+Advanced Search
网刊加载中。。。

使用Chrome浏览器效果最佳,继续浏览,你可能不会看到最佳的展示效果,

确定继续浏览么?

复制成功,请在其他浏览器进行阅读

Zr/CoCrFeMnNi HEA钎焊接头界面组织与力学性能研究  PDF

  • 杜鹏 1
  • 宋晓国 1,2
  • 龙伟民 3
  • 卞红 1,2
  • 秦建 3
  • 孙华为 3
  • 姜楠 1
1. 哈尔滨工业大学 材料结构精密焊接与连接全国重点实验室,黑龙江 哈尔滨 150001; 2. 哈尔滨工业大学(威海) 山东省特种焊接技术重点实验室,山东 威海 264209; 3. 郑州机械研究所有限公司 新型钎焊材料与技术国家重点实验室,河南 郑州 450001

中图分类号: TG454

最近更新:2025-02-25

DOI:10.12442/j.issn.1002-185X.20240591

  • 全文
  • 图表
  • 参考文献
  • 作者
  • 出版信息
EN
目录contents

摘要

采用AgCu钎料实现了Zr合金与CoCrFeMnNi HEA之间的钎焊连接。研究了钎焊温度与保温时间对接头显微组织演化与力学性能的影响规律。结果表明:在钎焊温度为850 ℃,保温时间为10 min的条件下,接头界面的典型微观组织为:HEA/Crss/Zr(Cr,Mn)2/Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)+Zr2(Ag,Cu)+Zr(Cr,Mn)2/Zr,接头的平均抗剪切强度最高可达103.1 MPa。随着钎焊温度的升高或保温时间的增加,扩散反应区内的富Cr基固溶体层和Zr(Cr,Mn)2层厚度增厚,钎缝中心区内Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相和Zr(Cr,Mn)2相含量增多,Zr2(Ag,Cu)相所占比例减小。最后,分析了接头的失效机制,在剪切力的作用下,随着钎焊温度和保温时间的增加,接头的断裂位置从扩散反应区的Zr(Cr,Mn)2层转移到钎缝中心区的Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)脆性相断裂。

锆(Zr)合金具有较低的热中子吸收截面、良好的耐腐蚀性能、优异的延展性等优点,被广泛用作水冷核反应堆燃料的包壳材[

1–4]。高熵合金(HEA)具有优异的抗辐照性能、耐腐蚀性[5–7]以及力学性[8–10],被认为是航空和核工业中极具应用前景的结构材料。其中,面心立方(fcc)结构的CoCrFeMnNi HEA在He离子辐照下表现出显著的结构稳定[11–13],作为结构材料,将Zr合金和CoCrFeMnNi HEA结合可以实现性能互补,发挥各自优势,这对提高核燃料组件的服役性能具有重要意义。

目前已采用了多种方法实现了Zr合金的连接,其中钎焊因具有方便、简单、经济和接头可靠性[

14–16]的优势而成为异种材料连接很有前景的方法。但是Zr合金钎焊目前常采用的钎料为Zr/Ti基活性钎[17–19],容易产生大量金属间化合物,这对接头的力学性能是不利的。例如,Lee[17]使用Zr基钎料钎焊Zr合金,采用Zr-20Ti-17Ni-15Cu钎料在960 ℃下钎焊Zr-4合金,遗憾的是,采用Zr基钎料钎焊Zr合金时会在接头中心区域发生偏析现象,并形成Zr2(Cu,Ni)金属间化合物,这些化合物的存在会对接头的力学性能产生不利影响。Lin[19]使用Ti基钎料钎焊Zr合金,采用Ti-25Ni-15Nb钎料在1200 ℃下钎焊了Zr-2合金,经过研究发现,钎缝由脆性NiTiZr金属间化合物组成,它们的存在也会削弱接头的力学性能。研究已经发现,提高钎焊温度和保温时间可以极大的抑制NiTiZr金属间化合物的生长。此外,Zr/Ti基钎料地熔点往往过高,这导致了Zr合金钎焊大多集中在超过Zr相变温度(863 ℃)之上,这会损害Zr的机械性[20]。Lee[21]采用Ag-Cu基合金在820 ℃成功实现了纯Zr的钎焊连接,研究发现,界面层以AgCu4Zr、CuZr2反应层和富Ag基体为主,采用该钎料可以在较低的温度下实现连接,但是钎焊接头的剪切强度较低,为63 MPa。到目前为止,关于Zr合金与HEA钎焊的报道很少,温度和保温时间对HEA/Zr合金钎焊接头的界面反应、微观结构演变和力学性能尚不清楚,因此,对HEA/Zr合金钎焊进行详细研究对潜在的实际应用具有重要意义。

