ni,Zr)-HCP固溶體4種相。由于保溫時間短，釬焊接頭寬度較窄，為83.75μm。與Ti6Al4V側相比，TA2側熔蝕現象更明顯，這是由于釬料中元素數量較TA2基體元素數量多，且Ti6Al4V中含有大量的合金元素，如Al，V，因此釬料更易向TA2側擴散。接頭抗拉強度與TA2相當，可達469MPa。陳修凱等學者[23]也使用Ti-12.5Zr-13.7Cu-11.6Ni-2.2Ag釬料對TA1進行釬焊連接，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℃，保溫時間為20min時，隨著溫度升高，熔蝕厚度逐漸增加；釬焊溫度為920℃時，熔蝕厚度約為100μm。當釬焊溫度為900℃時，由于共析組織對接頭的彌散強化作用達到最大，接頭平均抗剪強度最大，為172.04MPa，接頭的抗拉強度為260.04MPa，為母材的65%。釬焊溫度在900～940℃時，TA1釬焊接頭的平均抗剪強度呈下降趨勢且下降幅度較大。

王浩軍等學者[16]采用B-Ti57CuZrNi釬料對TC4鈦合金進行釬焊。不同釬焊溫度和保溫時間下BTi57CuZrNi釬料/TC4鈦合金釬焊接頭焊縫的顯微組織如圖4所示。當釬焊溫度為950℃時，隨保溫時間的延長，熔蝕區域整體寬度變寬，如圖4(a)～圖4(d)所示。保溫時間從15min增加到60min時，熔蝕區域寬度從50μm增加到75μm。由圖4(c)和圖4(e)～圖4(g)可以看出，當保溫時間為45min時，隨著釬焊溫度的升高，釬縫中白色組織相減少，熔蝕區域寬度變寬。釬焊溫度為950℃、保溫時間為30min時，釬焊接頭的室溫抗拉強度為910MPa，400℃高溫抗拉強度為602MPa。

WAN等學者[17]使用Ti-30Zr-10Fe-5Cu-4Ni-3Co₂Mo（質量分數，%）釬料釬焊TiAl和GH536鎳基高溫合金。1150℃釬焊10min接頭顯微組織結構如圖5所示，釬焊時間為10min時不同釬焊溫度下焊縫和各反應層厚度的變化趨勢如圖6所示。隨著釬焊溫度在1100～1170℃范圍內升高，熔蝕區域寬度先增加后減小，在1150℃時達到峰值，約為100μm。焊縫的總厚度由母材的熔解和釬料的消耗決定，前者會增加焊縫的寬度，后者會減小焊縫的寬度。在1150℃釬焊10min的接頭獲得了最大抗剪強度，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、化學性能和力學性能[24]。HE等學者[18]在傳統釬料Ti-15Cu-15Ni（質量分數，%）中加入不同質量分數的Dy釬焊TC4，以獲得高質量的接頭。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，熔蝕區域的寬度先增加后減小，當Dy含量為0.1%時，熔蝕區域寬度達到最大，約為150μm。在所研究的濃度范圍內，加入0.05%Dy的接頭抗剪強度最高，為776.9MPa。

綜上所述，使用Ti-Zr-Cu-Ni釬料進行釬焊時，接頭中會形成(Ti,Zr)2(Cu,Ni)金屬間化合物，提高釬焊溫度和保溫時間有利于減少降低釬焊接頭性能的金屬間化合物的數量，但會導致熔蝕區域寬度增加，導致釬焊接頭力學性能降低。適當提高釬料中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，從而縮短液態釬料的凝固時間，抑制Cu和Ni的偏析。為了提高接頭的力學性能，可以在Ti-ZrCu-Ni釬料中加入Mo，W等元素，Mo有利于抑制冷卻過程中β-Ti向α-Ti的共析轉變，還可以使顯微組織更加均勻，但液態釬料的流動性差，會導致熔蝕區域寬度增加；在釬料中加入W可以有效消除接頭的殘余應力和過度反應，增強接頭力學性能，并對熔蝕寬度不會產生明顯影響。在Ti-Zr-Cu-Ni釬料中加入Ag，可以在不延長保溫時間的前提下，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，但也會對熔蝕產生影響，需要通過試驗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、熔化后流動性好等優點，是降低釬焊溫度且提高接頭力學性能的有利途徑[10,25]。對于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]，非晶釬料匯總見表2[27−32]。

