Ti60 合金氣體保護釬焊接頭組織及性能

李克，徐瑞強，陳明華，隋新坤，辛立軍，伍復(fù)發(fā)

(1.遼寧工業(yè)大學(xué)，遼寧 錦州 121001；2.大連工業(yè)大學(xué)，遼寧 大連 116499；3.唐山學(xué)院，河北 唐山 063000)

0 前言

高溫鈦合金是生產(chǎn)制造領(lǐng)域內(nèi)廣泛運用的輕質(zhì)耐高溫結(jié)構(gòu)材料，當(dāng)前在航空航天、石油化工、交通運輸及軍械方面都有所應(yīng)用。近年來，高溫鈦合金構(gòu)件在工程領(lǐng)域的應(yīng)用更加迫切，高溫鈦合金的廣泛應(yīng)用對其高質(zhì)量連接提出迫切需求[1-3]。Ti60 合金是一種近α 型高溫鈦合金，該材料具有良好的高溫性能、組織穩(wěn)定性能，能在600 ℃以上的高溫環(huán)境內(nèi)長期工作，抗腐蝕能力較強[4-5]。

目前，Ti60 合金的焊接方法主要包括激光焊、鎢極氬弧焊、真空電子束焊、氣體保護釬焊等[6-8]。Ti60合金熔點較高、導(dǎo)熱性較差，且不具備保護的鈦元素化學(xué)活性較大，焊接后在焊縫容易出現(xiàn)晶體粗大、生成金屬化合物的情況，導(dǎo)致焊接接頭出現(xiàn)脆化現(xiàn)象，使得力學(xué)性能受到影響。與其他焊接方法相比，氣體保護釬焊具有加熱溫度低、對母材影響小等優(yōu)點，焊后可以得到晶粒細(xì)小、力學(xué)性能優(yōu)異的釬焊接頭，且在氣體保護條件下焊縫不被污染和氧化，因此非常適用于Ti60 合金的連接。

非晶釬料與普通晶態(tài)釬料相比具有熔點低、耐蝕性好等特點，Ti 基非晶釬料與Ti60 母材潤濕性良好。加入與Ti 元素同族互溶的Zr 元素可進一步降低非晶釬料熔點，避免釬焊過程中發(fā)生母材熔蝕現(xiàn)象，因此選用Ti43Zr27Mo5Cu10Be15非晶釬料進行Ti60合金的釬焊。選用Ti43Zr27Mo5Cu10Be15非晶釬料對Ti60合金進行氣體保護釬焊，探索釬焊溫度、保溫時間的變化對接頭晶化的影響規(guī)律，并著重分析了釬焊工藝對釬焊接頭界面組織及力學(xué)性能的影響。

1 試驗方法

試驗使用的Ti43Zr27Mo5Cu10Be15非晶釬料由DXL-500Ⅱ型非自耗鎢極真空電弧爐制備，通過STA8000同步熱分析儀進行DSC 測試，結(jié)果如圖1 所示。測得其玻璃轉(zhuǎn)變溫度Tg為550 ℃，結(jié)晶溫度Tx為650 ℃，熔點Tm為970 ℃。

圖1 Ti43Zr27Mo5Cu10Be15 非晶合金的DSC 熱分析曲線

將Ti43Zr27Mo5Cu10Be15非晶釬料線切割為40 μm厚度的非晶箔片，其成分見表1。將Ti60 母材加工成10 mm × 10 mm × 2 mm 方形薄板及80 mm × 10 mm ×2 mm 條形薄板，加工尺寸及裝配形式如圖2 所示。試驗開始前，對非晶釬料及Ti60 母材表面進行打磨，去除表面污漬、氧化物等雜質(zhì)，然后將非晶釬料及Ti60母材分別放入丙酮中超聲清洗15 min，清洗完成后將非晶釬料與Ti60 母材在自制卡具中進行裝配固定，然后放入充滿氬氣的KTL-1600 管式爐中進行釬焊。

表1 Ti43Zr27Mo5Cu10Be15 非晶釬料化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

