TiBw/TA15鈦基復合材料真空釬焊界面組織及性能研究*

葉嘉寶, 李曉紅, 鄧云華, 謝志怡, 文彥臻

(中國航空制造技術研究院, 航空焊接與連接技術航空科技重點實驗室, 北京 100024)

0 前言

鈦合金具有比強度高、耐腐蝕性好、熱穩(wěn)定性及焊接性能好等優(yōu)點從而廣泛應用于航空航天、海洋工程、交通運輸、醫(yī)療器械等領域[1-3],然而TC4、TA15等常用鈦合金的長期使用溫度低于500 ℃[4-5]。在鈦合金基體中添加增強相制成鈦基復合材料則能提高其使用溫度[6],尤其是非連續(xù)增強鈦基復合材料相比傳統(tǒng)鈦合金具有更高的強度、更好的耐磨性、更高的服役溫度,這些優(yōu)點使得鈦基復合材料具有廣闊的應用前景[7-9]。鈦基復合材料雖具有諸多優(yōu)點,但增強體與基體在物理及化學性質(zhì)上的差異,導致其加工性能較差[10-11]。

對于易氧化材料,可將裝配好釬料的焊件置于真空爐中進行加熱釬焊,稱為真空釬焊。焊件在焊接過程中處于真空氣氛的保護下,能避免高溫下氮氣、氧氣等氣體對釬焊界面的污染,使得焊縫成形良好,非常適合焊接薄壁及結構較復雜的接頭[12]。

目前對于非連續(xù)增強鈦基復合材料真空釬焊工藝研究主要集中在以TC4為基體的鈦基復合材料上。在鈦基復合材料的釬料選擇上主要有Ag基釬料[13-14]和Ti基釬料[15-17]兩類。相比Ag基釬料,Ti基釬料與鈦合金基體冶金相容性更好,服役溫度更高,有利于獲得力學性能更佳的釬焊接頭[18]。此外,在釬料中加入Zr元素可與Ti無限互溶成為強化元素[19],加入Cu、Ni元素可與Ti、Zr形成低熔點共晶降低釬料熔化溫度[20]。因此目前主要選擇Ti-Zr-Cu-Ni釬料。Tian等人[15]利用Ti-Cu-Ni-Zr非晶態(tài)箔帶狀釬料在940 ℃下對TiBw/Ti-6Al-4V鈦基復合材料進行了釬焊試驗,其研究結果表明,得益于釬料元素的充分擴散,釬縫區(qū)與擴散區(qū)沒有明顯的邊界,釬焊接頭在400 ℃下抗拉強度與母材的比值相比常溫下較低,這是由于隨著溫度升高,基體塑性改善,其與TiB塑性產(chǎn)生較大差異,使TiB成為了開裂源。Song等人[16]利用TiZrNiCu非晶釬料成功實現(xiàn)了TiBw/TC4鈦基復合材料與Ti60的釬焊,研究表明,焊縫中會產(chǎn)生脆性金屬間化合物,接頭往往斷裂在此處,而隨著釬焊溫度的提高,脆性金屬間化合物層逐漸減小并消失,剪切強度則逐漸上升,而當釬焊溫度過高時則會產(chǎn)生粗糙的層片狀(α + β)結構降低接頭力學性能。Hu等人[17]利用TiZrNiCu-B釬料成功實現(xiàn)TiBw-TC4與Ti60的釬焊,研究了釬料中B元素含量對釬焊界面組織及連接性能的影響,結果表明適量的B元素有助于TiZrNiCu-B在Ti60上的潤濕,且B元素會與Ti反應生成TiB晶須抑制晶粒長大,對接頭的剪切強度有較大提升。

目前國內(nèi)外對非連續(xù)增強鈦基復合材料釬焊工藝研究較少,且主要集中在以TC4為基體的鈦基復合材料上。TA15相比TC4具有更好的抗拉強度、斷裂韌性、疲勞極限及熱穩(wěn)定性,但對于以TA15為基體的鈦基復合材料釬焊工藝研究卻少見報道。因此研究選用以TA15為基體、TiB晶須(TiBw)為增強相的鈦基復合材料進行真空釬焊試驗,研究分析了不同釬焊溫度、保溫時間、釬料厚度及TiBw分布對釬焊接頭組織及性能的影響,并優(yōu)化工藝參數(shù)獲得性能最佳的釬焊接頭。

