CN110666395B - 用于含钛材料钎焊的钎料、制备方法及钎焊方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及焊接技术领域，其提出了一种用于含钛材料钎焊的钎料、制备方法及钎焊方法。其中，该焊料包括：Ti元素、Ni元素、Nb元素和Zr元素，其中，各元素的重量百分比为：11.8％≤Ti≤13.2％；14.3％≤Ni≤15.9％；11.5％≤Nb≤12.9％；58.0％≤Zr≤62.4％。本发明实施例的钎料所得纯钛TA2接头抗拉强度和冲击韧性分别达到450MPa和9.2J/cm²的性能水平；TA2‑TA18异质接头的剪切强度和冲击韧性分别达到289MPa和5.5J/cm²的性能水平；TA2‑TC4异质接头的抗拉强度和冲击韧性分别达到446MPa和4.2J/cm²的性能水平。本发明可以在保证钎焊接头强度的前提下，降低现有钛材料用钎料的熔点，减少或者消除界面金属间化合物及改善钎焊接头韧性，可以用于含纯钛的钛材料薄壁结构的钎焊场合。

Description

用于含钛材料钎焊的钎料、制备方法及钎焊方法

技术领域

本发明涉及焊接的技术领域，提出了一种用于含钛材料钎焊的钎料、制备方法及钎焊方法。

背景技术

钛材料(纯钛及钛合金)的钎焊技术从七十年代开始获得了较大发展，目前已开发了Ti-Cu-Ni、Ti-Zr-Cu、Ti-Zr-Ni、Ti-Zr-Be、Ti-Cu-Ni-Be、Ti-Zr-Cu-Ni、 Ti-Zr-Cu-Ni-Co、Ti-Zr-Cu-Ni-Fe等钎料体系。具有代表性的钛材料用钎料(重量百分比)如，Ti-14Cu-14Ni、Ti-25Zr-50Cu、Ti-13Zr-21Cu-9Ni、Ti-20Zr-20Cu- 20Ni、Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni、Ti-35Zr-15Cu-15Ni等。钛材料的钎焊温度(即钎料使用温度)一般应低于基体β相转变温度，从而避免基体在钎焊过程中发生晶粒粗化现象。

与传统带筋壁板结构相比，薄壁结构具有轻量化优势，如采用纯钛作为翅片与钛合金作为隔板的钛材料散热器，以及采用纯钛(Fe、C、N、H、O杂质含量总和不大于0.4％,重量百分比)、TA18(Ti-3.0Al-2.5V,重量百分比)、TC1 (Ti-2.5Al-2.0Mn,重量百分比)或TC4(Ti-6.0Al-4.0V,重量百分比)钛合金作为夹芯和TC4、TA18或SP700(Ti-4.5Al-3.0V-2.0Mo-2.0Fe,重量百分比)材料作为蒙皮的夹芯结构，这类结构同样需要遵循钎焊温度低于钛材料β相转变温度的原则。

申请人经研究发现：当纯钛作为薄壁结构的材料或材料组合之一时，具有如下特殊性：

1)纯钛的β相转变温度较低，其为882℃，而其他钛合金如TC4、TC1 和TC6，其β相转变温度分别是980℃～1010℃、930℃～960℃和960℃～1010℃；SP700钛合金的相变点为885℃-890℃。因此，一些适合于其他钛材料的钎料会因熔点偏高而不适宜钎焊纯钛，如Ti-15Cu-15Ni的熔点为940℃-945℃。

2)目前开发的Ti-Zr-Cu-Ni和Ti-Cu-Ni钎料体系，对应钛材料钎焊接头极易出现金属间化合物，这归因于Ti元素化学活性较强，Ti与大多数金属元素都会在高温下形成金属间化合物，如Cu、Ni、Fe、Co、Cr等合金元素，见表1。

表1-钛材料钎焊接头界面组织

金属间化合物不仅在钎焊降温过程中难以发生分解，且由于其晶体内以共价键存在而具有高强度和低韧性的性能特点，导致钛材料钎焊接头易发生脆性断裂、接头强度低。当材料厚度较薄时如0.05mm～1.0mm，薄壁结构经过热过程更易导致原材料组织粗大和性能衰减。一般建议采用不太长保温(如保温 10min-30min)的工艺方法进行制造，以维持基体组织结构和性能。因此，尽管通过过分延长保温时间会实现减少或者消除金属间化合物，但这不适用于薄壁结构。

