李 鵬, 李京龍, 熊江濤, 張賦升, 霍立鵬

(1.西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,西安 710072;2.西北工業(yè)大學(xué)摩擦焊接陜西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,西安 710072)

TC4鈦合金具有比強(qiáng)度高、熱穩(wěn)定性好、重量輕等優(yōu)點(diǎn),但價(jià)格較高,1Cr18Ni9Ti不銹鋼具有優(yōu)異的機(jī)械性能、耐腐蝕性和耐高溫性,同時(shí)價(jià)格低廉。二者構(gòu)成的復(fù)合構(gòu)件能充分發(fā)揮兩種材料在性能上和經(jīng)濟(jì)上的優(yōu)勢(shì)互補(bǔ)[1],在航空、航天、化工以及海洋油田等領(lǐng)域的關(guān)鍵部件制造中應(yīng)用廣泛[2]。眾所周知,鈦合金和不銹鋼焊接時(shí)存在兩方面問(wèn)題：一是TC4中的Ti元素在焊接過(guò)程中易和1Cr18Ni9Ti中的Fe,C元素形成TiFe,TiFe2,Fe2Ti4O及TiC等脆性的金屬間化合物[3],二是1Cr18Ni9Ti線膨脹系數(shù)(19×10-6℃-1)約為 TC4線膨脹系數(shù)(8.8× 10-6℃-1)的 2倍,焊接冷卻過(guò)程中接頭產(chǎn)生較大內(nèi)應(yīng)力,兩方面問(wèn)題導(dǎo)致采用熔焊、釬焊、摩擦焊以及爆炸焊等方法均難以得到高性能接頭以及解決接頭相容性問(wèn)題。采用添加中間層的真空擴(kuò)散焊方法可以解決以上難題,從而獲得性能優(yōu)異的焊接接頭。

目前報(bào)道的擴(kuò)散焊接鈦及鈦合金與不銹鋼的中間層主要有 Ni[4],Cu[2,5],Al[6,7]以及 Ni+Cu[8,9]等,研究中發(fā)現(xiàn)這些中間層組配與母材會(huì)生成復(fù)雜脆性相以及不能完全阻止Ti元素穿過(guò)中間層與Fe反應(yīng),強(qiáng)度最高達(dá)到322MPa,有必要進(jìn)一步提高?；赥i,Nb無(wú)限固溶以及Nb具有熔點(diǎn)高和原子激活能高的特點(diǎn),可以完全阻擋Ti元素穿過(guò)中間層與Fe元素發(fā)生反應(yīng),另外,Ni與Nb反應(yīng)生成金屬間化合物種類較少,且生成的金屬間化合物Ni3Nb在室溫下具有較高的強(qiáng)度與塑性(沿[110]方向的抗拉強(qiáng)度可達(dá)到500MPa,延伸率高達(dá)17.5%[10]),同時(shí),Ni和不銹鋼有很好的相容性[4],因此,Ni+Nb中間層組配成為擴(kuò)散焊接二者的優(yōu)選方案。李鵬等人[11]研究了50μm純Ni箔+10μm純Nb箔復(fù)合中間層擴(kuò)散焊接工業(yè)純鈦TA2與1Cr18Ni9Ti不銹鋼,結(jié)果表明,Ni箔厚度太大成為了制約二者之間優(yōu)異接頭獲得的主要因素,且工藝規(guī)范較為簡(jiǎn)單,導(dǎo)致結(jié)果并不理想?；谝陨系姆治?本工作繼續(xù)選擇以 Ni+ Nb組配作為中間層對(duì)TC4與1Cr18Ni9Ti進(jìn)行擴(kuò)散連接,研究了不同擴(kuò)散焊工藝對(duì)接頭界面結(jié)合、組織結(jié)構(gòu)的影響,測(cè)試了接頭的力學(xué)性能,并對(duì)接頭以及斷口微觀組織和成分分布進(jìn)行了分析。

1 試驗(yàn)方案

試驗(yàn)所用材料為市售TC4鈦合金和1Cr18Ni9Ti不銹鋼,化學(xué)成分列于表 1中。中間層材料為厚度10μm的Ni箔和Nb箔,純度均為99.9%。

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 1Cr18Ni9Tiand TC4(mass fraction/%)