1 試驗方法

1.1 試驗材料

試驗所用母材為TiBw/TA15鈦基復合材料,如圖1所示,鈦合金基體為TA15鈦合金,其名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V,其化學成分如表1所示。TiBw體積含量為1.8%,TiBw/TA15鈦基復合材料的(α + β)/β相轉變溫度為1 010 ℃。TiBw/TA15鈦基復合材料焊前顯微組織如圖1所示。由圖1可知,母材組織由細小致密的條狀α相和長條狀的TiBw組成,TiBw與軋制方向平行。

表1 TA15鈦合金化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

圖1 TiBw/TA15鈦基復合材料微觀組織SEM照片

試驗所用釬料為1.5 mm寬、30 μm厚的非晶箔帶狀Ti-Zr-Cu-Ni釬料,釬料熔點為895 ℃。

1.2 試驗方法

釬焊試驗前,將原始板材切割成110 mm × 65 mm × 1 mm的試驗件,并對試驗件表面進行打磨以去除氧化膜,然后利用丙酮超聲清洗10 min,取出烘干備用。利用電阻點焊機將非晶箔帶狀釬料固定在試驗件表面,并將兩板固定,如圖2所示。再將裝配好的的待焊件放入真空釬焊爐中進行焊接。

圖2 板板釬焊裝配示意圖

釬焊過程中加熱曲線如圖3所示。首先以5 ℃/min的速率將爐內(nèi)溫度由室溫升至800 ℃(T1),并保溫30 min(t2-t1),而后在15 min(t3-t2)內(nèi)升至釬焊溫度并設定對應保溫時間,最后隨爐冷卻直至室溫。釬焊過程中真空度不低于2 × 10-3Pa。

圖3 釬焊過程中溫度變化曲線

利用電火花線切割法在不同工藝參數(shù)下的釬焊試樣上分別切取金相試樣和拉伸試樣,如圖4所示。將金相試樣經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光、腐蝕后制成金相樣品,并利用光學顯微鏡(OM)及掃描電子顯微鏡(SEM)對釬焊接頭界面組織進行觀察,利用能譜儀(EDS)對釬焊接頭物相中的元素分布情況進行觀察分析,利用X射線衍射儀(XRD)對釬焊接頭物相成分進行觀察分析,利用EBSD對釬焊接頭物相分布進行觀察分析。

圖4 拉伸試樣尺寸 (mm)

對每組工藝參數(shù)下分別取3組拉伸試樣進行力學試驗,測試屈服強度、抗拉強度及斷后伸長率并分別取平均值,并利用掃描電子顯微鏡(SEM)對拉伸后的斷口形貌進行觀察分析。

釬焊實驗中分別對釬焊溫度、保溫時間、釬料厚度等工藝參數(shù)進行研究,工藝參數(shù)如下表2所示。

表2 釬焊工藝參數(shù)

2 結果與討論

2.1 典型接頭的釬焊界面組織

圖5是釬焊溫度920 ℃,保溫時間90 min,釬料厚度30 μm下釬焊接頭SEM圖,圖5a中釬焊接頭根據(jù)微觀組織形態(tài)的不同可以分為兩個部分,位于中間的釬縫區(qū)(Ⅰ區(qū)),及位于Ⅰ區(qū)與母材之間的擴散區(qū)(Ⅱ區(qū))。圖5b為局部區(qū)域放大圖,對該區(qū)域進行EDS分析,各元素分布情況如圖6所示。由圖6可知,Ti元素、Al元素由濃度較高的母材向釬縫中心擴散,而Zr元素、Ni元素、Cu元素則由濃度較高的釬縫向母材擴散。對釬焊界面進行XRD物相分析結果如圖7所示。

圖5 釬焊溫度920 ℃,保溫時間90 min,釬料厚度30 μm下釬焊接頭SEM照片

圖6 圖5b中元素分布情況

圖7 釬焊溫度920 ℃,保溫時間90 min下釬焊接頭XRD圖譜

結合EDS和XRD分析,在釬焊接頭中主要有3類組織。組織A中含有較多的Ti元素、Al元素,但Cu元素、Ni元素含量較少,主要為α-Ti相。組織B中則含有較多的Zr元素、Mo元素、Ni元素、Cu元素,較少的Ti元素、Al元素,則主要為Ti2Cu相。組織C中則有較明顯的B元素富集,結合圖1b母材的微觀組織圖,可以推斷細長條狀的組織C為TiBw。