圖2 試樣裝配示意圖

Ti60 鈦合金β 相轉(zhuǎn)變溫度約為1044 ℃，結(jié)合測得的Ti43Zr27Mo5Cu10Be15非晶釬料的熔化溫度970 ℃確定該試驗的釬焊溫度為970～1044 ℃。進行不同釬焊溫度的釬焊試驗時，首先以20 ℃/min 的速率從室溫升至900 ℃，保溫5 min，再以20 ℃/min 的速率升溫至釬焊溫度（1000～1040 ℃），保溫30 min，然后以10 ℃/min 的速率降溫至600 ℃，然后隨爐冷卻至室溫。進行不同保溫時間的釬焊試驗時，升降溫速率為以20 ℃/min，釬焊溫度選擇1020 ℃，保溫時間0～30 min。采用蔡司Axio Vert.A1 倒置式金相顯微鏡、Sigma500 場發(fā)射掃描電子顯微鏡及能譜儀觀察釬焊接頭的界面組織，采用微機控制的電子萬能試驗機進行拉伸試驗。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 釬焊接頭界面組織

圖3 為釬焊溫度1020 ℃，保溫時間30 min 下Ti60接頭釬縫界面結(jié)構(gòu)及形貌。從圖3a 可以看出，釬焊接頭實現(xiàn)了有效連接；根據(jù)接頭界面結(jié)構(gòu)將接頭分為2 個區(qū)域：Ⅰ區(qū)（擴散層）和Ⅱ區(qū)（釬縫）。在釬縫、擴散區(qū)及母材處選取5 個不同的點A～E，表2 為圖3b、圖3c 中A～E 點能譜分析結(jié)果，通過分析可知：A 點和C 點處Ti 元素的含量遠(yuǎn)大于其他元素，這2 處的主要成分是α-Ti；B 點Ti 元素和Cu 元素的原子比大約為2∶1，因此B 點的主要成分為Ti2Cu，由此可知Ⅰ區(qū)（擴散層）的主要成分是α-Ti 和Ti2Cu；D 點和E 點（Ti+Zr）∶Cu 的原子比約為2∶1。Zr 元素在一定程度上可以熔解于Ti2Cu 中，且Zr 元素在Ti43Zr27Mo5Cu10Be15釬料中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)大于Cu 元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，所以Zr 元素熔解于Ti2Cu 化合物中，形成(Ti,Zr)2Cu 金屬間化合物，由此可推斷出Ⅱ區(qū)（釬縫）的主要成分是α-Ti 和(Ti+Zr)2Cu。

表2 圖3 中A～E 點能譜分析（原子分?jǐn)?shù)，%）及可能相

圖4 為Ti60 接頭釬縫的元素分布，從圖4a 中可以看出，釬料區(qū)域出現(xiàn)了本不存在的Al 元素，說明Ti60 合金中的Al 元素向釬料中發(fā)生了擴散。從圖4b中可以看出，在Ti60 母材處和釬料處都有Ti 元素分布。Zr 元素和Ti 元素為同族元素，在α-Ti 和β-Ti 中均可以無限互溶，形成連續(xù)固溶體。從圖4c 中可以看出，Cu 元素主要分布于釬料部分，基本沒有向Ti60 母材處擴散。從圖4d 中可以看出，釬料兩側(cè)擴散層的Zr 元素含量大于Ti60 母材處且小于釬料處，說明Zr 元素由釬料向Ti60 母材發(fā)生了擴散。

圖4 Ti60 接頭釬縫的元素分布

基于以上對Ti60 接頭界面組織和元素的分析可知，在釬焊溫度為1020 ℃、保溫時間為30 min 的工藝條件下，釬縫中發(fā)現(xiàn)有Ti-Cu 金屬間化合物和少量(Ti,Zr)2Cu 金屬間化合物。