考虑到Zr合金和CoCrFeMnNi HEA之间存在较大的热膨胀系数差异,在焊接过程中容易引起较大的残余应力,在本研究中,主要采用了熔点相对较低的Ag72Cu28共晶钎料来实现Zr合金和CoCrFeMnNi HEA之间的钎焊连接,并研究了HEA/Ag72Cu28/Zr-3接头的显微组织和力学性能随钎焊温度和保温时间的变化规律。此外,还对钎焊接头在剪切载荷作用下的断裂行为进行了综合研究。

1 实 验

本研究中,对Zr合金和CoCrFeMnNi HEA进行了钎焊连接,选用Zr合金为Zr-3,纯度为99.5%,该合金由江西科泰新材料有限公司提供,在钎焊前将其加工为 15 mm×8 mm×5 mm的小块;等原子比的CoCrFeMnNi HEA由临沂燕研新材料科技有限公司提供,钎焊前将其加工为5 mm ×5 mm×5 mm的小块。如图1所示,对Zr合金和CoCrFeMnNi HEA进行了XRD表征,由结果可知,Zr合金为密排六方结构,CoCrFeMnNi HEA为面心立方结构。为了实现合金间的可靠连接,采用厚度为200 μm的Ag72Cu28箔片作为钎料,钎焊前将其裁剪为6 mm× 6 mm的薄片状。

图1  Zr合金与CoCrFeMnNi HEA的XRD图谱

Fig.1  XRD patterns of Zr alloy (a) and CoCrFeMnNi HEA (b)

在进行钎焊实验之前,首先用线切割设备将 CoCrFeMnNi HEA合金和Zr合金分别加工成5 mm×5 mm×5 mm以及15 mm×8 mm×5 mm的规格试样。并选取规格试样中较光滑的表面用进行打磨和抛光;接着将经过处理后的HEA试样、Zr合金试样和Ag72Cu28钎料置于无水乙醇中进行3次时长为30 min的超声清洗,去除试样表面污垢。最后将HEA试样、Ag72Cu28钎料和Zr合金试样组装成夹层结构,并放入真空钎焊炉(VF1600-222)中进行钎焊,并按照工艺曲线进行钎焊,如图2所示。

图2  钎焊装配图及工艺曲线

Fig.2  Brazing assembly diagram (a) and process curves (b)

在进行显微组织观察之前,先对钎焊试样的横截面进行线切割,之后依次使用1200#和2000#的SiC金相砂纸对其进行打磨,再使用2.5 µm的金刚石喷雾抛光剂对其进行抛光,之后采用扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)对HEA/Zr接头的微观结构进行分析。对钎焊接头进行可靠性测试,采用30 kN的万能力学试验机(Instron 5967型)进行剪切试验,其压头向下的加载速率为0.5 mm/min。从每炉焊件中选择3个试样进行剪切试验并得到平均抗剪切强度,以保证抗剪强度的准确性。钎焊接头剪切试验完成后,采用SEM对试样断口进行微观组织分析,分析其断裂位置和断裂路径。

2 结果与讨论

2.1 CoCrFeMnNi/Ag72Cu28/Zr钎焊接头的典型显微 组织

图3所示为钎焊温度850 ℃,保温10 min工艺参数下获得的CoCrFeMnNi/Ag72Cu28/Zr接头界面组织及元素分布,如图3a所示,CoCrFeMnNi HEA与Zr合金成功连接,接头界面组织未出现空洞及裂纹等明显冶金缺陷。钎焊接头可以分为两个区域:扩散反应区(Ⅰ)和钎缝中心区(Ⅱ),图3a中最左侧的黑色相为HEA基体,最右侧的白色相为Zr合金基体。由图3b~3i所示元素分布结果表明,扩散反应区主要由Fe、Cr、Mn、Ag、Cu元素组成,且Cr元素存在明显的元素富集现象;在(Ⅱ)区中Cr,Mn元素在钎缝中心区存在胞壁叶状的元素富集现象,同时,

