摘 要:分别在常规工艺(20 ℃·s-1速率升温至1000 ℃,保温1200s,压力6.7 MPa,空冷)和 阶梯工艺(20 ℃·s-1速率升温至1050 ℃,停留2s后以10 ℃·s-1速率降温至950 ℃,此阶段压力 2.8MPa,然后在6.7MPa压力下保温1200s,空冷)下,以加钽+铜为复合中间层对 TC4钛合金 与15-5PH 不锈钢进行真空扩散焊,研究了接头的组织和性能。结果表明:复合中间层可阻碍钛合 金与不锈钢间元素互扩散;阶梯工艺下接头的抗拉强度为550 MPa,高于常规工艺(390 MPa),这 与柯肯达尔扩散空洞小且浅、焊后复合中间层厚度较小以及铜/钽界面连接质量较高有关。

关键词:TC4合金;15-5PH 钢;真空扩散焊;复合中间层

中图分类号:TG456.9 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)06-0036-08

0 引 言

钛与钛合金被誉为“当代第三金属”[1-2],具有比 强度高、密度低、耐高温、耐腐蚀和韧性好等优点,在 航空航天、核 工 业、石 油 化 工、船 舶 等 领 域 应 用 广 泛[3-4];不锈钢具有强度高、力学性能良好、焊接性和 热稳定性优异等优点,且其价格相对便宜[5-6]。如果 能充分利用钛和钢的优点得到综合性能优异的钛合 金与不锈钢异种金属焊接接头,除了可以获得独特 的性能优势和良好的经济效益外,还可满足节能减 排、结构轻量化的要求[7-12]。目前,异种金属的焊接 方法包括摩擦焊、钎焊、激光焊、电子束焊和真空扩 散焊,虽然这些方法都可以成功地完成钛合金与不 锈钢的连接,但是相较于真空扩散焊,都有其不足之 处,如操作设备要求较高,接头成分难以控制,接头 中形成焊接裂纹等[13];而真空扩散焊不仅可以避免 氧、氢等元素对接头的不利影响,还可实现母材的近 净结合[14]。

钛合金和不锈钢间较差的冶金相容性和严重不 匹配的物 理 力 学 性 能,导 致 焊 接 接 头 中 极 易 形 成 Ti-Fe脆性金属间化合物,使接头难以形成可靠的 连接[15-16]。为解决这一问题,很多学者采用中间层 的方法,有效地防止钛、铁元素相互扩散,常用中间 层材料有铜[17]、镍[18]、铝[19]、银[20]、铜+钒[21]、镍+ 铌[22]、铜+铌[23]、铌+铜+镍[24]等。钽具有高熔点 和高原子激活能,与 TC4钛合金的主要元素钛无限 固溶,能与15-5PH 不锈钢中的铁元素形成 Fe2Ta、 FeTa金属间化合物;铜是非碳化物形成元素,会与 15-5PH 不锈钢中的铁元素形成固溶体,也会与钽 形成固溶体;同时钽和铜具有良好的塑性,可有效缓 解焊接过程中产生的残余应力。因此,可将钽+铜 作为复合中间层用于钛合金与不锈钢的焊接中,但 是目前未见有关该方面的研究报道。对于含有中间 层的钛合金和不锈钢,一般选择在恒定温度和较高 压力的传统工艺下进行扩散焊,而研究[25]表明,在 扩散焊接头中未产生金属间化合物的前提下,中间 层厚度越小,越有利于提高接头强度,因此可采用先 在接近中间层熔点的较高温度和较低压力下保持较 短时间以促进中间层减薄,再在较低温度和较高压 力下保持较长时间的阶梯工艺。基于此,作者以钽 +铜作为复合中间层对 TC4钛合金和15-5PH 不 锈钢进行真空扩散焊接试验,研究了常规工艺和阶 梯工艺对接头显微组织和拉伸性能的影响。

1 试样制备与试验方法

待焊母材包括:TC4钛合金,其化学成分(质量 分数/%)为 6.10Al,3.95V,0.30Fe,0.20O,0.10C, 余 Ti;15-5PH (05Cr15Ni5Cu4Nb)不锈钢,其化学 成分(质量分数/%)为0.06C,15.4Cr,4.8Ni,3.2Cu, 1.00Mn,0.35Nb,余 Fe。中间层材料为100μm 厚 的纯铜片和100μm 厚的纯钽片[23]。2种待焊材料均为退火 态,将 待 焊 材 料 加 工 成 尺 寸 为?15 mm × 25mm 的圆柱试样待用。