3)目前薄壁结构一般都承受一定的热场和循环应力，结构中连接部位(此处为钎焊接头)应兼具良好的强度和韧性。对于金属材料，通常考核这方面的性能包括接头强度和接头断裂韧性。但对于常见钛合金钎焊接头的性能评估还很少见到冲击韧性的报道，特别是含纯钛的材料组合的钎焊接头冲击韧性数据。

钎焊接头是钎料在一定温度下熔化、凝固、钎料与基体之间发生元素扩散而最终形成的冶金结合部位。本质上，钎焊接头组织属于凝固组织。与之相比，通过接头所连接的两侧材料可能是具有细小晶粒尺寸的变形组织。二者晶粒尺寸差异明显，这会导致在循环载荷或冲击载荷下，接头部位成为应力集中区，不利于获得具有良好韧性的接头。该问题在薄壁结构上会更加明显。合理的钎料成分设计，有希望通过改善钎料本征强度和韧性，进而对接头的强度的韧性产生有益效果。

综上所述，在保证钛材料钎焊接头强度的前提下，降低现有钛材料用钎料的熔点、减少或消除界面金属间化合物及改善钎焊接头韧性，是含纯钛的钛材料薄壁结构的钎焊技术急需解决的问题。减少或消除钎焊界面金属间化合物的一个重要手段是降低钛基或锆基钎料中Cu、Ni、Fe、Co、Cr等元素的含量。

发明内容

鉴于此，为了解决现有技术中的至少一种技术问题，本发明提出了一种用于含钛材料钎焊的钎料、制备方法及钎焊方法。

第一方面，本发明提出了一种用于含钛材料钎焊的钎料。该钎料包括：

Ti元素、Ni元素、Nb元素和Zr元素，其中，各元素的重量百分比为：

11.8％≤Ti≤13.2％；

14.3％≤Ni≤15.9％；

11.5％≤Nb≤12.9％；

58.0％≤Zr≤62.4％。

第二方面，本发明提出了一种钎料的制备方法。该钎料为上述第一方面所述钎料，该方法包括：

在惰性气体保护的条件下：

将用于制备所述钎料的合金原料熔炼成合金锭；

使用下述方法的一种或者多种制备所述钎料：

采用雾化制粉设备将所述合金锭制备成粉末状钎料；

采用单辊急冷设备将所述合金锭制成非晶态或急冷态箔带钎料；

机械破碎所述合金锭得到粉末状钎料；

机械破碎所述合金锭得到钎料合金块体。

第三方面，本发明提出了一种利用钎料对含钛材料进行钎焊的方法。其中，该钎料为上述第一方面所述钎料，该方法包括：

装配步骤：在待焊接含钛材料的连接界面和/或间隙处加入所述含钛钎料；

钎焊步骤：将装配的材料组合放入真空钎焊炉，在炉内真空度不低于 1×10^-3Pa，以5K/min～25K/min的升温速度加热至855℃～880℃，保温时间为 10min～30min的条件下进行钎焊；

冷却步骤：以5K/min～25K/min的降温速度冷却至室温。

本发明实施例具体如下优点：

1)因为Nb、Ti和Zr三种元素两两之间无限互溶，因此，这三种元素两两之间均不会形成二元化合物，故选择Zr-Ti-Nb合金钎料基本体系有利于改善钎焊界面组织，减少或抑制界面金属间化合物的形成。

2)在Zr-Ti-Nb三元体系中，引入Ni元素。

Ni与Ti元素在1090℃-1100℃范围发生共晶反应，在Ni含量为 12.0％～34.0％(重量百分比)的条件下，Ni-Ti二元合金具有较低的熔点。因此，在Zr-Ti-Nb三元体系中，引入Ni元素具有如下作用：

①降低钎料熔点。如前所述，这对于钎焊纯钛非常重要。

②在合金钎料中添加Ni元素还有利于快淬工艺方法下箔带成形。

3)调整Ti、Zr及Nb元素含量，进一步降低钎料熔点

经系统的实验研究发现，在钛基钎料合金中增加Zr元素、减少Ti元素具有降低钎料合金熔点的效果，且在Ni元素含量一定的情况下，锆基钎料的熔点低于钛基钎料的熔点。不同于目前的大量以Ti元素为主的Ti-Zr-Cu-Ni和 Ti-Cu-Ni钎料，Ti元素含量在35％(重量百分比)以上，如Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni 和Ti-15Cu-15Ni(重量百分比)等，本发明采用Zr元素作为钎料合金中含量最多的元素，即以Zr元素为主，而且Zr元素含量为58.0％≤Zr≤62.4 ％(重量百分比)，同时Ti元素含量仅处于11.8％≤Ti≤13.2％(重量百分比)水平，且Ti 与Zr元素之间无限互溶。

