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
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
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。
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 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 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。
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 钎焊接头的典型界面组织
Fig.4 Typical microstructures of joints
| Point | Co | Cr | Fe | Mn | Ni | Ag | Cu | Zr | Possible 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。
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 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 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 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 ℃
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 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
如
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 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
根据上述分析，
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
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。
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。
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