在 Gleeble-1500型热/力模拟试验机上进行真 空扩散焊接试验,在不锈钢侧距离焊缝1mm 处焊 热电偶测温。按照 TC4钛合金/钽/铜/15-5PH 不 锈钢(以下简写为 TC4/Ta/Cu/15-5PH)的顺序组 装试样,如图1所示。采用常规工艺和阶梯工艺2 种工艺进行焊接:常规工艺即以20 ℃·s-1速率升温 至1000 ℃,保温1200s,压力保持6.7MPa,空冷; 阶梯工艺即以20 ℃·s-1速率升温至1050 ℃,短暂 停留2s,随后以10℃·s-1速率降温至950℃,此阶 段压力为2.8MPa,然后在6.7 MPa,950 ℃下保持 1200s,空冷。

用线切割方法在图2(a)所示的位置上以焊缝 为中心截取厚度为 5 mm 的金相试样,经打磨、抛 光,用由5gCuCl2、40mLHCl、30mLH2O、25mL CH3COOH 组成的溶液腐蚀15-5PH 不锈钢侧,用 由2 mL HF、4 mL HNO3、94 mL H2O 组成的溶 液腐蚀 TC4 钛合金侧,然后用 AxioVertAl型 光 学显微镜(OM)观察显微组织。在图2(a)所示的 位置上以焊缝为中心用线切割方法加工成工字型板状拉伸试样,试样尺寸如图2(b)所 示,在 AG-I 250KN 型材料试验机上进行室温拉伸试验,拉 伸 速度为1mm·min-1;将 TC4钛合金加工成尺寸为 ?15mm×50 mm 的试样,作为对比 试 样,经 历 与 焊接试验相 同 的 热 力 模 拟 过 程,并 在 相 同 的 试 验 条件下进行拉伸试验[23]。使用JSM-5600LV 型扫 描电子显微镜(SEM)观察接头截面和拉伸断口形 貌,用附带的的 Falcon型 能 谱 仪 (EDS)进 行 微 区 成 分分析[23]。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图3可以看出,不同工艺下扩散焊接头均可 明显分为不锈钢、铜层、钽层、钛合金等4个区域以 及不锈钢/铜、铜/钽、钽/钛 合 金 等 3 个 界 面 区 域。 15-5PH 不锈 钢 为 粗 晶 组 织,主 要 为 马 氏 体、奥 氏 体、铁素体组织,马氏体呈暗灰色,奥氏体呈白色,铁 素体呈黑色;15-5PH 不锈钢/铜界面近不锈钢侧为 细晶组织,主要由细化的马氏体、奥氏体、铁素体组 成;钽/TC4钛合金界面近钛合金侧为细晶组织,为 亮白色的等轴状 α-Ti和针状β-Ti组织;TC4钛合 金为粗晶组织,主要为片状β转变组织。15-5PH 不 锈钢/铜界面近不锈钢侧和钽/TC4 钛合金界面近 钛合金侧晶粒较细小的原因是界面处的电阻较大, 加热时的温度较高,且界面处的成分分布不均匀,更 易发生相变和再结晶。接头中15-5PH 不锈钢/铜、 铜/钽、钽/TC4钛合金3处界面的过渡良好,结合 紧密,未见明显孔洞和缝隙,这是接头强度高的组织 基础。各界面处都形成了一条颜色较深的狭窄区 域,这是界面组织复杂、成分变化大,易被腐蚀造成 的[23],该狭窄区域为扩散层。各界面的扩散层厚度 不同,主要与各元素间的固溶度有关,由于不锈钢的 主要元素铁与铜之间以及铜、钽之间的固溶度较低, 而钽能与 TC4钛合金中的β-Ti相无限固溶[18],因 此15-5PH 不锈钢/铜、铜/钽这2个界面的扩散层 较钽/TC4钛合金界面窄。常规工艺下接头的铜层 厚度约为43.5μm,钽层厚度约为47.8μm;阶梯工 艺下接头铜层厚度约为32.6μm,钽层厚度约为48. 2μm。可知,铜层和钽层 的 厚 度 都 小 于 原 始 厚 度 100μm,这主要与高温高压下二者产生的塑性变形 和元素扩散有关。2种工艺下接头中钽层的厚度相 差不大,是因为焊接时的加热温度都远小于钽的熔 点(2980 ℃);而铜层厚度相差较大,是因为常规工 艺下加热温度低于纯铜的熔点(1083 ℃),而阶梯工 艺中增加了1050 ℃×2s的步骤,此温度接近于纯 铜的熔点,导致铜片短时熔化,增加扩散速率,使得 界面的焊合率增加[23]。2种工艺下接头钛合金侧组 织都是针状或片状β-Ti相和少量等轴 α-Ti相,这 是因为钽为β-Ti相稳定元素,会扩大β相区,扩散 到 TC4钛合金侧后会降低α→β的转变温度,使得 β-Ti相保留到较低温度,导致焊后冷却过程中形成 片状β相组织