梅俊等學者[27]采用真空快淬技術制備了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Ti65進行焊接。3種釬料釬焊焊縫組織如圖8所示。3種接頭的熔蝕區域寬度分別為60μm，90μm和100μm，Zr含量越高，熔蝕區域寬度越小，Zr的加入，可以有效緩解熔蝕現象。3種釬料的室溫和高溫拉伸性能均能達到母材拉伸性能的90%以上，Ti-15Cu-15Ni釬料呈現出與基體等強的力學性能。

CAI等學者[28]使用非晶態Ti-37.5Zr-15Ni-15Cu薄帶作為釬料釬焊TiAl合金(Ti-45Al-2Mn-2Nb-1B)（質量分數，%）。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個區域組成，每個區域的相分別為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，釬焊接頭的熔蝕區域寬度顯著增加。在930℃下釬焊不同時間，熔蝕區域寬度變化不明顯，均約為23μm。在930℃下釬焊60min時，室溫下最大抗拉強度為468MPa。

XIA等學者[29]設計了一種新型TixZr50-xCu39Ni11非晶釬料釬焊TC4鈦合金與316L不銹鋼，釬焊溫度為960℃，釬焊時間為10min。Zr含量（原子分數，%）分別為11.2%，16.7%，22.2%和27.7%時，接頭的界面顯微組織如圖10所示。隨著Zr含量的增加，熔蝕區域寬度先減小后增大。當Zr含量為22.2%時，熔蝕區域的寬度最小，約為30μm。釬焊接頭的抗剪強度隨著Zr含量的增加先升高后降低，在Zr含量為22.2%時達到峰值238MPa。

LIU等學者[30]采用Ti30.21Cu41.83Zr19.76Ni8.19非晶釬料在910℃不同保溫時間下釬焊Ti-6Al-4V合金和ZrB2-SiC超高溫陶瓷，接頭中的反應產物為β-Ti，(Ti,Zr)2(Cu,Ni)，TiCu，Ti2Cu，TiC，Ti5Si3，TiB和TiB2。隨著保溫時間延長，熔蝕區域寬度逐漸增加，當保溫時間為50min時，熔蝕區域寬度達到60μm。當保溫時間為20min時，達到最大抗剪強度345MPa。

BAI等學者[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域厚度分別約為70μm，85μm和89μm，不同釬料釬焊后的接頭表現出相似的針狀組織，含Sn釬料釬焊接頭顯微組織比其他釬料釬焊接頭更細化。經過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，在較短的釬焊時間內獲得的TC4/Ti-Zr-Co-Cu-M/TC4(M=Sn,V,Al)接頭的抗剪強度處于較高水平。Ti-Zr-Co-Cu-Al釬焊接頭的抗剪切強度可達546MPa±30MPa。

韓文倩等學者[32]設計并制備了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，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側熔蝕區域寬度先減小后增加，當Co含量為3.12%時，TC4側熔蝕區域寬度最小，約為17μm。當Co元素含量為1.56%時，釬料與母材實現良好的冶金結合，獲得高強度接頭，接頭抗剪切強度約為310MPa。該文未對Co影響熔蝕區域寬度的原因進行分析。

綜上所述，使用非晶鈦基釬料進行釬焊有很多優點：組織均勻、雜質少、合金中元素分布均勻、非晶態釬焊的熔蝕區域寬度小，又因為元素的擴散也較晶態快，這大大減少了釬焊接頭化合物的含量，使接頭的力學性能得以提高。為了控制熔蝕區域寬度，可以選用非晶釬料釬焊鈦合金，還可以通過適當增加Zr含量、再釬料中添加Co元素的方法，進一步減小熔蝕區域寬度，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

原位反應合成釬料，是元素與元素或者元素與化合物發生反應，在釬焊接頭內合成釬料的釬料制備技術。原位反應合成釬料比傳統方法合成釬料操作簡單、原料來源廣泛、得到的接頭強度更高、熱力學性能穩定[9]。原位反應合成釬料匯總見表3[33−37]。