Nb元素对钎料合金起到强化作用，但Nb元素过多会导致钎料箔带粘连在冷却铜辊上，因此，在降低Ti、增加Zr的同时，合理调整Nb元素含量为 11.5％≤Nb≤12.9％(重量百分比)。

4)控制Cu、Ni元素含量，目的是在保证接头强度的前提下改善薄壁结构的熔蚀问题及接头断裂韧性。

Ti-Cu及Ti-Ni分别形成多种金属间化合物。尽可能降低钎料中易与Ti元素生成脆性化合物的Cu、Ni、Co、Fe、Al、Si等的总含量、并且钎料熔点满足低于纯钛的β相转变温度要求，会有利于实现对纯钛的低熔蚀、低脆性钎焊。

相比报道的Ti-Zr-Cu-Ni和Ti-Cu-Ni钎料，本实施例将Cu元素完全去除、且通过多次实验得出Ni元素含量，最终确定Ni元素最佳含量为14.3％～15.9％ (重量百分比)。在本实施例中Ni+Cu含量总和明显低于当前所有的钛基或锆基钎料中的Cu、Ni、Co、Fe、Al、Si等合金化的总含量。

4)本发明钎料不含有毒元素Be，符合环保要求。

5)本发明钎料不含贵重金属Ag、Au、Pd以及稀土等元素，因此钎料的制造成本得到显著降低。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对本发明实施例中所需要使用的附图作简单的介绍，显而易见，下面所描述的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域的技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/865℃/10min/2×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TC4接头的组织示意图；

图2为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/865℃/15min/5×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TC4接头的组织示意图；

图3为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/865℃/20min/2×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TA18接头的组织示意图；

图4为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/875℃/30min/3×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TA2接头的组织示意图；

图5为本发明一实施例在钎料箔带厚度30μm-35μm/875℃/30min/3×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TA2接头的组织示意图；

图6为本发明一实施例在钎料箔带厚度30μm-35μm/875℃/30min/7×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TA18接头的组织示意图；

图7为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/875℃/30min/2×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TA2接头的组织示意图；

图8为本发明一实施例的Nb-Zr二元相示意图；

图9为本发明一实施例的Ti-Zr二元相示意图；

图10为本发明一实施例的Ti-Ni二元相示意图；

图11为本发明一实施例的Ti-Cu二元相示意图。

具体实施方式

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部实施例。基于本发明中的实施例，本领域的普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下，所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

下面将详细描述本发明的各个方面的特征和示意性实施例。在下面的详细描述中，提出了许多具体细节，以便提供对本发明的全面理解。但是，对于本领域的技术人员来说很明显的是，本发明可以在不需要这些具体细节中的一些细节的情况下实施。下面对实施例的描述仅仅是为了通过示出本发明的示例来提供对本发明的更好的理解。本发明决不限于下面所提出的任何具体设置和方法，而是在不脱离本发明的精神的前提下覆盖了比例、方法、设备的任何改进、替换和修改。在附图和下面的描述中，没有示出公知的结构和技术，以避免对本发明造成不必要的模糊。

需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明实施例及实施例中的特征可以互相结合，各个实施例可以相互参考和引用。下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。

在一些实施例中，一种用于含钛材料钎焊的钎料(Zr-Ti-Ni-Nb)可以包括： Ti元素、Ni元素、Nb元素和Zr元素。其中，各元素的重量百分比为： 11.8％≤Ti≤13.2％；14.3％≤Ni≤15.9％；11.5％≤Nb≤12.9％；58.0％≤Zr≤62.4％。

在一些实施例中，含钛材料可以包括但不限于：纯钛材料和/或钛合金材的带筋壁板结构；纯钛材料和/或钛合金材的薄壁结构；纯钛材料和/或钛合金材料的夹芯结构。钎料的形状可以是粉末状、非晶态箔带状、急冷态箔带状、块状等。