2.2 釬焊溫度對接頭界面組織的影響

圖8是保溫時間為90 min,不同釬焊溫度下的釬焊接頭微觀組織形貌圖,圖中紅色區(qū)域為框選出并標紅的TiBw。由圖8a可以看出,釬焊接頭Ⅰ區(qū)中主要為大片的黑色組織,而Ⅱ區(qū)中則主要是白色針狀組織及夾雜其間的黑色塊狀組織。此外,Ⅰ區(qū)中幾乎沒有TiBw,而Ⅱ區(qū)中則能觀察到少量的TiBw。由于母材中TiBw是B元素的唯一主要來源,且TiB具有穩(wěn)定的高溫熱力學性質(zhì),也不與釬料發(fā)生反應,在釬焊過程中形態(tài)穩(wěn)定不發(fā)生變化[15,21]。

因此,B元素只存在于焊后的TiBw中。

為進一步研究釬焊接頭中的微觀組織及物相,對接頭處各點進行EDS分析,結果如表3所示。

表3 圖8中各點EDS分析結果(質(zhì)量分數(shù),%)

在釬焊溫度為920 ℃時,白色針狀組織中以Ti元素為主和較多的Al、Zr及少量的Cu、V、Ni元素。黑色塊狀組織相比白色針狀組織Ti、Al含量偏少,但Cu、Ni元素含量較高。Ⅰ區(qū)中的大片黑色組織則相比塊狀黑色組織具有較高的Zr含量。

試驗中釬焊溫度低于TiBw/TA15的(α + β)/β相轉變溫度,但Cu元素、Ni元素作為β相穩(wěn)定元素,能夠降低母材中(α + β)/β相轉變溫度[15]。因此在Cu元素、Ni元素富集區(qū)域會有少量α-Ti轉變?yōu)榱甩?Ti,此后溫度降低,根據(jù)Ti-Cu、Ti-Ni二元相圖可知,當Cu含量小于17%,Ni含量小于13%時,β-Ti相會發(fā)生共析反應生成α-Ti相和金屬間化合物,即。

β→α+Ti2Cu

(1)

β→α+Ti2Ni

(2)

結合表3中各點的能譜分析結果,釬焊界面中主要會產(chǎn)生α-Ti相及Ti2Cu、Ti2Ni兩種金屬間化合物相。其吉布斯自由能變?nèi)缡?3)和(4)所示[17],即

(3)

(4)

由式(3)和式(4)可知,Ti2Cu、Ti2Ni在釬焊溫度范圍內(nèi)吉布斯自由能變均小于0,因此在釬焊過程中Ti與Cu、Ni可自發(fā)反應生成Ti2Cu、Ti2Ni。Cu和Ni具有相似的原子半徑和晶體結構,因此它們不僅化學相容而且彼此完全可溶,故可將Ti2Cu、Ti2Ni認為是Ti2(Cu,Ni)復合相[11,22]。此外由于Cu、Ni作為β-Ti相穩(wěn)定元素,可降低(α + β)/β相轉變溫度,因此釬焊溫度雖低于TiBw/TA15鈦基復合材料的相轉變溫度,但仍會在釬焊過程中產(chǎn)生β-Ti相。因此,白色針狀組織為α-Ti相,黑色塊狀組織為β-Ti相及Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,而Ⅰ區(qū)中的大片黑色組織則可能為未完全反應的釬料。

在950 ℃下,釬焊接頭中Ⅰ區(qū)基本消失,Ⅱ區(qū)幾乎占據(jù)了整個釬焊界面,但在界面正中間仍有少量大塊黑色組織存在。此外,由于Ⅰ區(qū)的減少,兩側母材受到外加載荷向中間擠壓,使TiBw在整個釬焊界面中的分布相比920 ℃下更加均勻。焊縫在980 ℃下,釬焊界面中的Ⅰ區(qū)徹底消失,只剩下Ⅱ區(qū)。且隨著釬焊溫度的增加,Ⅱ區(qū)中白色針狀組織越來越致密,逐漸占滿整個釬焊界面,而黑色塊狀組織則越來越少,TiBw在焊縫中的分布也更加均勻致密。根據(jù)圖8中D點、F點和E點、G點的能譜分析結果可知,950 ℃及980 ℃下釬焊接頭中白色針狀組織和黑色塊狀組織也分別為α-Ti相和β-Ti相及Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,且與920 ℃下相比,Cu、Ni含量降低,說明Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物含量減少。

圖9是保溫時間90 min,不同釬焊溫度下釬焊接頭EBSD物相分布及比例結果。其結果顯示980 ℃下釬焊接頭相比920 ℃下,α-Ti相比例增加,而Ti2(Cu,Ni)總含量比例下降,這與EDS分析結果相符。