由于2种工艺下接头中15-5PH/铜、铜/钽界面 的组织相差不大,因此仅对常规工艺下两界面处的 微观形貌与元素分布进行分析。由图4可以看出, 接头中各界面结合良好。在15-5PH 不锈钢/铜界 面处形成一层厚约3μm 的由铁和铜元素组成的扩 散层,在铜/钽界面处形成一层厚约3μm 的由铜和 钽元素组成的扩散层,二者线扫描曲线平滑,表明扩 散层均由固溶体组成,不存在金属间化合物,这也与 铁-铜相图和铜-钽相图相吻合。

由图5可以看出,在不同工艺下接头中钽/TC4 钛合金界面处均形成了2个扩散层,分别为近钽侧 的 A 扩散层(灰色区)以及近 TC4钛合金侧的 B扩 散层(白亮区),其中 A 扩散层中无明显焊接缺陷。 常 规工艺下接头中的A扩散层、B扩散层较 宽 ,且 在 B扩散层和 TC4钛合金基体间出现了较大而深 的空洞;阶梯工艺下 A 扩散层、B 扩散层较窄,在 B 扩散层和 TC4钛合金基体间出现的空洞较小而浅。 常规工艺的加热温度为1000 ℃,阶梯工艺的加热 温度主要为950 ℃,元素扩散系数随温度升高呈指 数增加,温度越高,原子迁移越容易,元素互扩散引 起的化学反应越激烈[26-28],可知常规工艺下元素扩 散系数较大,原子扩散加剧,形成的扩散层较厚。空 洞出现的原因可能是原子的扩散导致钛合金与钽片 的界面处形成了金属间化合物,也可能是层内的元 素扩散速率不同而产生的柯肯 达 尔 扩 散 空 洞[29]。 对图5不同位置进行 EDS成分分析,可知常规工艺 下接头钽/TC4钛合金界面近钽侧位置1含有的钛 原子分数为54.17%,大于位置2处(扩散层 B)含有 的钽原子分数(6.13%),即钛向钽侧扩散的原子数 大于钽向钛合金侧扩散的原子数。过剩的钛原子将 使界面处钽侧发生点阵膨胀,而钛合金侧原子减少 处发生点阵收缩,因此在界面钛合金侧形成了柯肯 达尔扩散空洞;位置3处(钽/TC4钛合金界面近钛 合金侧)所含有的铁原子分数为24.65%,钛原子分 数为52.48%,有可能形成了 Fe-Ti金属间化合物, 进而出现空洞[28]。在钽/TC4钛合金界面处存在铁 元素,这是因为钽原子、铜原子和铁原子点阵结构相 同,铁原子通过换置铜原子、钽原子扩散到 Ta/TC4 钛合金界面[30]。阶梯工艺下接头钽/TC4钛合金界 面近钽侧的位置4处含有的钛原子分数为2.69%, 大于位置6,7,8(钽/TC4钛合金界面近钛合金侧) 处含有的钽平均原子分数(1.11%),因此在界面钛 合金侧形成了柯肯达尔扩散空洞,界面处未检测到 铁元素,说明未形成金属间化合物。常规工艺下钽/TC4钛合金界面近钽侧的钛含量和钛合金侧的钽 含量都大于阶梯工艺下,因此阶梯工艺下界面处的 柯肯达尔扩散空洞小而浅。

由图6可以看出,TC4 钛合金的主要元素钛、 铝、钒和元素钽在界面处发生了互扩散,且这些元素 在中间 A 扩散层、B扩散层过渡明显。

2.2 拉伸性能与断口形貌

试验测得常规工艺和阶梯工艺下接头的抗拉强 度分别为390,550MPa,都高于纯铜的220 MPa和 纯钽的309MPa,表明在试验条件下实现了 TC4钛 合金与15-5PH 不锈钢的良好焊接。常规工艺和阶 梯工艺下接头均于钽/铜界面处断裂。由图7可以 看出,常规工艺下接头拉伸断口中存在较多撕裂棱, 断口形貌比较单一,断裂形式为近脆性断裂,存在树 枝状结构(亮白区)和微凸凹的条状结构(黑色区)。 由表(位置12可,知,常规工艺下接头拉伸断口中亮白区域 3,4)主要是铜钽固溶体,撕裂棱主要产生 于铜层,这是由于铜比较软,强度低,塑性好,使得该 区域在钽/铜界面的铜侧断裂;黑色区域(位置1)主要是富含钽的固溶体,该区域在钽/铜界面处钽侧断 裂。可知常规工艺下接头的断裂主要发生于钽/铜 界面的钽侧,少部分发生于铜侧。