將TC4和1Cr18NiTi分別加工成φ30mm×3mm的圓片狀試件用于接頭分析,以及φ30mm×30mm的圓柱狀試件用于接頭拉伸強(qiáng)度試驗(yàn)。將 TC4和1Cr18Ni9Ti的待焊面用1500#SiC水砂紙打磨光滑,用Keller試劑(HF,HCl,HNO3,H2O分別為1mL,1. 5m L,2.5mL和95mL)清洗去除TC4氧化膜,經(jīng)去離子水清洗后,將其與1Cr18Ni9Ti和中間層材料Ni箔、Nb箔一起置于無(wú)水乙醇中超聲波清洗5min,冷風(fēng)吹干備用。擴(kuò)散焊設(shè)備為真空輻射加熱擴(kuò)散焊爐(FJK-2型,西北工業(yè)大學(xué))。實(shí)驗(yàn)采用1Cr18Ni9Ti/ Ni/Nb/TC4的裝卡順序,將圓片狀分析試樣以及圓柱狀拉伸試樣一起沿軸向疊放入爐腔內(nèi)上下壓頭間并加壓,兩組試樣之間加阻焊層。隨后以圖 1所示常規(guī)工藝參數(shù)即以10℃/m in升到 900～950℃,壓力3MPa,保溫60min,另外一組以圖2所示階梯狀工藝參數(shù)即以10℃/min升到800℃,壓力10MPa,保溫60min,隨后升到880～960℃,壓力1MPa和保溫時(shí)間30min進(jìn)行焊接。

圖1 常規(guī)工藝示意圖Fig.1 Conventional p rocessing parameters

焊接結(jié)束后,圓片試樣焊后垂直焊縫切割,經(jīng)打磨、拋光后,用10m lHF+10m lHNO3+60mlH2O溶液及5gFeCl3+15m lHCl+60mlH2O溶液分別腐蝕TC4和1Cr18Ni9Ti后,利用光學(xué)顯微鏡(OM,OLYMPUS-PMG3)和掃描電鏡(SEM,JSM-6390A)進(jìn)行接頭顯微組織分析,用掃描電鏡上配備的能譜儀進(jìn)行接頭成分分析。焊后試樣按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn) GB/ T2651—2008加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣,在Instron3382型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上以0.5mm/min的加載速率進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸斷口采用掃描電鏡及能譜儀進(jìn)行斷口形貌和元素分布分析。

圖2 階梯狀工藝示意圖Fig.2 Ladder-like processing parameters

2 結(jié)果與分析

2.1 工藝參數(shù)對(duì)接頭界面結(jié)合質(zhì)量的影響

圖3所示為常規(guī)工藝下接頭金相照片,可以看出,母材TC4與中間層Nb之間及中間層Ni與Nb之間的結(jié)合均良好,沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯孔洞,而母材1Cr18Ni9Ti與中間層Ni之間依然殘留有間斷的長(zhǎng)條狀孔洞,且 900℃條件下的接頭空洞數(shù)量明顯多于 950℃下的數(shù)量,這些孔洞的存在將成為裂紋源,直接影響接頭的結(jié)合質(zhì)量及其力學(xué)性能。

圖3 常規(guī)工藝參數(shù)接頭金相照片F(xiàn)ig.3 Op ticalmicrographs of the joints bonded by conventional processingmethod at 900℃(a)and 950℃(b)

圖4 TC4與1Cr18Ni9Ti屈服強(qiáng)度-溫度變化曲線[12]Fig.4 Yield strengths of TC4 and 1Cr18Ni9Ti as a function of temperature

結(jié)合圖4所示TC4與1Cr18Ni9Ti的屈服強(qiáng)度-溫度變化曲線可知,隨著溫度的升高,兩者的屈服強(qiáng)度不同程度的降低,使得材料表面的凸起越容易被壓扁,并且溫度越高其蠕變性能越好,從而在焊接過(guò)程中更容易使界面孔洞減小。常規(guī)工藝 950℃條件下孔洞仍沒(méi)有完全消失,究其原因,從1Cr18Ni9Ti的屈服強(qiáng)度-溫度變化曲線可推知焊接溫度下1Cr18Ni9Ti的屈服強(qiáng)度約為幾十MPa,而真空擴(kuò)散連接中施加的壓力為 3MPa,此時(shí)還不能完全使1Cr18Ni9Ti表面凸起屈服而被壓扁,以至于界面上殘留下的孔洞在保溫階段結(jié)束后仍留在中間層Ni與母材1Cr18Ni9Ti之間?？梢?致使界面孔洞存在的主要因素是施加的壓力不足以使1Cr18Ni9Ti界面凸起產(chǎn)生大的塑性變形,這就需要增大壓力。然而,高溫下增大壓力會(huì)使TC4產(chǎn)生宏觀大變形。為解決此問(wèn)題,本研究將工藝分成兩步：首先在 TC4變形不嚴(yán)重的稍低溫度下使用大的壓力使接頭界面緊密結(jié)合,然后升高溫度降低壓力使原子進(jìn)行充分?jǐn)U散。TC4的再結(jié)晶開始溫度為 850℃,結(jié)束溫度為 950℃[12],由于在再結(jié)晶溫度以上金屬材料難以承受較高的壓力,因此下限溫度要應(yīng)低于 850℃。從圖4曲線可以推測(cè)出,800℃下TC4的屈服強(qiáng)度約為40MPa,1Cr18Ni9Ti的屈服強(qiáng)度約為98MPa,在下限溫度800℃施加10MPa的壓力既能使界面產(chǎn)生塑性變形而被壓實(shí),又能使TC4在宏觀上不發(fā)生大的變形。圖 5所示為幾組階梯狀工藝焊接接頭金相照片,可以看出,采用階梯狀工藝參數(shù)方法后得到了可靠接頭,位于Ni與1Cr18Ni9Ti之間的接頭界面孔洞幾乎完全消失,中間層與母材之間結(jié)合良好,接頭結(jié)合率幾乎達(dá)到了100%。