在一些实施例中，各元素成分的重量百分比为以下情况中的任意一种：

Ti为11.8％，Ni为15.2％，Nb为11.5％，Zr为61.5％；

Ti为12.2％，Ni为14.8％，Nb为12.9％，Zr为60.1％；

Ti为12.8％，Ni为14.3％，Nb为12.2％，Zr为60.7％；

Ti为13.2％，Ni为15.8％，Nb为12.4％，Zr为58.6％；

Ti为12.5％，Ni为15.0％，Nb为12.6％，Zr为59.9％；

Ti为11.9％，Ni为15.9％，Nb为11.8％，Zr为60.4％；

Ti为12.3％，Ni为15.4％，Nb为12.0％，Zr为60.3％；

Ti为13.0％，Ni为14.5％，Nb为11.7％，Zr为60.8％；

Ti为12.5％，Ni为15.4％，Nb为12.1％，Zr为60.0％；

Ti为12.7％，Ni为14.7％，Nb为12.3％，Zr为60.3％；

Ti为12.4％，Ni为14.9％，Nb为12.7％，Zr为60.0％；

Ti为12.9％，Ni为15.3％，Nb为12.5％，Zr为59.3％；

Ti为13.1％，Ni为15.1％，Nb为11.6％，Zr为60.2％；

Ti为12.1％，Ni为15.2％，Nb为11.8％，Zr为60.9％；

Ti为13.0％，Ni为15.7％，Nb为12.9％，Zr为58.4％；

Ti为12.8％，Ni为15.3％，Nb为12.6％，Zr为59.3％；

Ti为12.5％，Ni为15.0％，Nb为12.5％，Zr为60.0％；

Ti为13.0％，Ni为15.0％，Nb为12.9％，Zr为59.1％；

Ti为12.7％，Ni为14.9％，Nb为12.4％，Zr为60.0％。

Ti为12.5％，Ni为14.9％，Nb为12.3％，Zr为60.3％。

具体的钎焊的实验数据如下面表2所示：

表2-钎料成分、钎焊工艺、不同材料组合及接头的力学性能抗拉强度σ_b，冲击韧性α_K，剪切强度τ

采用表2中实施例1，在保温20min-30min、钎料厚度30μm-35μm(等同于钎焊间隙30μm-35μm，下同)的条件下得到纯钛TA2-TA2接头σ_b为450MPa，接头α_K达到7.0J/cm²-9.2J/cm²水平；采用表2中实施例7，在保温时间16min-25min、钎料厚度30μm-35μm的条件下得出TA2-TA18异质接头的剪切强度为289MPa、接头σ_b为490MPa，接头α_K达到3.0J/cm²-5.5J/cm²水平；采用表2中实施例11，在保温时间16min-26min、钎料厚度50μm-60μm的条件下得到纯钛TA2-TC4接头σ_b为446MPa，接头α_K达到2.5J/cm²-4.2J/cm²水平。采用常规钎焊钛材料用钎料，对应的钛合金钎焊接头冲击韧性一般仅在0.2 J/cm²-0.6J/cm²水平，与之相比，本发明钎料可以在低于纯钛相变点温度下进行钎焊、获得含纯钛材料组合的高强度接头的同时还兼具了同质/异质的优异接头韧性。

采用表2所示的实施例1#～20#的成分钎料，分别以箔带、急冷态箔带的形式，在钎焊温度855℃～880℃、保温时间10min～30min及单层箔带钎料的条件下进行了纯钛TA2-TA2、TA2-TC4、纯钛TA1-TC4、纯钛TA1-TA18、TA2-TA18 的连接，上述均获得高质量的钛合金接头，实现了对纯钛的低熔蚀、低脆性钎焊，同时保证了接头的高强度，还兼具了同质/异质的优异接头冲击韧性。本发明钎料已经用于上述这些材料组合的钛材料热交换器、散热器的钎焊连接制造，效果良好。