图3  钎焊接头的界面组织及元素分布

Fig.3  Microstructure of joints and the corresponding element distributionx (T=850 ℃, t=10 min)

Ag元素在钎缝中心区也存在元素富集现象,值得注意的是,Zr元素从母材向钎缝中大量扩散,但在靠近HEA基体的黑色相中几乎不含Zr。EDS结果表明,钎焊过程中发生了强烈的原子扩散过程。

为了确定HEA/Ag72Cu28/Zr接头的界面产物,如图4显示了钎焊接头微观组织的放大SEM图像。从钎焊接头界面处可观测到7种图像衬度的组织。通过图4b可以发现,在Ⅰ区紧邻HEA一侧是由黑色相A和深灰色相B组成,钎缝中心区(Ⅱ)主要由浅灰色相C,亮灰色相D以及深灰色相E组成。

图4  钎焊接头的典型界面组织

Fig.4  Typical microstructures of joints

图4所示相的EDS分析结果如表1所示,由表1可知A相的主要组分为原子分数为55.12%的Cr元素,原子分数为16.03%的Mn元素以及原子分数为14.32%的Fe元素,因此可推测A处黑色相为富Cr基固溶体(rich-Crss),它是大量Cr元素从HEA基体中扩散至Ⅰ区并与钎缝内Fe,Mn等元素结合而成的。该组织与HEA基体无明显分界线但与B处的组织之间的分界线较明显且粗糙。rich-Crss层会形成屏障阻止HEA中的元素从母材大量溶解到反应层中,同时也阻碍了中间层和Zr合金中的元素向HEA扩散。B处为Ⅰ区中的深灰色相,其包含的元素主要是Zr、Cr、Mn元素,且Cr的原子分数加上Mn的原子分数与Zr的原子分数的比值为2:1,因此推测B处的组织为Zr(Cr,Mn)2。Zr(Cr,Mn)2层是由Zr合金基体中的Zr元素大量扩散到达Ⅰ区后与Cr、Mn元素结合形成的,这进一步阻止了HEA/Zr之间的扩散。故在区域Ⅰ内主要形成了黑色的富Cr基固溶体层和深灰色的Zr(Cr,Mn)2层。而在区域Ⅱ中,也存在着呈胞壁片状的深灰色Zr(Cr,Mn)2相(E处),它们较多分布在焊缝中心线附近;Ⅱ区中C处和F处为大面积的浅灰色相,该相中Zr元素的原子分数约为60%,而Co、Cu、Ni、Fe等元素加起来的原子分数约为30%,因此推测该灰色相为Zr2(Co,Cu,Ni,Fe),它们是由母材元素大量扩散至钎缝中结合形成的脆性相化合物,该相在钎缝内呈大小不一的块状分布。除此之外,钎缝中心区中还分布着许多呈不规则形状的亮灰色相(D和G处),从原子数量比来看主要组成元素为Zr、Ag和Cu元素,而Zr的原子分数与Ag加Cu的原子分数之比约为2:1,又因为Zr在Ag、Cu中的溶解度极[

22],仅为0.1%和0.15%,有研究表明,Ag和Cu可以在二元化合物中相互替代,可以形成Zr2(Ag,Cu)化合[23],因此推测该亮灰色相为Zr2(Ag,Cu)脆性化合物,它们分布在Zr2-(Co,Cu,Ni,Fe)相的缝隙中,被其包裹着。

