異質(zhì)鈦合金蜂窩結(jié)構(gòu)釬焊工藝研究*

靜永娟，蘇娣瑤，高興強(qiáng)，岳喜山

（1.中航工業(yè)北京航空制造工程研究所，北京 100024；2.航空焊接與連接技術(shù)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100024）

金屬蜂窩夾層結(jié)構(gòu)具有高比強(qiáng)度、耐高溫、隔熱、隔音和耐蝕等優(yōu)點(diǎn)，在國(guó)內(nèi)外航空、航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-3]，是一種極具應(yīng)用潛力的新型結(jié)構(gòu)，如鈦合金蜂窩夾層結(jié)構(gòu)已應(yīng)用于飛機(jī)機(jī)身、機(jī)翼、發(fā)動(dòng)機(jī)短艙排氣噴嘴等部位。鈦合金蜂窩夾層結(jié)構(gòu)可采用釬焊技術(shù)進(jìn)行制造。研究發(fā)現(xiàn)，鈦合金釬焊構(gòu)件失效的主要因素包括以下幾方面：（1）釬焊工藝導(dǎo)致鈦合金的顯微組織發(fā)生改變，嚴(yán)重降低基體材料的機(jī)械性能；（2）在釬焊過(guò)程中，母材和釬料合金會(huì)發(fā)生反應(yīng)生成化合物，成為焊接結(jié)構(gòu)失效的隱患[4-5]；（3）釬焊界面的微觀組織和基體材料組織的剛性不匹配，構(gòu)件的釬焊部分局部變形不協(xié)調(diào)，成為焊接結(jié)構(gòu)的薄弱環(huán)節(jié)。

隨著鈦合金釬焊技術(shù)水平的提高，國(guó)內(nèi)近幾年對(duì)鈦合金釬焊結(jié)構(gòu)的了解越來(lái)越深入[3,6-8]，同時(shí)也開(kāi)展了對(duì)鈦合金蜂窩夾層結(jié)構(gòu)釬焊制造技術(shù)的研究[4-5,9-11]，包括同質(zhì)或異質(zhì)材料蜂窩結(jié)構(gòu)的釬焊工藝研究[4,11]、界面組織演變分析[4]或界面組織結(jié)構(gòu)分析[10]等。研究表明，與TiNi3（Cu，Zr）化合物相比，Ti（Ni，Zr，Cu）和Ti固溶體晶胞不僅具有較高的強(qiáng)度，還具有相對(duì)良好的塑性，而TiNi3（Cu，Zr）化合物相的連續(xù)分布對(duì)釬焊界面的強(qiáng)度和塑性不利[10]。進(jìn)一步分析發(fā)現(xiàn)，TC1鈦合金在930℃、保溫15min和一定釬料添加量條件下，釬焊蜂窩結(jié)構(gòu)的界面會(huì)出現(xiàn)TiNi3（Cu，Zr）化合物相，當(dāng)其尺寸細(xì)小、分布彌散時(shí)不會(huì)影響界面強(qiáng)度水平，相應(yīng)鈦合金蜂窩夾層結(jié)構(gòu)釬焊試件的拉脫強(qiáng)度平均值較高，可達(dá)17MPa[4]。

釬焊過(guò)程對(duì)鈦合金基體微觀組織和基本性能的影響是制定合理釬焊工藝的關(guān)鍵因素之一，尤其是對(duì)特殊結(jié)構(gòu)形式的鈦合金零件。本研究針對(duì)鈦合金蜂窩結(jié)構(gòu)，分析釬焊工藝參數(shù)對(duì)材料微觀組織、相變點(diǎn)和剛度及屈服強(qiáng)度的影響，獲得合理的釬焊工藝，以期為鈦合金蜂窩結(jié)構(gòu)的釬焊制造技術(shù)提供理論依據(jù)和參考。

試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為熱處理狀態(tài)TC4板材和TC1箔材，厚度分別為0.6mm和0.05mm。采用釬料為鈦基釬料，呈箔帶狀，成分為T(mén)i-37.5Zr-15Cu-10Ni（重量百分比），厚度為0.05mm。通過(guò)金相顯微鏡和掃描電鏡觀察釬焊界面組織及界面兩側(cè)的基體材料組織。

