面向航空發(fā)動(dòng)機(jī)零部件應(yīng)用的Ti150與TC19異種鈦合金真空釬焊技術(shù)研究——基于Ti-21Cu-13Zr-9Ni釬料的擴(kuò)散層形成機(jī)制、力學(xué)性能溫度依賴性及基體斷裂特性分析

前言

高溫鈦合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中得到了廣泛使用，在制造盤?葉片?鼓筒?機(jī)匣等零部件的制造中代替鋼或高溫合金，明顯減輕了發(fā)動(dòng)機(jī)的結(jié)構(gòu)質(zhì)量，提高了壓縮空氣的級壓比?高溫鈦合金 Ti150 (Ti5.5Al-4.0Sn-3.5Zr-Nb) 與英國的 IMI834 相當(dāng)，長期耐熱溫度已達(dá)到 600 ℃, 典型的高溫鈦合金還有俄羅斯的 BT36 等，其中 IMI834 合金已在 EJ200?TRENT800 等發(fā)動(dòng)機(jī)上得到了成功應(yīng)用 [1-4]?Ti150 合金具有較高的高溫蠕變抗力?疲勞強(qiáng)度和良好的損傷容限特性，因此在航空?航天以及其他重要工業(yè)領(lǐng)域受到密切關(guān)注和高度重視 [1]?

TC19 (Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo) 是美國 20 世紀(jì)開發(fā)的一種富 β 的α+β兩相鈦合金，是一種高強(qiáng)度?高韌性鈦合金?由于 TC19 在 Ti-6242 的基礎(chǔ)上提高了 Mo 的含量，大大穩(wěn)定了 β 相，使室溫和高溫拉伸性能得到了改善?但是在航空航天領(lǐng)域?yàn)榱诉M(jìn)一步優(yōu)化零部件性能，對異種材料連接有了更多的需求?

鈦合金用釬焊材料體系較多，以硬釬焊用釬料為例，有銀基 [5-6]?鋁基 [7]?鈦基 [8-9] 和鈀基 [10] 等?以前國內(nèi)鈦基釬料不成熟，主要采用銀基?鋁基?鈀基等釬料進(jìn)行鈦合金釬焊，考慮到釬焊接頭的工作環(huán)境和接頭強(qiáng)度等多方面因素，銀基?鋁基和鈀基等體系的釬焊材料均不能很好地滿足使用要求?目前國內(nèi)鈦基釬料逐漸成熟而且形成了多種牌號，鈦基釬料的釬焊接頭強(qiáng)度高，耐熱性?耐蝕性均較好，適用于惡劣的工作環(huán)境?目前以 B-Ti57CuZrNi?B-Ti38ZrCuNi 應(yīng)用最多 [11-16], 且有相應(yīng)行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)，本文選用在航空系統(tǒng)應(yīng)用較多的 B-Ti57CuZrNi 鈦基釬料作為目標(biāo)釬料，對高溫鈦合金 Ti150 與 TC19 進(jìn)行連接試驗(yàn)研究?

本研究針對 Ti150 高溫鈦合金與 TC19 鈦合金的異種鈦合金連接，采用真空釬焊工藝方法進(jìn)行連接實(shí)驗(yàn)，通過掃描電鏡及力學(xué)性能試驗(yàn)對接頭組織及接頭性能進(jìn)行了測試分析，該研究結(jié)果能為 Ti150 高溫鈦合金與 TC19 鈦合金連接接頭的應(yīng)用提供一定參考?

1、實(shí)驗(yàn)材料及工藝方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)用基體材料為經(jīng)鑄軋加工的 Ti150 高溫鈦合金?TC19 鈦合金棒坯，直徑約為 Φ280 mm, 加工狀態(tài)為軋制后熱處理狀態(tài)，其化學(xué)成分如表 1?表 2 所示?

表 1 Ti150 合金化學(xué)成分[17 ]

Table 1 Compositions of titanium alloy Ti150(wt. %)

表 2 TC19 合金化學(xué)成分[17]

Table 2 Compositions of titanium alloy TC19(wt. %)

實(shí)驗(yàn)用鈦合金釬焊材料 B-Ti57CuZrNi 的狀態(tài)為快淬的鈦基非晶態(tài)合金箔帶，熔點(diǎn)為 883~895 ℃, 厚度約為 40 μm, 其釬料的化學(xué)成分名義成分為 57Ti-21Cu-13Zr-9Ni?