表1  4中标出的各点EDS结果
Table 1  EDS results of each point marked in Fig.4 (at%)
PointCoCrFeMnNiAgCuZrPossible phase
A 6.43 55.12 14.32 16.03 5.06 - 0.14 2.90 Rich-Crss
B 2.47 38.33 11.76 17.98 1.56 0.01 1.64 26.25 Zr(Cr,Mn)2
C 8.14 3.01 7.64 4.91 8.29 1.09 6.21 60.71 Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)
D 1.60 1.14 1.70 0.85 2.51 17.35 13.43 61.41 Zr2(Ag,Cu)
E 1.29 38.76 7.59 16.46 0.97 0.56 1.66 32.71 Zr(Cr,Mn)2
F 7.04 4.74 6.97 4.47 7.49 1.66 6.40 61.22 Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)
G 1.57 0.51 1.88 0.72 2.75 13.13 17.12 62.32 Zr2(Ag,Cu)

基于上述分析,钎焊温度850 ℃,保温10 min下钎焊接头的典型界面微观组织为:HEA/rich-Crss/Zr(Cr,Mn)2/Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)+Zr2(Ag,Cu)+Zr(Cr,Mn)2/Zr。

2.2 钎焊温度对CoCrFeMnNi/Ag72Cu28/Zr接头的影响

钎焊温度是影响钎焊过程的重要的因素,它直接影响到接头的显微组织,甚至影响到接头的可靠性。因此,研究了钎焊温度对钎焊接头显微组织的影响。图5显示了不同钎焊温度下钎焊接头的界面显微组织。由5a可以发现,当钎焊温度为810 ℃时,接头明显未被焊合,这主要是因为过低的钎焊温度导致元素扩散速率较低,钎料未能完全熔覆并填充钎缝。同时,母材溶解度较低,进而导致钎缝内合金反应不充分,因此在810 ℃下接头未焊合。当钎焊继续升高(830~890 ℃),钎焊接头界面组织良好,未出现空洞及裂纹等明显冶金缺陷。由图5可以发现,在830 ℃时,钎缝内紧邻HEA侧的黑色相为富Cr基固溶体,该组织与HEA母材基体之间的分界线并不明显,与之相邻的为Zr(Cr,Mn)2相所形成的反应层。值得注意的是,随着钎焊温度的升高,扩散反应层内富Cr基固溶体层和Zr(Cr,Mn)2二者之间的分界线开始呈锯齿状,同时Zr(Cr,Mn)2层随着钎焊温度的增加也在不断增加,这主要是因为随着钎焊温度的增加,Zr、Cr、Mn等元素扩散更为剧烈。同时可以发现,在钎焊温度较低的时候,Zr2(Ag,Cu)相在钎缝中心区主要呈块状,它们是由处于不平衡状态Ag(Cu)Zr随炉冷却过程中共晶析出[

24]。此时钎缝中心区内的深灰色Zr(Cr,Mn)2相还十分稀少,除此之外,钎缝内还有浅灰色的脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相,它们少数被包裹在Zr2(Ag,Cu)相的缝隙中,而大量聚集在邻近Zr(Cr,Mn)2层的扩散反应区内形成了一层厚厚的Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相,这是因为此时的钎焊温度还比较低,HEA母材中的元素扩散速率还比较慢,在一定的保温时间内无法充分扩散至钎缝中心区,因此Zr2-(Co,Cu,Ni,Fe)相主要在邻近HEA母材的扩散反应区内形成。此时,在邻近Zr合金侧,母材与钎缝之间的分界线明显且较平滑。随着钎焊温度的继续增加,钎缝宽度呈现先增加后减小趋势,钎缝宽度增加主要是由于温度升高,反应变得剧烈,反应层变厚,因此宽度增加,之后钎缝宽度减小主要是温度过高时,液态钎料的流动性变好,在压力的作用下导致部分钎料的流失,因此宽度减小。同时,温度升高,钎缝中心区内的Zr(Cr,Mn)2相明显增多并集中在钎缝中心线附近。与此同时,脆性化合物Zr2(Ag,Cu)相的相对数量急剧减少;与之相对的是钎缝中的脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相的相对数量急剧增多。考虑到钎焊温度的升高会使母材溶解度增大,元素扩散速率加快,因此推测当钎焊温度升高时,HEA母材中的Co、Cr、Fe、Mn、Ni等元素向钎缝中心区的聚集程度增大,因此钎缝中心区内的Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相比例增大,相比之下钎缝中心区内的Zr2(Ag,Cu)相比例减小。