圖9 保溫時間90 min時不同釬焊溫度下釬焊接頭EBSD結果

2.3 保溫時間對接頭界面組織的影響

圖10是釬焊溫度為950 ℃,不同釬焊保溫時間下的釬焊接頭微觀組織形貌圖。由圖10可以看出,釬焊保溫時間從60 min增加到150 min時釬焊界面寬度明顯增加,TiBw也從兩側向界面中間靠攏,在整個焊縫中的分布逐漸趨向均勻化。此外,在保溫時間為60 min下,其界面中央也有類似圖8a中大片的黑色組織。且隨著保溫時間的增加,黑色塊狀組織減少,兩邊的白色針狀組織延伸到釬焊界面中間。對圖10中的組織進行EDS分析,其結果如表4所示。白色針狀組織中含有較多的Ti元素及少量的Al、Zr、Mo、V、Ni、Cu元素,黑色塊狀組織中也含有較多的Ti元素,但與白色針狀組織相比,Ti、Al元素含量較少,而Zr、Ni、Cu元素含量則明顯高于白色針狀組織,圖10a中界面中間的大片黑色組織含有較多的Ti、Zr、Cu、Ni元素。因此,分析認為白色針狀組織為α-Ti相,黑色塊狀組織為β-Ti相及Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,而大片的黑色組織則可能未完全反應所剩下的釬料。其物相成分與工藝①結果類似。

表4 圖10中各點EDS分析結果(質(zhì)量分數(shù),%)

圖10 釬料厚度60 μm,釬焊溫度950 ℃下不同釬焊保溫時間釬焊接頭微觀組織形貌

2.4 釬料厚度對接頭界面組織的影響

對比釬焊溫度均為950 ℃、保溫時間均為90 min下不同釬料厚度的兩組試驗,由圖8b和圖10b對比可知,60 μm釬料厚度下的釬焊界面寬度明顯大于30 μm下的界面寬度,且30 μm下釬焊接頭白色針狀組織更加致密,其間的黑色塊狀組織更少。這是因為相比30 μm厚度的釬料,60 μm厚的釬料會在釬焊界面中引入較多的Cu、Ni元素,從而能擴散到更遠的母材中,導致擴散區(qū)變寬。

2.5 力學性能

表5及圖11為不同工藝參數(shù)下釬焊復合板的拉伸力學性能。由圖可知,各工藝參數(shù)下復合板的抗拉強度(Rm)、屈服強度(Rp0.2)、斷后伸長率(A)均低于母材。

表5 母材及不同工藝參數(shù)下復合板力學性能

圖11 不同工藝參數(shù)下復合板力學性能

如圖11a所示,在保溫時間為90 min下,隨著釬焊溫度從920 ℃增加到980 ℃,復合板的抗拉強度有一個小幅的升高,屈服強度則有小幅下降,變化不大,斷后伸長率則有明顯的提升,從920 ℃下的2.17%提升到了980 ℃的5.17%,達到了母材斷后伸長率的62.06%。此外,由表5和圖8可知,釬焊界面中TiBw含量隨著釬焊溫度的升高而提高并逐漸接近母材中TiBw的含量,且在釬焊界面中的分布趨于均勻化。

這是因為在較低的釬焊溫度下,釬料中的Cu、Ni等元素向母材的擴散速率較低,未能向母材充分擴散,從而有部分未完全反應的釬料在釬焊界面中央堆積。釬料中的Cu元素、Ni元素會與Ti元素反應生成Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物相提升接頭脆性,此外剩余釬料還會導致釬焊過程中兩側母材間隙較大,使得焊后界面寬度增大。TiBw具有較穩(wěn)定的高溫熱力學性質(zhì),在釬焊過程中不與釬料發(fā)生反應,因而TiBw在釬焊界面中的分布相比其在原始母材中的分布不會發(fā)生太大變化。但由于有部分未反應釬料在釬焊界面中央堆積,釬焊界面寬度增加,使得釬焊界面中TiBw的平均含量較母材明顯下降。而在較高溫度下,Cu元素、Ni元素擴散速率增加,能更充分得向母材擴散,從而降低界面中Cu元素、Ni元素含量使得金屬間化合物減少。且釬料反應完全后,兩側母材間隙減小,釬焊界面寬度主要為擴散區(qū)寬度,故釬焊界面中TiBw的平均含量較母材相差較小。此外,由于TiBw在晶界處的釘扎效應,抑制了原始晶粒的粗化,使得母材中的晶粒并未隨著釬焊溫度的提高而明顯粗化[16,23]。