1.2 釬焊工藝

將待焊接頭的釬焊表面經(jīng)過研磨?清洗，去除表面氧化膜和油污，用超聲波清洗方法去除釬料箔帶表面油污，然后將釬料和試樣按次序裝配好后入爐?

釬焊工藝參數(shù)為：真空度優(yōu)于1 ×10-2Pa,930 ℃/35 min?對高溫鈦合金 Ti150 與 TC19 鈦合金施焊，獲得完好的釬焊焊接接頭?按 Q/6S 977-2004 中 M2504-S020 圖樣加工成標(biāo)準(zhǔn)的對接拉伸性能測試試樣，如圖 1 所示，利用萬能試驗(yàn)機(jī) E45.105 進(jìn)行釬焊接頭室溫和高溫 (500 ℃,550 ℃) 拉伸性能測試?

采用掃描電子顯微鏡 (日立 SU1510) SEM 觀察接頭組織，分析元素面分布，并觀察釬焊接頭拉伸斷口的形貌?

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭顯微組織分析

采取 B-Ti57CuZrNi 鈦基釬料真空釬焊 Ti150 高溫鈦合金與 TC19 鈦合金的接頭釬縫組織的背散射照片如圖 2 所示?

由圖 2 可知，釬縫中心雖然有部分殘余釬料形成的鑄造組織，在釬料層與基體材料的界面上可以清晰地看到有較厚的擴(kuò)散層存在，釬料層明顯變薄，且原始界面全部消失，有一定的反應(yīng)層，說明此真空釬焊過程使釬料與基體材料形成了有效的冶金結(jié)合?鋯與鈦是最相似的元素，有相近的熔點(diǎn)，也有同素異晶現(xiàn)象，對鈦的同素異晶轉(zhuǎn)變溫度影響小，鈦的 α 和 β 晶型與鋯的相應(yīng)晶型能夠組成連續(xù)的固溶體?銅?鎳均屬于鈦合金 β 相穩(wěn)定元素，可降低鈦的同素異晶轉(zhuǎn)變溫度 [18-19]?

釬料 Ti-21Cu-13Zr-9Ni 中銅?鎳的總含量約為 30%, 雖然釬焊溫度 (930 ℃) 低于 TC19 鈦合金的 β 相轉(zhuǎn)變溫度 (約 940 ℃), 低于 Ti150 高溫鈦合金的 β 相轉(zhuǎn)變溫度 (約 1 000 ℃), 但由于釬料中銅?鎳的作用使近縫區(qū)的基體 β 相轉(zhuǎn)變溫度降低，由圖 2 的釬縫背散射組織可以看出，焊接過程中基體上擴(kuò)散層區(qū)域的相發(fā)生轉(zhuǎn)變，有片狀 α 相生成并向釬縫中生長?基體的原始界面已經(jīng)全部弱化，釬縫整體寬度約為 165 μm, 在基體上存在一個(gè)約 40 μm 的擴(kuò)散層，擴(kuò)散層的存在說明釬料與基體形成了有效的冶金結(jié)合?

2.2 界面元素分布情況分析

真空釬焊 Ti150 高溫鈦合金與 TC19 鈦合金釬縫界面各元素面掃描分布如圖 3 所示，掃描區(qū)域?yàn)?450 μm×320 μm, 覆蓋整個(gè)釬焊縫，可以看出，Zr?Ni?Cu 元素面分布整體呈中間高?兩端略低的分布，而 Ti?Al?Sn?Nb 元素面分布整體呈中間低?兩端高分布，基體材料中的 Ti?Al?Sn?Nb 元素已經(jīng)大量向釬縫中擴(kuò)散；Ti?Sn 元素分布較均勻，Al 元素在釬縫中的分布相對少一些，可能與基體元素的作用及擴(kuò)散速率有關(guān)；釬料中主成分元素 Zr?Ni?Cu 和基體材料作用明顯，雖然Zr與 Ti 是最相似的元素，但由于 Zr 元素原子半徑較大，較難通過熱運(yùn)動(dòng)而擴(kuò)散，因此在釬縫中仍存留較多的 Zr;Ni 和 Cu 元素在釬縫中的擴(kuò)散分布比較相近；根據(jù) Cu?Zr?Ni 界面分布圖，符合文獻(xiàn) [20] 中給出的 Cu?Zr?Ni 三個(gè)元素?cái)U(kuò)散規(guī)律?從焊縫總體來看擴(kuò)散效果比較理想?