图5  不同温度下保温10 min接头的显微组织

Fig.5  Micrographs of the joints brazed at different temperatures for 10 min: (a) 810 ℃, (b) 830 ℃, (c) 850 ℃, (d) 870 ℃, and (e) 890 ℃

图6显示了钎焊接头抗剪强度随温度的变化情况,钎焊温度为830 ℃时,接头的平均剪切强度为74.5 MPa,其中,富Cr基固溶体塑韧性较好,能在一定程度上通过发生塑性形变缓解残余应力,但此时它的厚度很薄。同时反应层中的Zr(Cr,Mn)2相为金属间化合物,硬度较大,它的厚度在830 ℃时还比较薄,无法有效传递载荷,也使得应力更集中;同时,Zr合金的热膨胀系数为5.7×10-6 K-1,而HEA的热膨胀系数为15×10-6 K-1,由于两者的热膨胀系数相差较大,因此在钎缝凝固的过程中,各反应层的交界处会存在一定的残余应力。当钎焊温度升到850 ℃(保温10 min),接头的剪切强度明显提高,接头的剪切强度达到101.3 MPa,此时,由于温度的提高,元素扩散速率提高,母材向钎缝的溶解度加大,同时钎缝内的富Cr基固溶体层和Zr(Cr, Mn)2层增厚,这提高了接头承受和传递载荷的能力,在一定程度上减小了应力集中,使得接头的剪切性能增强。值得注意的是,钎缝中心区内的Zr2-(Ag,Cu)、Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)等脆性化合物从原本的大块状变为了交叠的片状,这对缓解接头的残余应力也有积极作用,最终使得接头的抗剪切性进一步提升。然而当钎焊温度超过850 ℃时,一方面由于Zr的相变温度为863 ℃,当钎焊温度超过Zr的相变温度时,合金中会产生粗大的魏氏体组织,这在很大程度上降低了接头的力学性能。此外,随着钎焊温度的升高,虽然反应层内的富Cr基固溶体和Zr(Cr,Mn)2层进一步增厚,但包裹在钎缝中心区内块状脆性化合物 Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相、Zr2(Ag,Cu)相和金属化合物 Zr(Cr,Mn)2相也在进一步增长,它们使得接头的残余应力难以释放,接头的力学性能进一步降低,这些因素共同导致了抗剪切强度的降低。

图6  不同温度下保温10 min的钎焊接头抗剪切强度

Fig.6  Shear strength of joints brazed at various temperatures for 10 min

不同钎焊温度下保温10 min的接头断裂路径如图7所示,当钎焊温度为830和850 ℃时,接头断裂在扩散反应区内的金属化合物Zr(Cr,Mn)2层。这是因为在较低的钎焊温度下,元素扩散并不充分,此时接头中的Zr(Cr,Mn)2层因厚度太薄而无法有效传递和承接载荷,因此当载荷过大时,接头在Zr(Cr,Mn)2层处发生了断裂。当钎焊温度升至890 ℃时,从图7c可以发现,接头断裂位置和断裂路径都发生了变化,钎焊接头沿着钎缝层内的脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相发生断裂,发生这种变化的原因主要是随着钎焊温度的升高,反应区内的金属化合物Zr(Cr,Mn)2层持续增厚并能有效传递载荷和承受较大载荷,与此同时,钎缝中心区内脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相的比例增多改变了钎缝内残余应力的分布,加大了应力集中程度,因此接头转为沿着钎缝层内的Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)脆性化合物发生断裂。

图7  不同温度下保温10 min接头断裂路径

Fig.7  Fractured location of joints brazed at various temperatures for 10 min: (a) 830 ℃, (b) 850 ℃, and (c) 890 ℃