圖5 階梯狀工藝參數(shù)接頭金相照片F(xiàn)ig.5 Opticalmicrographs of the joints bonded by ladder-like processingmethod at 900℃(a), 920℃(b),940℃(c)and 960℃(d)

2.2 接頭的力學(xué)性能及斷面分析

對(duì)焊后接頭進(jìn)行了拉伸試驗(yàn),常規(guī)工藝 900℃和 950℃焊接接頭的強(qiáng)度分別為 120MPa和240MPa,僅為1Cr18Ni9Ti母材拉伸強(qiáng)度(520MPa)的 46%,遠(yuǎn)遠(yuǎn)達(dá)不到使用要求。對(duì)其斷口形貌和成分分析得出,采用常規(guī)工藝參數(shù)方法進(jìn)行真空擴(kuò)散連接,接頭斷裂于Ni-Nb形成的金屬間化合物以及Ni與不銹鋼之間,由于這種工藝方法不能完全消除界面孔洞,從而使接頭拉伸強(qiáng)度不能完全表現(xiàn)為界面產(chǎn)物的性能,接頭處形成的新相的性能沒(méi)有充分體現(xiàn)出來(lái),成為導(dǎo)致常規(guī)工藝參數(shù)方法下接頭強(qiáng)度低的主要原因。由于該工藝接頭強(qiáng)度太低而不具工程應(yīng)用意義。

圖6所示為采用階梯狀工藝參數(shù)不同保溫溫度焊接得到的接頭拉伸強(qiáng)度曲線,可以看出,接頭強(qiáng)度在900℃保溫時(shí)已經(jīng)達(dá)到了396MPa,強(qiáng)度提升相當(dāng)明顯。

圖6 階梯狀工藝參數(shù)接頭的拉伸強(qiáng)度Fig.6 Tensile strength of the joints bonded by ladder-like processingmethod

為了明確斷口的位置以及斷口成分,對(duì)上述五個(gè)工藝條件下的接頭斷口分別進(jìn)行了SEM和EDS分析。不同工藝下的斷口形貌如圖 7所示。

圖7 接頭斷口形貌Fig.7 Typical fracturemorphologies of the joints bonded at 880℃(a),900℃(b), 920℃(c),940℃(d)and 960℃(e)(TC4 side)

可以看出,五種接頭斷口的微觀表面均有形狀不規(guī)則的凸臺(tái)出現(xiàn)。凸臺(tái)的出現(xiàn)表明,在拉伸的過(guò)程中,接頭界面產(chǎn)生了撕裂,裂紋沿界面區(qū)不同反應(yīng)層擴(kuò)展。與其它接頭相比,900℃溫度條件下的接頭斷口多以大塊狀凸臺(tái)出現(xiàn),如圖 7b所示,最大凸臺(tái)尺寸約為 578μm×127μm。在 880℃條件下,斷口微觀表面比較平齊,凸臺(tái)較少。高于 900℃時(shí),接頭斷口以小塊狀的凸臺(tái)分布,并且隨溫度的升高,斷口表面凸臺(tái)的尺寸及數(shù)量也有較少的趨勢(shì),分別如圖7c～e所示,在 920℃,940℃與 960℃溫度條件下的接頭斷口表面凸臺(tái)最大尺寸分別約為 172μm× 69μm,99μm×98μm與79μm×77μm。結(jié)合前面的拉伸強(qiáng)度結(jié)果,分析認(rèn)為,凸臺(tái)尺寸大小及數(shù)量在一定程度上間接反映了接頭強(qiáng)度的高低,凸臺(tái)尺寸越大,數(shù)量越多,接頭強(qiáng)度越高。對(duì)900℃斷口 EDS分析結(jié)果表明,點(diǎn)(成分為64.7%Ni+35.3%Nb,點(diǎn)Ⅱ成分為60.8%Ni+39.2%Nb,結(jié)合Ni-Nb二元相圖[13]可推測(cè)出斷口相組成,即凸臺(tái)區(qū)域主要為Ni3Nb相,基底區(qū)域?yàn)镹i3Nb+Ni6Nb7(少量)混合相,表明接頭斷裂在Ni-Nb反應(yīng)層上,且在接頭斷裂的過(guò)程中,裂紋并不是沿著一個(gè)面進(jìn)行,接頭界面產(chǎn)生一定的撕裂,致使斷口表面產(chǎn)生凸臺(tái)。