2.3 釬焊接頭的拉伸性能

高溫鈦合金 Ti150 與 TC19 鈦合金釬焊接頭力學(xué)性能測試數(shù)據(jù)如表 3 所示?室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到 955.3 MPa, 接頭斷后伸長率?斷面收縮率相對較低，接頭斷于釬縫處；500 ℃抗拉強(qiáng)度為 540.0 MPa,550 ℃抗拉強(qiáng)度為 505.7 MPa,500 ℃?550 ℃測試接頭斷后伸長率 (10.5%?9.8%)?斷面收縮率 (20.3%?21.3%) 相對都比較高，高溫測試的斷后伸長率和斷面收縮率相比室溫均有明顯提高，這主要體現(xiàn)了高溫下基體材料的塑性，接頭斷于 Ti150 基體，也就等同于試驗(yàn)用高溫鈦合金 Ti150 在 930 ℃/35 min 熱循環(huán)后的基體性能?拉伸性能數(shù)據(jù)曲線如圖 4 所示，僅從抗拉強(qiáng)度看，采用此工藝釬焊的高溫鈦合金 Ti150 與 TC19 鈦合金接頭拉伸強(qiáng)度數(shù)據(jù)比較穩(wěn)定?

表 3 Ti150-TC19 釬焊接頭力學(xué)性能數(shù)據(jù) 

Table 3 Tensile properties of Ti150-TC19 brazed joints

2.4 接頭斷口分析

真空釬焊接頭拉伸試樣的斷口宏觀及微觀形貌照片如圖 5 所示?圖 5a 是室溫拉伸后斷口的低倍形貌，斷口的裂紋源于上方有缺陷的區(qū)域，斷口缺陷處有放射狀的痕跡；圖 5b 是圖 5a 中沒有缺陷處的高倍微觀組織照片，可以看出釬縫斷裂界面有微觀撕裂的痕跡；圖 5c?5d?5e 分別為室溫?高溫 500 ℃?高溫 550 ℃釬焊接頭拉伸試樣宏觀斷裂照片，室溫釬焊接頭斷口比較平齊，斷后伸長率?斷面收縮率都很小，斷定真空釬焊接頭室溫?cái)嗔烟卣鳛榇嘈詳嗔眩?00 ℃?550 ℃釬焊接頭斷口均斷于 Ti150 基體，斷后伸長率?斷面收縮比較高，體現(xiàn)了基體材料在熱循環(huán)后的基體特性，用 B-Ti57CuZrNi 鈦基釬料，通過真空度優(yōu)于1 ×10-2Pa,930 ℃/35 min 工藝釬焊高溫鈦合金 Ti150 與 TC19 鈦合金，Ti150 基體端明顯有延伸塑性變形，均斷于 Ti150 基體上或近 Ti150 端面上?

3、結(jié)論

(1) 采用 B-Ti57CuZrNi 非晶合金箔帶作為中間層合金，在真空條件 930 ℃/35 min 下釬焊高溫鈦合金 Ti150 與 TC19 異種鈦合金是合理可行的，釬焊接頭室溫抗拉強(qiáng)度 955.3 MPa, 高溫 500 ℃抗拉強(qiáng)度達(dá)到 540.0 MPa, 斷后伸長率為 10.5%, 高溫 550℃抗拉強(qiáng)度達(dá)到 505.7 MPa, 斷后伸長率為 9.8%?

(2) 焊接接頭室溫拉伸斷口斷裂于焊縫，為脆性斷裂；焊接接頭高溫 500 ℃?550 ℃拉伸斷口均斷于 Ti150 基體上或近 Ti150 端面上，Ti150 基體端有明顯延伸塑性變形?

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（注，原文標(biāo)題：Ti150與TC19異種鈦合金釬焊工藝與接頭性能研究）