淮軍鋒， 郭萬林， 李天文

(北京航空材料研究院，北京100095)

TA15是一種高鋁當(dāng)量近α型鈦合金，具有良好的熱穩(wěn)定性，長時(shí)間工作溫度可達(dá)到500℃［1］;它具有良好的焊接性能和工藝塑性，可制成鍛件及多種規(guī)格型材，已大量用于制造飛機(jī)和發(fā)動(dòng)機(jī)承力結(jié)構(gòu)件，尤其是焊接的承力構(gòu)件［2～5］，有關(guān)TA15鈦合金的熔焊已有較深入的研究;釬焊研究相對比較少，許多鈦合金的復(fù)雜件和精密件的出現(xiàn)，要求對其釬焊進(jìn)行研究。本工作針對TA15鈦合金，選用鈦基非晶箔帶釬料采用不同工藝對該材料進(jìn)行了連接。通過掃描電鏡與能譜等手段，分析了釬焊接頭界面的元素分布及釬焊接頭的組織;同時(shí)對真空釬焊接頭進(jìn)行了力學(xué)性能測試和斷口分析。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 基體材料

實(shí)驗(yàn)用基體材料為TA15合金，加工狀態(tài)為軋制后熱處理狀態(tài)，其化學(xué)成分如表1所示。

1.2 釬焊材料

目前用于鈦合金基體材料的釬焊材料體系較多，硬釬焊用釬料有銀基、鋁基、鈦基和鈀基等［6，7］。考慮到釬焊接頭的工作環(huán)境和接頭強(qiáng)度等方面的要求，常規(guī)的銀基、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，鑒于此，選用了一種鈦基釬料作為目標(biāo)釬料，因?yàn)殁伝F料的釬焊接頭的強(qiáng)度高、耐熱性、耐蝕性均較好，可適用于較惡劣的工作環(huán)境［7］。鈦基釬料有 Ti-Zr-Be，Ti-Cu-Ni，Ti-Zr-Cu-Ni等體系，因?yàn)門i-Zr-Be，Ti-Cu-Ni體系釬料的釬焊溫度偏高，釬焊熱循環(huán)會(huì)對基體材料的綜合性能產(chǎn)生不利影響;本研究選用鈦基釬料為Ti-Zr-Cu-Ni體系的Ti-21Cu-13Zr-9Ni(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同)，在氬氣保護(hù)下熔煉出釬料合金棒，將其裝入石英坩堝采用噴射—激冷凝固方法制備出非晶態(tài)箔帶，厚度約為30μm。

表1 TA15鈦合金化學(xué)成分［4］(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Compositions of titanium alloy TA15(mass fraction/%)

1.3 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，按技術(shù)要求將釬料和試樣裝配好后入爐。采用兩種工藝參數(shù)進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。1#真空釬焊工藝參數(shù):釬焊溫度930℃，保溫時(shí)間15 min，真空度不低于1×10-2Pa;2#真空釬焊+擴(kuò)散處理工藝參數(shù):1#+930℃/60 min擴(kuò)散處理，真空壓強(qiáng)低于1 ×10-2Pa。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭顯微組織分析

圖1是兩種工藝釬縫組織的背散射照片。

在鈦合金中，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［8］。釬料 Ti-21Cu-13Zr-9Ni中銅、鎳的含量總合約為30%，雖然釬焊溫度是930℃，低于TA15鈦合金的β相轉(zhuǎn)變溫度(990～1050℃)，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。從圖1a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，球狀α相消失，降溫冷卻的過程中有片狀α相生成并向釬縫中生長?；w的原始界面已經(jīng)全部弱化，釬縫整體寬度約為125μm，在基體上存在一個(gè)約30μm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;圖1b為釬焊后擴(kuò)散處理的釬縫背散射組織，釬縫整體寬度約為190μm，釬縫組織有明顯的變化，完全由片狀組織組成;圖1c、圖1d分別是圖1a、圖1b釬縫中心局部的放大照片，根據(jù)圖1中不同工藝的焊接接頭的組織對比，釬焊接頭的組織有明顯的變化，釬焊后在焊接溫度下進(jìn)行擴(kuò)散處理，可以使釬縫組織趨于穩(wěn)定的片狀組織。