上述实施例的钎料还可用于钎焊β相转变温度高于纯钛的β相转变温度的钛合金同质或异质材料组合的钎焊。

在一些实施例中，上述钎料的制备方法可以包括以下步骤：

在惰性气体(例如氩气)保护的条件下：

使用下述方法的一种或者多种制备所述钎料：

采用雾化制粉设备将所述合金锭制备成粉末状钎料；

采用单辊急冷设备将所述合金锭制成非晶态或急冷态箔带钎料；

机械破碎所述合金锭得到粉末状钎料；

机械破碎所述合金锭得到钎料合金块体。

在一些实施例中，采用电弧熔炼方法，将合金原料熔炼成所述合金锭。

在一些实施例中，一种利用钎料对含钛材料进行钎焊的方法可以包括以下步骤：

S11，装配步骤：

在待焊接含钛材料的连接界面和/或间隙处加入所述含钛钎料；

S12，钎焊步骤：

将装配的材料组合放入真空钎焊炉，在炉内真空度不低于1×10^-3Pa，以5 K/min～25K/min的升温速度加热至855℃～880℃，保温时间为10min～30min 的条件下进行钎焊；

S13，冷却步骤：

以5K/min～25K/min的降温速度冷却至室温。

在一些实施例中，若采用感应加热方式，则先在感应加热装置中通入惰性气体，然后以5K/min～25K/min的升温速度加热至855℃～880℃；然后保温1min ～5min，再冷却至室温。

其中，室温是室内的温度，其在不同的季节温度会发生变化，通常室温可以在10℃～30℃。

在一些实施例中，钎料(如钎料成份的重量百分比为：Ti：11.8～13.2； Ni：14.3～15.9；Nb：11.5～12.9；Zr：58～62.4的钎料)制备及钎焊步骤可以如下所示：

S21，钎料制备：

选择纯度在99.0％-99.9％的高纯Zr、Ti、Ni、Nb单质，并按重量配比称量；先在惰性气体保护条件下采用电弧熔炼方法将此合金原料熔炼成合金锭；然后使用下述方法之一制备钎料：

(1)采用气雾化制粉方法制备粉末状钎料；

(2)采用单辊急冷制带方法制备非晶态或急冷态箔带；

(3)通过机械破碎合金锭的方法获得钎料粉末或者合金块体。

S22，钎焊步骤：

(1)装配：根据接头材料组合的设计要求进行包含纯钛的钛材料组合的装配(如纯钛-纯钛、纯钛-钛合金、纯钛-钛铝基合金、纯钛-钛基复合材料，等等)，在材料组合中选择某一材料，在其表面添置某一种形态或两种形态的钎料。

如所选择的钎料包括箔带形态钎料，则裁剪或加工其为所需形状，采用电阻点焊方法将其固定在一侧待连接表面。最后通过工装夹具控制材料组织的钎焊间隙在0～0.1mm范围。

(2)加热：

将装配的材料组合放入真空钎焊炉，在炉内真空度不低于1×10^-3Pa、以5 K/min～25K/min的升温速度加热至855℃～880℃。

若不是采用真空钎焊，而是采用感应加热方式，则首先在感应加热装置中通入惰性气体，然后以5K/min～25K/min的升温速度加热至855℃～880℃。

(3)保温：

若采用真空钎焊炉，则保温时间为10min～30min。若采用感应加热方式，则保温时间为1min～5min。

(4)冷却：

加热后以5K/min～25K/min的降温速度冷却至室温。

在一些实施例中，钎料在快淬方法下可制备为宽度50mm～100mm、厚度 30μm～60μm的箔带，可以用于钎焊制造钛材料(包含组合：纯钛-纯钛、纯钛 -钛合金、或钛合金与钛合金)的热交换器、散热器等薄壁结构件，也可以用于钎焊制造上述各组合材料的其他非薄壁结构件。

需要说明的是，上述流程操作可以进行不同程度的组合应用，为了简明，不再赘述各种组合的实现方式，本领域的技术人员可以按实际需要将上述的操作步骤的顺序进行灵活调整，或者将上述步骤进行灵活组合等操作。

图1为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/865℃/10min/2×10^-3Pa 钎焊条件下TA2-TC4接头的组织示意图；图2为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/865℃/15min/5×10^-3Pa钎焊条件下TA2-TC4接头的组织示意图；图3为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/865℃/20min/2×10^-3Pa钎焊条件下TA2-TA18接头的组织示意图；图4为本发明一实施例在钎料箔带厚度 50μm-60μm/875℃/30min/3×10^-3Pa钎焊条件下TA2-TA2接头的组织示意图；图 5为本发明一实施例在钎料箔带厚度30μm-35μm/875℃/30min/3×10^-3Pa钎焊条件下TA2-TA2接头的组织示意图；图6为本发明一实施例在钎料箔带厚度 30μm-35μm/875℃/30min/7×10^-3Pa钎焊条件下TA2-TA18接头的组织示意图；图7为本发明一实施例在钎料箔带厚度50μm-60μm/875℃/30min/2×10^-3Pa钎焊条件下TA2-TA2接头的组织示意图。