隨著釬焊溫度的增加,釬焊界面中Ti2(Cu,Ni)含量降低,TiBw含量增加且分布趨于均勻。這兩方面的原因共同作用提高了接頭的韌性使得復合板的斷后伸長率提高。

如圖11b所示,在釬焊溫度950 ℃下,隨著釬焊保溫時間的增加,復合板的抗拉強度和屈服強度在保溫時間60 min到90 min之間均有明顯的提高,但隨著保溫時間的繼續(xù)增加,則變化不大。而復合板的斷后伸長率則隨著保溫時間的增加逐漸下降,且下降趨勢近乎一條直線。由表5和圖10可知,隨著釬焊保溫時間增加,釬焊界面中TiBw含量也有所增加。

這是由于當保溫時間較短時,與釬焊溫度較低時類似,釬料中Cu元素、Ni等元素不能發(fā)生充分的擴散,并在釬焊界面中富集產(chǎn)生硬脆的金屬間化合物,使接頭強度降低。未完全反應的釬料也使得母材間隙較大,界面寬度增加,使界面中TiBw含量較低。而隨著保溫時間的增加,擴散區(qū)增大,釬料中的Cu元素、Ni等元素向母材中擴散,降低了釬焊接頭中Cu元素、Ni元素的含量,從而減少了Ti-Cu、Ti-Ni等金屬間化合物的產(chǎn)生,并使釬焊界面中TiBw分布趨向均勻,進而提高了接頭的強度。與此同時,較長的保溫時間也使得釬焊界面寬度增大,而釬焊界面相比母材塑性較差,因而較寬的界面也引起了接頭塑性的降低。

在釬焊溫度同為950 ℃,保溫時間為90 min的情況下,60 μm釬料厚度下抗拉強度及屈服強度相比30 μm差異不大,但斷后伸長率則明顯下降。較厚的釬料不僅會使得釬焊界面寬度增加,導致界面中TiBw降低,還會在界面中引入較多的Cu元素、Ni元素,而較多的Cu元素、Ni元素意味著會與Ti元素產(chǎn)生更多的Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物,導致接頭脆性增加。此外,如圖12所示,在釬焊溫度950 ℃,保溫時間90 min下,釬焊接頭的斷口形貌左側為擴散區(qū)右側為母材。從圖12中明顯可以看出,兩側斷裂形式不同,左側斷口撕裂棱較多,呈現(xiàn)出準解理斷口形貌,而右側則有較多韌窩,為典型的韌性斷裂。而較厚的釬料使得接頭擴散區(qū)寬度增加,從而也在一定程度上影響了接頭塑性。因此,導致了同一工藝參數(shù)下,60 μm釬料厚度的一組試樣塑性較差。

3 結論

(1) 在980 ℃的釬焊溫度,90 min的保溫時間下,采用30 μm厚非晶箔帶狀Ti-Zr-Cu-Ni釬料成功實現(xiàn)了TiBw/TA15鈦基復合材料的板板釬焊,復合板抗拉強度為1 041.67MPa,斷后伸長率為5.17%,分別達到了母材的95.04%和62.06%。

(2) 在釬焊過程中,母材與釬料發(fā)生反應并在釬焊界面中生成α-Ti相、β-Ti相及Ti2(Cu,Ni)相。此外,隨著釬焊溫度及保溫時間的增加,釬料中的元素充分向兩側母材擴散使得兩側母材受擠壓接近,釬縫區(qū)消失,使TiBw分布逐漸趨向均勻化。

(3) 在保溫時間為90 min的情況下,隨著釬焊溫度的提高,釬焊接頭中Cu、Ni元素能更加充分得向母材中擴散,從而減少了釬焊界面中Ti2(Cu,Ni)金屬間化合物的含量。釬料向母材的擴散使釬縫區(qū)消失,兩側擴散區(qū)在外加壓力下向中心靠攏,提高了釬焊界面中TiBw的分布密度。而TiBw的釘扎效應抑制了母材晶粒粗化,這兩者共同作用使得接頭力學性能升高。在釬焊溫度為950 ℃下,隨著保溫時間的增加,Cu元素、Ni元素向母材擴散,金屬間化合物減少,接頭強度先增加后基本保持不變,但界面寬度增加,接頭整體塑性降低。

(4) 在一定范圍內(nèi),釬焊界面中針狀α-Ti相含量越高、Ti2(Cu,Ni)相含量越低、TiBw分布越密、釬縫寬度越窄,則釬焊接頭組織塑性越好。