圖1 TA15鈦合金釬縫微觀組織形貌 (a)1#工藝:930℃/15 min;(b)2#工藝:1#+930℃/60 min擴(kuò)散處理; (c)1#工藝釬縫中心部分高倍;(d)2#工藝釬縫中心部分高倍Fig.1 Microstructure of brazed TA15 alloy joint(SEM)(a)1#process:930℃/15 min;(b)2#process:1#+930℃/60 min; (c)the middle parts of 1#process sample;(d)the middle parts of 2#process sample

2.2 界面元素分布情況分析

表2是圖1中所標(biāo)記釬縫中不同區(qū)域的能譜分析數(shù)據(jù)，標(biāo)記1，5為釬縫中面掃描能譜分析區(qū)域，標(biāo)記5中Ti，Al，V，Mo元素的含量明顯高于標(biāo)記1中對應(yīng)元素的含量，而Ni，Cu，Zr元素的含量明顯低于標(biāo)記1中相應(yīng)元素的含量;因?yàn)?#工藝是在1#工藝上進(jìn)行了擴(kuò)散處理，所以相對1#工藝其釬縫區(qū)內(nèi)基體富含的元素Ti，Al，V，Mo濃度較高，釬料富含的元素Ni，Cu，Zr濃度較低。標(biāo)記2，3，4，6，7為釬縫中不同相能譜分析區(qū)域，從表3中可以看出屬于β相穩(wěn)定元素V，Ni，Cu富集于焊縫中白色β相中，屬于α相穩(wěn)定元素Al富集于焊縫中黑色α相中，Zr屬于中性元素，所以在兩相中的含量相當(dāng)。

圖2是真空釬焊與擴(kuò)散處理工藝釬焊界面各元素分布圖，掃描長度為釬縫間隙的1.1倍，線掃描區(qū)域?yàn)閳D1中標(biāo)記8處，從圖2可以看出，基體材料中的Ti，V，Al元素已經(jīng)大量地向釬縫中擴(kuò)散;Ti，V元素分布較均勻，Al元素在釬縫與基體中的含量已經(jīng)沒有明顯的“臺(tái)階性”變化;釬料中主成分元素Zr，Ni，Cu和基體材料作用明顯，雖然鋯與鈦是最相似的元素，但由于Zr元素原子半徑較大，較難通過熱運(yùn)動(dòng)而擴(kuò)散，因此在釬縫中仍較多的存留，但是尖銳的“臺(tái)階”狀過渡明顯消弱;Ni元素和Cu元素在釬縫中的擴(kuò)散分布比較相近;圖2中Ni，Cu元素的峰值頻起與項(xiàng)掃描通過兩相(α相和β相)區(qū)有關(guān)，Ni，Cu元素大量富集于β相中。根據(jù)Cu，Zr，Ni界面分布圖，結(jié)合表3中微區(qū)1對應(yīng)的焊縫中間區(qū)域面掃描的元素含量中Cu，Zr，Ni含量之間的比值和釬料成分中Cu，Zr，Ni含量之間的比值對比可以看出，釬料主成分中Cu，Zr，Ni三個(gè)元素在釬接過程中的擴(kuò)散行為比較，Cu元素?cái)U(kuò)散速率較慢，Zr元素?cái)U(kuò)散速率居中，Ni元素?cái)U(kuò)散速率較快，符合文獻(xiàn)［9］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。

表2 圖1釬縫中不同微區(qū)的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS analysis results of the different micro-zones in the brazing joint shown in Fig.1(mass fraction/%)

圖2 經(jīng)擴(kuò)散處理后的TA15合金釬焊接頭合金元素分布(掃描區(qū)域如圖1中標(biāo)記8處)Fig.2 Element distribution of diffusion treated brazed TA15 alloy joint