2.3 保温时间对CoCrFeMnNi/Ag72Cu28/Zr接头的影响

保温时间也是影响钎焊过程的重要因素,它直接影响到接头的显微组织和力学性能。图8显示了在最佳工艺温度850 ℃下,通过不同保温时间钎焊所获得钎焊接头的显微组织结构。从图中可以发现,在保温时间较短时,钎缝内近HEA一侧的富Cr基固溶体层和Zr(Cr,Mn)2层的厚度还很薄,此时Zr2(Ag,Cu)相在钎缝中主要以块状的枝晶状存在,Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相的相对含量较少,其主要被包裹在Zr2(Ag,Cu)相之中,这主要是由于保温时间过短,母材中的元素扩散时间过短,因此钎缝中主要由大量的Zr2(Ag,Cu)相和少量的Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相组成。随着保温时间的延长,当保温时间延长至5 min时,母材元素有了更充足的时间扩散至钎缝层中,钎缝中心区内的脆性相化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相的相对数量增多,与之相对的是钎缝中心区内脆性化合物Zr2(Ag,Cu)相所占比例减小,但此时在Zr合金侧仍能看到呈现大块枝晶状Zr2(Ag,Cu)相,值得注意的是,此时靠近HEA侧的富Cr基固溶体层和Zr(Cr,Mn)2层的厚度开始变厚。当保温时间延长至10 min时,如图8c所示,可以看到反应区内的Zr(Cr,Mn)2层增厚,钎缝中心区内也开始出现Zr(Cr,Mn)2相金属化合物,这是由于保温时间充足,元素可以充分发生元素扩散,因此在钎缝中会形成Zr(Cr,Mn)2相。此外,钎缝中心区内的Zr2(Ag,Cu)相的所占比例继续减小,Zr2-(Co,Cu,Ni,Fe)相数量继续增多,值得注意的是,Zr合金与钎缝的分界线开始呈现曲折的波浪状,这是因为在钎焊过程中,随着保温时间的延长,液态熔融钎料和Zr合金的互扩散可以进行得更加充分。当保温时间继续增加时,可以发现,钎缝中心区内金属化合物Zr(Cr,Mn)2相数量继续增多,Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)在钎缝中心区所占比例也在继续增加。此外,当保温时间达到20 min时,从图8d可以看出,钎缝层与Zr合金母材基体的分界线不再明显,这可能是由于保温时间足够长,钎料和母材的原子发生了充分扩散所导致的,因此分界线不再明显。

图8  在850 ℃下不同保温时间钎焊接头的显微组织

Fig.8  Micrographs of the joints brazed at 850 ℃ for various holding time: (a) 1 min, (b) 5 min, (c) 10 min, (d) 15 min, and (e) 20 min

图9显示了钎焊接头抗剪切强度随保温时间的变化情况。可以看出随着保温时间的延长,钎焊接头平均剪切强度呈现先上升后下降的趋势,当保温时间为1 min时,由于元素扩散不充分,母材向钎缝的溶解度较小,界面结合不良。钎缝内的富Cr基固溶体层和Zr(Cr,Mn)2层厚度较薄,无法有效传递载荷,这使得接头难以承受较大的载荷。同时,钎缝中心区内存在大量块状脆性化合物Zr2(Ag,Cu)相,因此接头力学性能较差,剪切强度较低,只有65.1 MPa。随着保温时间的延长,当保温时间达到10 min时,接头的剪切强度达到最大值103.1 MPa,这主要得益于较长的保温时间使得元素扩散更充分,HEA侧的富Cr基固溶体层和金属化合物Zr(Cr,Mn)2层的厚度增加,这增强了接头承受和传递载荷的能力,在一定程度上减小了应力集中,使得接头的剪切性能增强。同时,由于钎缝内组织致密且均匀,这一定程度上也使应力集中现象得到缓解,因此,接头具有良好的力学性能。然而当保温时间进一步增加时,接头抗剪切强度开始逐渐下降,这主要是由于随着保温时间的延长,钎缝中心区内的脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相含量增多,这大大影响了钎焊接头残余应力的分布,增大了应力集中程度,因此抗剪切强度会发生逐渐下降。

图9  850 ℃下不同保温时间钎焊接头的抗剪切强度

Fig.9  Shear strength of joints brazed at 850 ℃ for various holding time

在850 ℃钎焊温度下保温不同时间得到的接头断裂路径如图10所示,从图中可以看出,随着保温时间的延长,接头断裂路径与断裂位置发生了变化。当保温时间为1 min时,接头在扩散反应区的Zr(Cr,Mn)2层处发生断裂;当保温时间为20 min时,接头在钎缝中心区的脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相处发生断裂。出现这种变化的原因主要是由于随着保温时间的延长,接头内元素扩散更充分,反应区内的富Cr基固溶体层和Zr(Cr,Mn)2层厚度增大,能更有效地传递和承载载荷,而钎缝中心区内的脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相体积增大,改变了钎缝层内的残余应力的分布,使得接头应力集中程度增大,因此接头断裂位置与断裂路径从初始的Zr(Cr,Mn)2层处转变为Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相处。