ONG等學者[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側用各2μm厚的Cu和Ni箔作為釬料，Nb/Si3N4側用63Ag35.25Cu-1.75Ti（質量分數，%）作為釬料。將組件加熱到1103K保溫60min，以10K/min的速率升溫到1213K，保溫不同時間。成功緩解了殘余應力，并抑制了Ti-6Al-4V/Nb/Si3N4接頭中的Ti基脆性金屬間化合物，進一步減緩了熔蝕現象。當保溫時間為10min時，室溫下接頭的抗彎強度為218MPa。

WU等學者[34]采用厚度為50μm的Ti-15Cu-15Ni（質量分數，%）箔在970℃下紅外真空釬焊CP-Ti和Ti-15-3，釬焊時間分別為5min和30min。對于CP-Ti，釬焊溫度為5min時，釬焊區觀察到塊狀Ti2Ni和共析α-Ti+Ti2Cu；隨著釬焊時間增加到30min，接頭主要由共析α-Ti+Ti2Cu組成。塊狀Ti2Ni可以通過延長釬焊時間去除。但延長釬焊時間導致熔蝕區域寬度顯著增加，釬焊時間5min時，熔蝕區域寬度約為70μm；釬焊時間為30min時，熔蝕區域寬度約為180μm，釬焊時間對熔蝕區域寬度影響顯著。

CHANG等學者[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度隨紅外釬焊溫度和時間的增加而增加，進行退火處理后，釬焊接頭的平均抗剪強度進一步增加。隨釬焊保溫時間延長、Ni含量增加及焊后退火處理都會導致熔蝕區域寬度顯著增加，釬焊溫度變化對熔蝕影響不明顯。當釬焊溫度為1030℃、保溫時間為3min、退火溫度和時間為900℃/60min時，Ti-15Cu-25Ni接頭的平均抗剪強度為545MPa，此時熔蝕區域寬度約為80μm。

楊浩哲等學者[36]采用Ti37.5Zr37.5Cu15Ni10粉狀釬料在940℃下釬焊TA2商業純鈦20min。釬焊接頭顯微組織如圖13所示，接頭典型界面組織為TA2/針狀α-Ti+共析組織(α-Ti+(Ti,Zr)2(Cu,Ni))+殘余釬料/TA2，熔蝕區域寬度約為140μm。層狀(Ti,Zr)2(Cu,Ni）化合物的產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度為322MPa，為TA2母材強度的84%。楊浩哲等學者[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含量對熔蝕區域的影響。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，釬焊接頭熔蝕區域寬度先減小后增加。當Zr箔厚度為0.01mm時，熔蝕區域寬度約為140μm；當Zr箔厚度為0.02mm時，熔蝕區域寬度約為70μm，Zr含量對熔蝕區域寬度影響顯著。

綜上所述，利用原位合成技術制備的釬料可以通過延長保溫時間來緩解殘余應力、消除接頭中的金屬間化合物，提高接頭強度。但延長保溫時間也會導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，導致接頭的抗剪強度偏低。原位合成法應用于薄壁鈦合金釬焊時，需進一步研究如何減小熔蝕區域寬度并提高接頭強度。

4、結束語

（1）使用鈦基釬料釬焊時，可以通過調整釬料中的元素含量，如適量提高釬料中Ti含量來抑制金屬間化合物的生成，并可以縮短液態釬料凝固時間；或加入降熔元素，如Ag等，來降低釬料熔點，嚴格控制釬焊溫度和時間，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、雜質少、合金中元素分布均勻、非晶態釬焊的熔蝕區域寬度小，且因為元素的擴散也較晶態快，釬焊接頭化合物含量低，還可以通過調整非晶釬料中的Zr含量、添加Co元素的方法，進一步減小熔蝕區域寬度。

（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散，進而減緩熔蝕。但由于金屬間化合物體積較大且分布集中，導致接頭強度較低。需進一步研究使用原位合成法釬焊鈦合金時，如何減小熔蝕且提高接頭強度。

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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：　沈元勛，博士，正高級工程師；主要從事新型釬 焊材料和先進釬焊技術的研究；已發表論文 40余篇；shenyuanxun@126.com。

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