2.2 釬焊溫度對Ti60 接頭界面組織的影響

通過觀察釬焊接頭的微觀組織可以看出釬縫和母材的連接情況，進而可分析焊接質(zhì)量和接頭力學(xué)性能[9]。圖5 為保溫時間30 min，釬焊溫度依次為1000 ℃，1020 ℃，1040 ℃下所獲得的Ti60 釬焊接頭界面組織微觀組織。從圖5 可以看出，在以上焊接參數(shù)下，Ti43Zr27Mo5Cu10Be15非晶釬料與Ti60 母材實現(xiàn)了有效的冶金連接，釬縫和兩側(cè)母材連接都比較致密均勻，沒有出現(xiàn)釬料未熔化及未焊透、氣孔等缺陷，說明釬料在此焊接參數(shù)下對Ti60 母材的潤濕性較好。隨著釬焊溫度升高，釬縫兩側(cè)針狀α-Ti 逐漸長大，母材兩側(cè)的擴散區(qū)有連續(xù)分布的棒狀灰白色組織，釬縫區(qū)域存在大塊白色金屬間化合物，其彌散分布在深灰色相中。且隨著釬焊溫度升高，釬縫中的白色相明顯增加。

釬焊溫度為1000 ℃時，釬縫中心區(qū)域的主要成分為釬料原始成分，這是由于較低的釬焊溫度不利于釬料的熔化和擴散，使得釬料與母材熔合不充分。釬焊溫度高于釬料熔點后，釬料逐漸熔化，兩側(cè)母材與液態(tài)釬料相互熔解和擴散，釬料與Ti60 母材實現(xiàn)冶金連接。在隨爐冷卻過程中形成了針狀α-Ti 相及彌散分布的(Ti,Zr)2Cu 相。

釬焊溫度為1040 ℃時，釬縫中心區(qū)域有大量明顯的白色柱狀組織，這種寬大的柱狀組織使釬焊接頭內(nèi)存在較大的應(yīng)力集中，不利于釬焊接頭內(nèi)殘余應(yīng)力的釋放，將會降低釬焊接頭的力學(xué)性能。釬焊溫度為1020 ℃時，焊縫中心區(qū)域有類似網(wǎng)格狀的組織結(jié)構(gòu)，這種不規(guī)則的網(wǎng)格狀組織結(jié)構(gòu)有利于釬焊接頭內(nèi)的殘余應(yīng)力的釋放，能夠減小釬焊接頭的脆性、提高釬焊接頭的力學(xué)性能。

2.3 保溫時間對Ti60 接頭界面組織的影響

圖6 為釬焊溫度1020 ℃、不同保溫時間下釬焊接頭界面的微觀組織。當(dāng)保溫時間較短時，釬料與母材之間元素的擴散與熔解不充分[10]，釬縫厚度較小。隨著保溫時間的延長，釬縫厚度逐漸增加。當(dāng)保溫時間超過15 min 時，接頭界面結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯變化：母材兩側(cè)針狀α-Ti 相長大，逐漸充滿整個焊縫，同時彌散的(Ti,Zr)2Cu 相含量變少。通過以上分析可知，延長保溫時間后兩側(cè)母材向液態(tài)釬料中的熔解愈加充分，釬縫逐漸變寬，同時液態(tài)釬料中Zr，Cu，Ni 等元素向兩側(cè)母材充分?jǐn)U散，使得釬縫內(nèi)這些元素濃度降低且元素分布逐漸趨于均勻。

圖6 不同保溫時間下Ti60 接頭界面組織

1020 ℃ × 30 min 條件下Ti60 合金釬焊接頭組織形貌與線掃描分析結(jié)果如圖7 所示。從圖7 中可以看出，兩側(cè)母材中的Ti 元素含量高于釬縫中的Ti 元素含量，釬縫擴散層處Ti 元素的含量變化曲線呈一定坡度。母材及釬料中的Ti 元素和Zr 元素相互擴散，Zr 元素在釬縫存在元素富集，近釬縫處的母材Zr含量明顯高于其他母材處，這些富集區(qū)域存在大量的Zr 元素及其化合物；Cu 元素和Zr 元素的變化趨勢大致相同，Cu 元素的富集區(qū)和Zr 元素的富集區(qū)也大致相同，該區(qū)域含有大量的Zr，Cu 元素，它們富集形成的化合物為脆性化合物[9]。釬料中的Mo 元素向Ti60 母材中擴散；Ti60 母材中的Al 元素向釬縫中擴散，它們的擴散較少，其含量變化曲線整體波動不明顯。母材和釬料之間元素擴散的情況在一定程度上能夠反映釬焊接頭的焊接質(zhì)量。母材和釬料中的元素擴散良好，焊縫和母材中的元素分布均勻，則釬焊接頭綜合性能良好[11]。