图10  在850 ℃下不同保温时间钎焊接头断裂路径

Fig.10  Fractured location of joints brazed at 850 ℃ for various time: (a) 1 min and (b) 20 min

2.4 钎焊接头形成机理

根据上述分析,图11展示了HEA/Ag72Cu28/Zr钎焊接头的微观组织演变过程,并将其分为4个阶段。

图11  HEA/Ag72Cu28/Zr钎焊接头连接机理示意图

Fig.11  Schematic of joining mechanism of HEA/Ag72Cu28/Zr brazing joint: (a) physical contact, (b) liquid dispersion, (c) interfacial reaction, and

(d) cooling

第1阶段:物理接触阶段。在达到钎料熔点之前,Ag72Cu28钎料会发生塑性变形,并在压力的作用下与母材紧密接触,为后续的界面反应做铺垫。

第2阶段:液相扩散阶段。当温度升高到钎料熔点时,钎料转变为液态并铺展润湿母材,由于钎焊温度的升高,原子扩散速率开始加快,HEA中的Co、Cr、Fe、Mn、Ni原子开始向钎料侧发生扩散,与此同时,Zr合金中的Zr原子也开始向钎料处发生扩散,而钎料中的Ag,Cu原子开始向四周进行扩散。

第3阶段:界面反应阶段。随着钎焊反应的进一步进行,原子发生了充分扩散,液相中的Zr原子向HEA侧扩散,并在HEA和液相钎料的交界面聚集,降低了HEA中Cr的化学势,根据Li[

25]的前期研究,Cr化学势的降低将导致Cr的富集,因此该过程中会在HEA侧形成富Cr固溶体。相较于HEA中的其他原子而言,HEA中的Cr和Mn原子具有更高的扩散系数,它们会扩散至HEA和液相钎料的交界处,并在固液界面形成Zr(Cr,Mn)2化合物层。此外,在保温时间和钎焊温度足够高时,Cr和Mn原子会扩散到钎缝中心区,在钎缝中心区形成Zr(Cr,Mn)2化合物层。

第4阶段:冷却阶段。随着钎焊温度的降低,钎缝区域开始发生凝固。钎缝中心区的Zr2(Ag,Cu)相和Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相开始从液相中析出。

3 结 论

1)在钎焊温度850 ℃,保温10 min时获得了接头组织致密,无明显焊接缺陷且力学性能良好的钎焊接头。接头界面的典型微观组织为:HEA/rich-Crss/Zr(Cr,Mn)2/Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)+Zr2(Ag,Cu)+Zr(Cr,Mn)2/Zr。

2)随着钎焊温度的升高或保温时间的延长,扩散反应区内的富Cr基固溶体层和Zr(Cr,Mn)2层厚度增厚,而钎缝中心区内脆性化合物Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)相和金属化合物Zr(Cr,Mn)2相的相对数量增多,Zr2(Ag,Cu)相所占比例减小。

3)通过调控钎焊温度和保温时间可以发现,随着钎焊温度或保温时间的增加,接头的剪切强度呈现先增大后减小的趋势,其中,在钎焊温度为850 ℃,保温10 min时,接头的平均抗剪切强度达到最大值103.1 MPa。

4)通过接头断裂路径的研究可以发现,在钎焊温度较或保温时间较低时,接头主要断裂在扩散反应区内的Zr(Cr,Mn)2层处,这是因为此时HEA侧Zr(Cr,Mn)2层厚度太薄而无法有效传递和承接载荷而导致的,接头在Zr(Cr, Mn)2层处发生了断裂。随着钎焊温度较或保温时间增大时,Zr(Cr,Mn)2层持续增厚并能有效传递载荷和承受较大载荷,与此同时,钎缝中心区内脆性化合物Zr2-(Co,Cu,Ni,Fe)相的比例增多改变了钎缝内残余应力的分布,加大了应力集中程度,因此接头转为沿着钎缝层内的Zr2(Co,Cu,Ni,Fe)脆性化合物发生断裂。