圖1為釬焊金相試樣示意圖，釬焊工藝見(jiàn)表1。試驗(yàn)參照ASTM E8/E8M-11Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials。采用拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，得出其基本力學(xué)性能，指標(biāo)包括彈性模量、泊松比、屈服強(qiáng)度和極限強(qiáng)度。

試驗(yàn)結(jié)果及分析

1 釬焊溫度對(duì)TC1箔材微觀組織和相變點(diǎn)的影響

圖1 釬焊金相試樣示意圖Fig.1 Schematic of metallography specimens

表1 釬焊工藝

不同釬焊溫度下釬焊界面組織的典型形貌如圖2所示。在保溫時(shí)間為30min、釬料添加量不變的條件下，隨著釬焊溫度由865℃向905℃逐漸升高，首先，TC1箔帶原始雙態(tài)組織形貌逐漸消失，并由雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀孪嘟M織，見(jiàn)圖2（a）～（c），且β相晶粒的生長(zhǎng)方向與釬焊界面幾乎垂直；其次，釬焊界面寬度逐漸增大，且隨著釬焊溫度提高，β相晶粒明顯粗化，如圖2（d）～（e）所示。

TC1鈦合金為一種低強(qiáng)度、高塑性的近α型鈦合金，在平衡狀態(tài)下由α相和少量β相組成。TC1鈦合金含有2% α穩(wěn)定元素Al和1.5%β穩(wěn)定元素Mn，而鈦合金中β穩(wěn)定元素增加會(huì)導(dǎo)致其α+β→β轉(zhuǎn)變的相變點(diǎn)降低。根據(jù)航空材料手冊(cè)，TC1鈦合金發(fā)生α+β→β轉(zhuǎn)變的溫度為920～930℃。試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)釬焊溫度為865℃和875℃時(shí)，TC1箔帶呈現(xiàn)雙態(tài)組織特征，見(jiàn)圖2（a）和（b），但在 875℃下 TC1箔帶已有部分呈現(xiàn)針狀β組織特征，此時(shí)雙態(tài)組織特征部位的寬度僅為10μm左右（初始厚度為0.05mm，即50μm），見(jiàn)圖 2（b）。分析認(rèn)為，這歸因于釬料元素中β相穩(wěn)定元素由釬料合金向TC1箔材擴(kuò)散，導(dǎo)致材料β相轉(zhuǎn)變溫度下降。

釬料合金為T(mén)i-37.5Zr-15Cu-10Ni四元合金，Zr屬于典型的β穩(wěn)定元素，且釬料中Zr元素的含量較高，導(dǎo)致界面兩側(cè)母材中Zr元素含量升高，如表2所示，位置1、2分別對(duì)應(yīng)圖2（b）中位置。因此，在釬焊過(guò)程中，TC1鈦合金相變點(diǎn)會(huì)降低。

通常，合金元素的擴(kuò)散能力隨著溫度的升高而提高，在較高的釬焊溫度下，釬料元素（如Zr）更易于擴(kuò)散到界面兩側(cè)的母材中，因此，當(dāng)釬焊溫度在885～905℃范圍時(shí)，TC1箔帶組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏象w組織，見(jiàn)圖2（c）～（e）。

圖2 釬焊界面金相組織Fig.2 Metallography microstructure of the brazed joints

當(dāng)鈦合金由雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)棣陆M織時(shí)，材料的強(qiáng)度會(huì)提高但塑性會(huì)降低，而當(dāng)其塑性降低時(shí)會(huì)不利于整體結(jié)構(gòu)的協(xié)調(diào)變形能力，因此，根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果釬焊溫度不宜高于875℃。

2 釬焊工藝對(duì)TC4板材微觀組織和相變點(diǎn)的影響

在相變點(diǎn)以下溫度，隨著熱處理溫度升高，材料晶粒組織會(huì)長(zhǎng)大、粗化，對(duì)其剛度、屈服強(qiáng)度等力學(xué)性能均產(chǎn)生不利影響。TC4鈦合金在室溫平衡狀態(tài)下由α和β相組成，β相含量為8%～10%，α+β→β轉(zhuǎn)變的相變點(diǎn)為980～1010℃。圖3為釬焊溫度為875℃時(shí)，不同保溫時(shí)間下TC4鈦合金微觀組織。本試驗(yàn)采用的釬焊溫度屬于α+β相區(qū)的中低溫區(qū)，冷卻速度為爐冷，未見(jiàn)有馬氏體型α′相、次生α相等相生成。