圖7 1020 ℃ × 30 min 條件下Ti60 合金釬焊接頭組織形貌與線掃描分析結(jié)果

2.4 釬焊接頭力學(xué)性能

圖8 為不同釬焊工藝參數(shù)下釬焊接頭的抗拉強度。由圖8 可知，隨著釬焊溫度的升高或保溫時間的延長，接頭抗拉強度先增加后降低。當(dāng)釬焊溫度為1020 ℃、保溫時間為30 min 時，接頭獲得最大抗拉強度為529.6 MPa?，F(xiàn)對以上工藝參數(shù)條件下釬焊溫度對接頭室溫抗拉強度（每個工藝4 個試樣取平均值）的影響進行分析，當(dāng)溫度從1000 ℃升至1020 ℃時，釬焊接頭抗拉強度有較為明顯的提高。當(dāng)溫度從1020 ℃升至1040 ℃時，接頭的抗拉強度小幅度降低，在釬焊溫度1020 ℃時抗拉強度達(dá)到最大值。這是因為在1020 ℃的釬焊溫度下，Ti43Zr27Mo5Cu10Be15釬料熔化程度良好（其熔點為970 ℃），與母材反應(yīng)更加充分，釬縫力學(xué)性能良好。因此，在1020 ℃的釬焊溫度下，接頭抗拉強度較高。隨著溫度繼續(xù)升高，在釬焊溫度為1040 ℃的工藝條件下，晶粒在焊接過程中快速長大，粗大的晶粒導(dǎo)致接頭力學(xué)性能下降，抗拉強度降低[12-14]。對比不同工藝條件下接頭的力學(xué)性能發(fā)現(xiàn)，隨著釬焊溫度的提高，釬焊接頭穩(wěn)定性降低。

圖9 為不同釬焊工藝參數(shù)下Ti60 接頭硬度。6 組焊接參數(shù)分別對應(yīng)2.2，2.3 章節(jié)中的6 組試驗。從圖9中可以發(fā)現(xiàn)，使用Ti43Zr27Mo5Cu10Be15釬料釬焊Ti60合金，釬縫硬度高于擴散區(qū)和母材，且隨著釬焊溫度升高和保溫時間延長，釬縫硬度先升高后降低，母材部分硬度沒有發(fā)生太大變化。釬焊溫度為1020 ℃時，釬焊接頭的整體硬度較低，造成這種現(xiàn)象的原因可能是由于釬焊接頭中的金屬間化合物含量較少。在所有釬焊溫度下，越靠近釬縫的區(qū)域硬度越高，熔合線、母材的硬度依次降低。釬焊接頭區(qū)域的硬度與金屬間化合物的含量和種類有較大聯(lián)系。釬焊溫度過高或過低時，釬焊接頭中金屬間化合物增多，造成釬焊接頭的部分區(qū)域硬度升高[9]。Ti43Zr27Mo5Cu10Be15釬料釬焊Ti60 合金時，在1020 ℃ × 30 min 的參數(shù)下，接頭具有良好的抗拉強度和顯微硬度，綜合力學(xué)性能優(yōu)異。

3 結(jié)論

（1）采用Ti43Zr27Mo5Cu10Be15非晶釬料可以實現(xiàn)Ti60 合金釬焊，在釬焊溫度為1020 ℃、保溫時間為30 min 的焊接條件下，釬縫中發(fā)現(xiàn)有Ti-Cu 金屬間化合物Ti2Cu 和少量(Ti,Zr)2Cu 金屬間化合物。

（2）隨著釬焊溫度的升高或保溫時間的延長，兩側(cè)母材及釬料中的元素相互擴散，Ti60 接頭內(nèi)元素擴散越來越充分。釬縫兩側(cè)的針狀α-Ti 長大，并逐漸充滿整個釬縫。

（3）隨著釬焊溫度的升高或保溫時間的延長，接頭抗拉強度先增加后降低。當(dāng)釬焊溫度為1020 ℃，保溫時間為30 min 時，釬焊接頭獲得最大抗拉強度為529.6 MPa，此參數(shù)下釬焊接頭綜合力學(xué)性能優(yōu)異。