经微观检查，如附图1、2、3所示，使用本发明钎料对应纯钛与纯钛、及纯钛与钛合金的钎焊接头，当钎焊温度865℃，保温时间为10min，接头中央仍然存在连续的金属间化合物，如附图1微区“1”、“2”、“3”所示。该化合物疑似 (Ti,Zr)₃Ni相。当保温时间延长至15min～20min时，该现象消失。此外，该化合物的脆性程度相对于Ti₃Ni化合物明显降低。如附图2和附图3所示，虽有Ni溶入距离纯钛表层的20μm～30μm深度的局部区域，但Ni的最大溶解量不高于4.57％(原子百分比)。

图8为本发明一实施例的Nb-Zr二元相示意图；图9为本发明一实施例Ti-Zr二元相示意图；图10为本发明一实施例Ti-Ni二元相示意图；图11为本发明一实施例Ti-Cu二元相示意图。

参考图8至图11，通过相图分析，上述钎料各实施例的优点如下所示：

1)参考图8和图9，因为Nb、Ti和Zr三种元素两两之间无限互溶，因此，这三种元素两两之间均不会形成二元化合物，故选择Zr-Ti-Nb合金钎料基本体系有利于改善钎焊界面组织，减少或抑制界面金属间化合物的形成。

2)在Zr-Ti-Nb三元体系中，引入Ni元素。

参考图10，Ni与Ti元素在1090℃-1100℃范围发生共晶反应，在Ni含量为12.0％～34.0％(重量百分比)的条件下，Ni-Ti二元合金具有较低的熔点。因此，在Zr-Ti-Nb三元体系中，引入Ni元素具有如下作用：

①降低钎料熔点。如前所述，这对于钎焊纯钛非常重要。

②在合金钎料中添加Ni元素还有利于快淬工艺方法下箔带成形。

3)调整Ti、Zr及Nb元素含量，进一步降低钎料熔点

经系统的实验研究发现，在钛基钎料合金中增加Zr元素、减少Ti元素具有降低钎料合金熔点的效果，且在Ni元素含量一定的情况下，锆基钎料的熔点低于钛基钎料的熔点。不同于目前的大量以Ti元素为主的Ti-Zr-Cu-Ni和 Ti-Cu-Ni钎料，Ti元素含量(重量百分比)在35％以上，如Ti-37.5Zr-15Cu-10Ni 和Ti-15Cu-15Ni等，本发明采用Zr元素作为钎料合金中含量最多的元素，即以Zr元素为主，而且Zr元素含量为58％≤Zr≤62.4％，同时Ti元素含量仅处于 11.8％≤Ti≤13.2％水平，且Ti与Zr元素之间无限互溶。

Nb元素对钎料合金起到强化作用，但Nb元素过多会导致钎料箔带粘连在冷却铜辊上，因此，在降低Ti、增加Zr的同时，合理调整Nb元素含量为 11.5％≤Nb≤12.9％。

4)控制Cu、Ni元素含量，目的是在保证接头强度的前提下改善薄壁结构的熔蚀问题及接头断裂韧性。

Ti-Cu及Ti-Ni分别形成多种金属间化合物。尽可能降低钎料中易与Ti元素生成脆性化合物的Cu、Ni、Co、Fe、Al、Si等合金元素的总含量、并且钎料熔点满足低于纯钛的β相转变温度要求，会有利于实现对纯钛的低熔蚀、低脆性钎焊。

相比报道的Ti-Zr-Cu-Ni和Ti-Cu-Ni钎料，本实施例将Cu元素完全去除、且通过多次实验得出Ni元素含量，最终确定Ni元素最佳含量为14.3％～15.9％ (重量百分比)。在本实施例中Ni+Cu含量总和明显低于当前所有的钛基或锆基钎料中的Cu、Ni、Co、Fe、Al、Si等合金化的总含量。另外，经大量的实验，本发明的技术方案在航空焊接技术领域的效果较佳。

