Ti150與TC19異種鈦合金釬焊工藝與接頭性能研究

淮軍鋒，尚泳來(lái)，任海水，丁 寧，靜永娟，郭萬(wàn)林

1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 焊接與塑性成形研究所，北京 100095

2.北京市航空發(fā)動(dòng)機(jī)先進(jìn)焊接工程技術(shù)研究中心，北京 100095

3.空軍裝備部駐北京地區(qū)第六軍事代表室，北京 100024

0 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(jí)壓比。高溫鈦合金Ti150（Ti-5.5Al-4.0Sn-3.5Zr-Nb）與英國(guó)的IMI834相當(dāng)，長(zhǎng)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(guó)20世紀(jì)開(kāi)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(duì)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(guó)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(guó)內(nèi)鈦基釬料逐漸成熟而且形成了多種牌號(hào)，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、BTi38ZrCuNi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(duì)高溫鈦合金Ti150與TC19進(jìn)行連接試驗(yàn)研究。

本研究針對(duì)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(guò)掃描電鏡及力學(xué)性能試驗(yàn)對(duì)接頭組織及接頭性能進(jìn)行了測(cè)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］（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Compositions of titanium alloy Ti150（wt.%）

表2 TC19合金化學(xué)成分［17］（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）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40μm，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(guò)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(duì)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(duì)接拉伸性能測(cè)試試樣，如圖1所示，利用萬(wàn)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(cè)試。

圖1 Q/6S 977-2004中的M2504-S020圖樣Fig.1 M2504-S020 drawing in Q/6S 977-2004

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。

圖2 釬縫微觀組織形貌Fig.2 Microstructure of brazed weld

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(shuō)明此真空釬焊過(guò)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(duì)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(guò)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(zhǎng)?；w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(shuō)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)?50 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(duì)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(guò)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(lái)看擴(kuò)散效果比較理想。

圖3 Ti150-TC19釬縫元素面掃描分布Fig.3 Element plane scanning distribution of Ti150-TC19 brazing weld

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(cè)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(zhǎng)率、斷面收縮率相對(duì)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(cè)試接頭斷后伸長(zhǎng)率（10.5%、9.8%）、斷面收縮率（20.3%、21.3%）相對(duì)都比較高，高溫測(cè)試的斷后伸長(zhǎng)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。

圖4 Ti150/TC19釬焊接頭室溫和高溫拉伸性能平均值Fig.4 Average value of tensile properties at room and high temperature of Ti150/TC19 brazed joint

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(méi)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(zhǎng)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(zhǎng)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(guò)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。

圖5 釬焊試樣斷口微觀宏觀照片F(xiàn)ig.5 Micro and macro photos of fracture surface of brazed sample

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(zhǎng)率為10.5%，高溫550℃抗拉強(qiáng)度達(dá)到505.7 MPa，斷后伸長(zhǎng)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。