2.3 釬焊接頭的力學(xué)性能

采用兩種工藝，釬焊出了完好的對接接頭，加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣對焊接接頭進(jìn)行了力學(xué)性能測試，測試結(jié)果如表3所示。

1#工藝釬焊的接頭強(qiáng)度相對比較低，但其接頭的室溫拉伸強(qiáng)度已達(dá)到基體材料拉伸強(qiáng)度的93%，高溫拉伸強(qiáng)度達(dá)到基體材料拉伸強(qiáng)度的92%;

2#工藝釬焊的接頭強(qiáng)度相對比較高，已經(jīng)等強(qiáng)于焊接工藝熱循環(huán)后的基體材料強(qiáng)度，其室溫拉伸強(qiáng)度為基體材料拉伸強(qiáng)度的98%，高溫拉伸強(qiáng)度為基體材料拉伸強(qiáng)度的94%，真空釬焊接頭通過擴(kuò)散處理，釬縫區(qū)域元素均勻化，釬縫組織趨于穩(wěn)定的片狀組織，明顯改善了接頭強(qiáng)度，能夠很好滿足TA15鈦合金連接強(qiáng)度的技術(shù)指標(biāo)。

表3 TA15合金及釬焊接頭力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of brazed TA15 alloy joints

2.4 釬焊接頭的斷口分析

采取宏觀和微觀分析方法，對TA15鈦合金不同釬焊工藝焊接的接頭斷口進(jìn)行分析。圖3是不同工藝斷裂試樣的宏觀照片，圖3a是1#工藝真空釬焊接頭斷裂試樣的照片，宏觀斷口沒有明顯的塑性變形，斷口比較平齊，室溫高溫拉伸試樣都斷在釬縫處，表4中的斷后伸長率δ5比較低;圖3b是2#工藝真空釬焊后擴(kuò)散處理的接頭斷裂試樣的照片，宏觀斷口有明顯的塑性變形，室溫高溫拉伸試樣都韌斷在基體上，表4中的斷后伸長率δ5比較高，接近于集體斷后伸長率。

圖3 釬焊接頭斷裂試樣 (a)1#工藝斷裂試樣;(b)2#工藝斷裂試樣Fig.3 Fracture photographs of brazing joint (a)photographs of 1#process;(b)photographs of 2#process

圖4是1#工藝真空釬焊的形貌。圖4a是室溫拉伸后斷口的低倍形貌，斷口的裂紋源位于上方比較亮的白色區(qū)域，斷口從上往下有放射狀的痕跡，圖4b是圖4a的高倍形貌照片，從圖4b的微觀形貌可以看出斷裂界面有解理臺(tái)階，準(zhǔn)解理面——許多小解理面沒有嚴(yán)格地沿著一定的晶體學(xué)平面進(jìn)行，而最后的撕裂則表現(xiàn)為微小的撕裂棱;根據(jù)斷口的宏觀和微觀形貌斷定1#工藝真空釬焊接頭室溫?cái)嗔烟卣鳛榇嘈詳嗔选?/p>

圖41 #工藝釬焊接頭斷口形貌 (a)斷口的低倍形貌;(b)斷口的微觀形貌Fig.4 Fracture surface of 1#process joint (a)macrostructure of fracture surface;(b)microstructure of fracture surface

3 結(jié)論

(1)采用Ti-21Cu-13Zr-9Ni釬料釬焊TA15鈦合金合理可行。

(2)采用Ti-21Cu-13Zr-9Ni釬料釬焊TA15鈦合金的釬焊接頭，通過930℃/60 min擴(kuò)散處理后，釬焊接頭室溫和高溫抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到母材的98%和94%。

(3)采用Ti-21Cu-13Zr-9Ni釬料釬焊的TA15鈦合金釬焊接頭脆斷于釬縫，通過930℃/60 min擴(kuò)散處理后的接頭韌斷于基體。

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