前言

高溫鈦合金在航空發(fā)動機(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(Ti-5.5Al-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280mm,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

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

表2 TC19合金化學(xué)成分

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1x10-2Pa,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/6S977-2004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1000℃),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a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165μm,在基體上存在一個(gè)約40μm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)?50μmx320μm,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955.3MPa,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505.7MPa,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1x10-2Pa,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℃/35min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955.3MPa,高溫500℃抗拉強(qiáng)度達(dá)到540.0MPa,斷后伸長率為10.5%,高溫550℃抗拉強(qiáng)度達(dá)到505.7MPa,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。

參考文獻(xiàn):

[1]段銳，蔡建民，李臻熙.初生a相含量對近a鈦合金TG6拉伸性能和熱穩(wěn)定性的影響[J].航空材料學(xué)報(bào)，2007,27(3):17-22.

DUAN Rui,CAI Jianmin,LI Zhenxi. Effect of Primary a Phase Volume Fraction on Tensile Property and Ther-mal Stability of Near-Alpha TG6 Titanium Alloy[J].Journal of Aeronautical Materials,2007,27(3):17-22.

[2]蔡建民，李臻熙，馬濟(jì)民，等.航空發(fā)動機(jī)用600℃高溫鈦合金的研究與發(fā)展[J].材料導(dǎo)報(bào),2005，19(1):50-53.

CAI Jianmin,LI Zhenxi,MA Jimin,et al.Research and Development of 600℃ High Temperature Titanium Al-loys for Aeroengine[J]. Materials Review,2005，19(1):50-53.

[3]Chandler H. Heat Treater's guide, Practices and proce-dures for nonferrous alloy[M].ASM: The Materials In-formation Society,1996:511-513.

[4]中國航空材料手冊編輯委員會.中國航空材料手冊(第2版,第4卷)[M].北京:中國標(biāo)準(zhǔn)出版社,2002.

[5] Heberard X, Hourcade M, Ferriere G, et al. Low tem-perature brazing(680℃)to Ti-6%Al-4%V titanium al-loy[J]. Titanium'80 Science and Technology, 1980:2415-2422.

[6]Kaarlela W T, Margolis W S. Development of the Ag-Al-Mn brazing filler metal for titanium[J]. Welding journal, 1974, 53: 629-636.

[7]Well R R. Low temperature large-area brazing of dam-age tolerant titanium structures[J]. Welding Journal,1975,54(10):348-356.

[8] Onzawa T, Suzumura A, Ko M W. Brazing of titanium using low-melting-point Ti-based filler metals[J].Welding Journal,1990,69(12):462-467.

[9] Pang S J, Sun L L, Xiong H P, et al. A multicompo-nent TiZr-based amorphous brazing filler metal for high-strength joining of titanium alloy[J]. Scripta Ma-terialia,2016,117:55-59.

[10]張秋平,張永壽.鈦合金用釬焊材料的工藝發(fā)展現(xiàn)狀[J].飛航導(dǎo)彈，2005(7):56-64.

ZHANG Qiuping,ZHANG Yongshou. Development of brazing materials for titanium alloys[J]. Winged Mis-siles Journal,2005(7):56-64.

[11]李曉紅，熊華平，張學(xué)軍.先進(jìn)航空材料焊接技術(shù)[M].北京:國防工業(yè)出版社2012.

[12]張啟運(yùn)，莊鴻壽.釬焊手冊[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社,1998.

[13]李萬強(qiáng).鈦合金TC6與TC11高頻感應(yīng)釬焊工藝[J].電焊機(jī),2017,47(05):77-81.

LI Wanqiang. Study on high frequency induction braz-ing of TC6 and TC11 titanium alloy[J]. Electric Weld-ing Machine,2017,47(05):77-81.

[14]Shapiro A, Rabinkin A. State of the art of titanium-based brazing filler metals[J]. Welding Journal,2003,82(10):36-43.

[15]Ren H S, Xiong H P, Chen B, et al. Vacuum brazing of Ti3Al-based alloy to TiAl using TiZrCuNi(Co) fill-ers[J]. Journal of Materials Processing Technology,2015,224:26-32.

[16]Ren H S, Xiong H P, Pang S J, et al. Microstructures and mechanical properties of transient liquid-phase diffusion-bonded Ti3Al/TiAl joints with TiZrCuNi inter-layer[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2016，47:1668-1676.

[17]趙而團(tuán)，孔凡濤，肖樹龍，等.IMI834高溫鈦合金熔模鑄造充型性能[J].中國有色金屬學(xué)報(bào)，2010，20:843-846.

ZHAN Ertuan,KONG Fantao,XIAO Shulong,et al.In-vestment casting mold filling capacity of high tempera-ture titanium alloy IMI834[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2010,20:833-846.

[18]郭萬林,李天文,淮軍鋒,等.高溫鈦合金TG6釬焊工藝與接頭組織分析[J].航空制造技術(shù)，2007，291:195-196.

GUO Wanlin,LI Tianwen,HUAI Junfeng,et al. Brazing Technology and Joint Microstructure Analysis of High Temperature Titanium Alloy TG6[J]. Aeronautical Manufacturing Gechnology,2007,291:195-196.

[19]E.A.鮑利索娃,鈦合金金相學(xué)[M].陳石卿譯,北京:

國防工業(yè)出版社,1986.

[20]郭萬林，李天文.鈦合金釬縫中元素的擴(kuò)散行為研究[J].稀有金屬，2001(5):345-348.

GUO Wanlin,LI Tianwen. Study on Diffusion Behavior of Elements in Brazing Joint of Titanium Alloys[J]. Chi-nese Journal of Rare Metals,2001(5):345-348.

（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）