参考文献 References

1

Motta A T, Couet A, Comstock R J. Annual Review of Materials Research[J], 2015, 45(1): 311 [百度学术] 

2

Veverkova A, Preisler D, Zimina M et al. Materials(Basel)[J], 2021, 14(2): 13 [百度学术] 

3

Zhang Fuen(张夫恩), Luan Baifeng(栾佰峰), Wang Xuan(王 轩) et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金属材料与工程)[J], 2020, 49(5): 1819 [百度学术] 

4

Liao Yehong(廖业宏), Dai Gongying(戴龚颖), Yan Jun(严 俊) et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金属材料与工程)[J], 2024, 53(10): 2843 [百度学术] 

5

Moghaddam A O, Sudarikov M, Shaburova N et al. Journal of Alloys and Compounds[J], 2022, 897: 162733 [百度学术] 

6

Liang H L, Tsai C W, Sheng G. Journal of Alloys and Compounds[J], 2021, 883: 160787 [百度学术] 

7

Liu Yuyu, Chen Zheng, Shi Jiachun et al. Vacuum[J], 2019, 161: 143 [百度学术] 

8

Chen Jinting, Li Zhongyu, Huang Haixiang et al. Scripta Materialia[J], 2022, 212: 114548 [百度学术] 

9

Ma Kai, Feng Li, Zhao Yanchun et al. Rare Metal Materials and Engineering[J], 2024, 53(10): 2747 [百度学术] 

10

Lin Danyang, Xi Xin, Ma Rui et al. Composites Part B Engineering[J], 2023, 266: 111006 [百度学术] 

11

Yang Lixin, Ge Hualong, Zhang Jian et al. Journal of Materials Science Technology[J], 2019, 35(3): 300 [百度学术] 

12

Song Xiaoguo, Jiang Nan, Bian Hong et al. Journal of Materials Science Technology[J], 2024, 185: 32 [百度学术] 

13

Jiang Nan, Bian Hong, Song Xiaoguo et al. Journal of Materials Science Technology[J], 2025, 211: 110 [百度学术] 

14

Wang Wanli, Fan Dongyu, Huang Jihua et al. Materials Science and Engineering A[J], 2018, 728: 1 [百度学术] 

15

Lin Danyang, Hu Jixu, Xi Xin et al. Materials Chemistry and Physics[J], 2023, 295: 127079 [百度学术] 

16

Long Weimin, Zhang Guangxing, Zhang Qingke. Scripta Materialia[J], 2016, 110: 41 [百度学术] 

17

Lee M K, Lee J G, Kim K H et al. Journal of Nuclear Materials[J], 2012, 426(1–3): 9 [百度学术] 

18

Lee J G, Lim C H, Kim K H et al. Journal of Nuclear Materials[J], 2013, 441(1–3): 431 [百度学术] 

19

Lin C Z, Kao C S, Tsay L W et al. Vacuum[J], 2020, 178: 109461 [百度学术] 

20

Cai Song, Daymond M R, Khan A K et al. Journal of Nuclear Materials[J], 2009, 393(1): 67 [百度学术] 

21

Lee C H, Shiue R K. Journal of Materials Science Technology[J], 2013, 29(3): 283 [百度学术] 

22

Akhter J I, Ahmad M, Iqbal M et al. Journal of Alloys and Compounds[J], 2005, 399(1-2): 96 [百度学术] 

23

He Xiancong, Wang Hang, Liu Huashan et al. Calphad[J], 2006, 30(4): 367 [百度学术] 

24

Chen Yue(陈 月), Zhang Qiang(张 强), Chen Guoqing(陈国清) et al. Hot Working Technology(热加工工艺)[J], 2023, 52(7): 32 [百度学术] 

25

Li Shuai, Liu Zhongying, Xia Yueqing et al. Journal of Manufacturing Processes[J], 2021, 70: 484 [百度学术]