釬焊溫度為875℃，隨著保溫時(shí)間（分別為 30min、60min、90min）延長(zhǎng)，TC4鈦合金未發(fā)生相變，但晶粒尺寸逐漸長(zhǎng)大，平均晶粒尺寸分別為9μm、11μm和12μm，β相體積分?jǐn)?shù)未見(jiàn)明顯變化。因此，該釬焊溫度下TC4鈦合金未發(fā)生相變。

采用相同釬焊工藝作為熱處理工藝，對(duì)TC4板材進(jìn)行熱處理，對(duì)比熱處理前后板材屈服強(qiáng)度、泊松比和彈性模量的變化，測(cè)試結(jié)果列于表3。當(dāng)釬焊溫度為875℃、保溫時(shí)間不大于60min時(shí)，TC4鈦合金板材的剛度和屈服強(qiáng)度不低于原始材料的86%；隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，TC4板材的性能逐漸降低，直至保溫時(shí)間到90min，板材性能下降至原始性能的84%以下。因此，釬焊保溫時(shí)間不宜超過(guò)90min。為保證釬焊基體材料具有一定的力學(xué)性能可靠性，釬焊溫度不宜過(guò)高、保溫時(shí)間不宜過(guò)長(zhǎng)。

表2 界面元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的能譜分析結(jié)果 %

對(duì)于TC1鈦合金薄壁零件，30min及以上的保溫時(shí)間會(huì)導(dǎo)致基體發(fā)生組織退化，如文中出現(xiàn)的魏氏組織。因此，將零件在釬焊溫度以下略作停留以熱透零件，然后快速升至釬焊溫度進(jìn)行釬焊，保溫時(shí)間建議不超過(guò)15min。

3 釬焊蜂窩結(jié)構(gòu)單元件的拉脫強(qiáng)度

圖3 釬焊后TC4鈦合金的微觀組織Fig.3 Microstructure of the brazed TC4 alloys

表3 TC4板材性能測(cè)試結(jié)果

釬焊鈦合金蜂窩夾層結(jié)構(gòu)單元件見(jiàn)圖4。單元件的制造過(guò)程中，將上下面板與蜂窩芯體間裝配釬料，再將面板與拉頭之間裝配好釬料，最后將單元件放入真空釬焊爐進(jìn)行釬焊。

單元件所用箔帶、板材的種類(lèi)和規(guī)格，以及釬料種類(lèi)和添加量均與釬焊金相試驗(yàn)（圖1）一致，采用釬焊工藝為文中優(yōu)化結(jié)果，即釬焊溫度為865～875℃、保溫 30～60min。單元件失效于蜂窩芯體部位，目視可見(jiàn)芯體發(fā)生塑性變形，單元件平均抗拉強(qiáng)度可達(dá)12MPa。釬焊界面組織如圖5所示，界面未見(jiàn)焊接缺陷，界面組織連續(xù)，無(wú)化合物生成。

圖4 蜂窩結(jié)構(gòu)單元件Fig.4 Unit of the honeycomb structure

圖5 單元件的釬焊界面組織Fig.5 SEM of brazed interface for unit cell

結(jié)論

（1）釬料元素?cái)U(kuò)散會(huì)導(dǎo)致鈦合金相變點(diǎn)發(fā)生改變。在釬焊過(guò)程中，TC1鈦合金在875℃發(fā)生α+β→β相轉(zhuǎn)變，而TC4鈦合金在905℃未發(fā)生α+β→β相轉(zhuǎn)變；

（2）在釬焊溫度為875℃、保溫時(shí)間不大于60min條件下，TC4鈦合金板材的剛度和屈服強(qiáng)度不低于原始材料的86%；

（3）在試驗(yàn)所采用材料規(guī)格下，TC4/TC1鈦合金蜂窩結(jié)構(gòu)的釬焊工藝為 865～875℃、保溫 30～60min；

（4）TC4/TC1鈦合金蜂窩單元件釬焊芯體部位具有較好的塑性變形能力，單元件平均強(qiáng)度可達(dá)12MPa。

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