2.3 階梯狀工藝接頭組織的演變

圖8所示為階梯狀工藝上限溫度 900℃保溫下接頭端面掃描電鏡形貌及能譜線掃描分析結(jié)果。

圖8 接頭微觀組織形貌及能譜分析結(jié)果(900℃)Fig.8 Microstructure and EDS results of the joint bonded at 900℃

由Ti,Al,V,Fe,Cr,Ni,Nb等元素的分布曲線可知,在接頭界面處存在三層擴(kuò)散區(qū)：中間層 Ni與1Cr18Ni9Ti中的Fe,Cr元素相互擴(kuò)散形成的擴(kuò)散區(qū);中間層Nb與TC4中的Al,V元素相互擴(kuò)散形成的擴(kuò)散區(qū);中間層Ni,Nb之間相互擴(kuò)散形成的Ni-Nb反應(yīng)區(qū)。還發(fā)現(xiàn)Nb元素分布曲線上存在兩個(gè)臺(tái)階：一個(gè)是Nb元素的臺(tái)階曲線,表明Nb還有殘留;一個(gè)是Ni-Nb擴(kuò)散反應(yīng)形成的臺(tái)階曲線,表明有金屬間化合物的生成。金屬Nb的剩余說(shuō)明了雙層Ni+Nb中間層完全阻止了母材中Fe,Ti元素的相互擴(kuò)散而形成脆性的Fe-Ti金屬間化合物。另外, 1Cr18Ni9Ti中的Fe,Cr原子向中間層擴(kuò)散的過(guò)程終止于Ni層,而TC4中Ti原子向中間層擴(kuò)散的過(guò)程終止于Nb層。中間層Ni一方面與1Cr18Ni9Ti母材相互擴(kuò)散,一方面與 Nb發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)生成金屬間化合物,最后幾乎消耗完。

在接頭過(guò)渡區(qū)內(nèi)的特征區(qū)進(jìn)行EDS點(diǎn)掃描,測(cè)出每個(gè)點(diǎn)的元素成分及百分含量,根據(jù)元素的百分含量以及結(jié)合相圖推測(cè)出每個(gè)區(qū)域的相組成,結(jié)果如表2所示。Ni與1Cr18Ni9Ti中的Fe,Cr元素相互擴(kuò)散形成Fe-Cr-Ni固溶體(A區(qū)),Nb與TC4中元素互擴(kuò)散形成Nb-Ti固溶體,由于Nb為β穩(wěn)定元素,可降低 α→β的轉(zhuǎn)變溫度,焊接結(jié)束后的冷卻過(guò)程中 β分解成針狀的 α+β組織[14](D區(qū)),同時(shí),中間層Ni,Nb元素在界面上發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)形成了以Ni3Nb為主加少量的Ni6Nb7的金屬間化合物混合層(B區(qū))。結(jié)合前面的斷口分析中可知,決定接頭力學(xué)性能主要為該Ni-Nb反應(yīng)層,斷裂均發(fā)生在這一區(qū)域。

表2 對(duì)應(yīng)的點(diǎn)掃元素含量及相組成(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS results and phase composition of the fracture surface(atom fraction/%)

3 結(jié)論

(1)采用10μmNi+10μmNb作為中間層,以1Cr18Ni9Ti/Ni/Nb/TC4的裝配順序進(jìn)行真空擴(kuò)散連接可以有效阻止Ti元素?cái)U(kuò)散到1Cr18Ni9Ti中去,從而抑制了接頭界面形成脆性Fe-Ti金屬間化合物。

(2)采用階梯狀工藝能夠阻止界面孔洞的出現(xiàn),各個(gè)溫度下的結(jié)合率幾乎均為 100%,進(jìn)而提高了接頭連接質(zhì)量,最大強(qiáng)度在階梯狀工藝上限溫度900℃時(shí)獲得,為396MPa。

(3)接頭界面過(guò)渡區(qū)自不銹鋼側(cè)依次形成 Fe-Cr-Ni固溶體、Ni-Nb反應(yīng)層、殘余Nb及Nb-Ti固溶體,從微觀上證實(shí)剩余Nb層阻止了Fe-Ti元素的互擴(kuò)散。

(4)接頭斷裂于 Ni-Nb反應(yīng)層,該層是由Ni3Nb和少量Ni6Nb7金屬間化合物組成的混合層,為接頭過(guò)渡區(qū)關(guān)鍵環(huán)節(jié)。

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