另需说明的是，凡本发明中所描述的具体实施例，其配方、工艺所用名称等可以不同。

最后应该说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可以轻易想到各种等效的修改或者替换，这些修改或者替换都属于本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种用于含钛材料钎焊的钎料，由Ti元素、Ni元素、Nb元素和Zr元素组成，其中，各元素的重量百分比为：

11.8％≤Ti≤13.2％；

14.3％≤Ni≤15.9％；

11.5％≤Nb≤12.9％；

58.0％≤Zr≤62.4％。

2.根据权利要求1所述的钎料，其特征在于，其中，各元素成分的重量百分比为以下情况中的任意一种：

Ti为11.8％，Ni为15.2％，Nb为11.5％，Zr为61.5％；

Ti为12.2％，Ni为14.8％，Nb为12.9％，Zr为60.1％；

Ti为12.8％，Ni为14.3％，Nb为12.2％，Zr为60.7％；

Ti为13.2％，Ni为15.8％，Nb为12.4％，Zr为58.6％；

Ti为12.5％，Ni为15.0％，Nb为12.6％，Zr为59.9％；

Ti为11.9％，Ni为15.9％，Nb为11.8％，Zr为60.4％；

Ti为12.3％，Ni为15.4％，Nb为12.0％，Zr为60.3％；

Ti为13.0％，Ni为14.5％，Nb为11.7％，Zr为60.8％；

Ti为12.5％，Ni为15.4％，Nb为12.1％，Zr为60.0％；

Ti为12.7％，Ni为14.7％，Nb为12.3％，Zr为60.3％；

Ti为12.4％，Ni为14.9％，Nb为12.7％，Zr为60.0％；

Ti为12.9％，Ni为15.3％，Nb为12.5％，Zr为59.3％；

Ti为13.1％，Ni为15.1％，Nb为11.6％，Zr为60.2％；

Ti为12.1％，Ni为15.2％，Nb为11.8％，Zr为60.9％；

Ti为13.0％，Ni为15.7％，Nb为12.9％，Zr为58.4％；

Ti为12.8％，Ni为15.3％，Nb为12.6％，Zr为59.3％；

Ti为12.5％，Ni为15.0％，Nb为12.5％，Zr为60.0％；

Ti为13.0％，Ni为15.0％，Nb为12.9％，Zr为59.1％；

Ti为12.7％，Ni为14.9％，Nb为12.4％，Zr为60.0％；

Ti为12.5％，Ni为14.9％，Nb为12.3％，Zr为60.3％。

3.根据权利要求1所述的钎料，其中，所述含钛材料包括以下一种或者多种：

带筋壁板结构的纯钛材料和/或钛合金材料；

薄壁结构的纯钛材料和/或钛合金材料；

夹芯结构的纯钛材料和/或钛合金材料。

4.根据权利要求1-3中任意一项所述的钎料，其中，所述钎料为以下形状中的一种或者多种的锆基钎料：

粉末状、非晶态箔带状、块状。

5.一种钎料的制备方法，其中，所述钎料为权利要求1-4中任意一项所述的钎料，该方法包括：

在惰性气体保护的条件下：

将用于制备所述钎料的合金原料熔炼成合金锭；

使用下述方法的一种或者多种制备所述钎料：

采用雾化制粉设备将所述合金锭制备成粉末状钎料；

采用单辊急冷设备将所述合金锭制成非晶态箔带钎料；

机械破碎所述合金锭得到粉末状钎料；

机械破碎所述合金锭得到钎料合金块体。

6.根据权利要求5所述的方法，其中：

所述惰性气体为氩气。

7.根据权利要求5或6所述的方法，还包括：

采用电弧熔炼方法，将所述合金原料熔炼成所述合金锭。

8.一种利用钎料对含钛材料进行钎焊的方法，其中，所述钎料为权利要求1-4中任意一项所述的钎料，该方法包括：

装配步骤：在待焊接含钛材料的连接界面和/或间隙处加入所述含钛钎料；

钎焊步骤：将装配的材料组合放入真空钎焊炉，在炉内真空度不低于1×10^-3Pa，以5K/min～25K/min的升温速度加热至855℃～880℃，保温时间为10min～30min的条件下进行钎焊；

冷却步骤：以5K/min～25K/min的降温速度冷却至室温。

9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，其中：

若不是采用真空钎焊，而是采用感应加热方式，则先在感应加热装置中通入惰性气体，然后以5K/min～25K/min的升温速度加热至855℃～880℃；

保温1min～5min。

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