由图8可以看出,阶梯工艺下接头钛合金一侧 的拉伸断口明显高低不平,主要包含大量韧窝、少量 平坦的基体、极少量呈网状的凹坑等3种不同的形 貌,为复合断口。含有大量韧窝的Ⅲ区域呈明显的 韧性断裂,结合表2可知该区域主要是富含铜钽的 固溶体,在钽/铜界面处的铜侧断裂;位置2处含有 原子分数40.28%铁和23.44%铬,说明铁原子、铬 原子可以通过置换铜原子扩散到钽/铜界面。平坦 基体的Ⅳ区域为解理断裂,该区域主要是富含铜钽 的固溶体,其中钛含量较高,该区域在钽/铜界面处 钽侧断裂。呈网状凹坑的Ⅰ区域存在明显的凹坑和 撕裂棱,为解理断裂,该区域主要是富含钽的固溶 体,其中钛含量较高,该区域在钽/TC4钛合金界面 处的钛合金侧断裂。可知,阶梯工艺下接头呈现复 合断裂形式,主要在钽/铜界面处的铜侧断裂。2种 工艺下接头拉伸断口的 EDS分析发现,断口中都含 有少量的铁原子,且高于钛合金母材中的铁含量,同 时还含有少量钛原子,说明中间层没有完全阻止钛、 铁原子相互扩散,但是二者含量很低,不形成或者形 成极少量的 Ti-Fe金属间化合物,对接头的力学性 能影响不大。

综上可知,常规工艺下接头主要在钽/铜界面处 的钽侧断裂,而阶梯工艺下主要在钽/铜界面处的铜 侧断裂,且2种工艺下接头的抗拉强度都超过了纯 铜、纯钽的强度,这是由于一方面软夹层铜、钽具有 接触强化效应[25],另一方面,铁、铬、铌等元素扩散 到中间层中起到固溶强化作用[23]。阶梯工艺的接 头 抗拉强度远高于常规工艺,造成这种现象的原因主要包括:(1)接头的抗拉强度与软质中间层的厚度 有关,常规工艺下接头中间层的厚度为91.28μm, 阶梯工艺下中间层的厚度为80.8μm,在一定范围 内软质中间层的厚度越小,中间层的塑性变形越困 难,接头强度提高得越明显;(2)接头的抗拉强度与 接头接触界面的柯肯达尔扩散空洞的大小有关,阶 梯工艺下接头中的柯肯达尔扩散空洞小且浅,因此 抗拉强度较高;(3)接头的抗拉强度与钽/铜界面的 连接质量有关,阶梯工艺中增加了1050 ℃×2s的 步骤,导致铜层短时熔化,界面的焊合率增加,使得 钽/铜界面连接质量较高,因此抗拉强度较高。

3 结 论

(1)不同焊接工艺下以铜+钽为复合中间层真 空扩散焊接 TC4钛合金和15-5PH 不锈钢后,接头 中15-5PH 不锈钢/铜、铜/钽、钽/ 界面过渡 良 好,结 合 紧 密,未 见 明T显C4孔钛洞合和金缝3隙处, 15-5PH 不锈钢/铜、铜/钽2个界面的扩散层较钽/ TC4钛合金界面窄,常规工艺下接头的中间层厚度 大于阶梯工艺。钽+铜复合中间层可以有效阻碍钛 合金与不锈钢之间钛、铁元素的相互扩散,防止生成 金属间化合物。

(2)2 种焊接工艺下 接 头 中 15-5PH 不 锈 钢/ 铜、铜/钽2个界面处分别存在一层厚约3μm 的由 铁和铜元素组成的扩散层以及由铜和钽元素组成的 扩散层,钽/TC4钛合金界面处钛合金侧形成了柯 肯达尔扩散空洞,且阶梯工艺下界面处的柯肯达尔 扩散空洞较小而浅。

(3)常规工艺和阶梯工艺下接头的抗拉强度分 别为390,550MPa,阶梯工艺下接头较高的抗拉强 度与柯肯达尔扩散空洞小且浅、焊后复合中间层的厚度较小以及钽/铜界面连接质量高有关;常规工艺 下接头的断裂主要发生于钽/铜界面的钽侧,断裂方 式为近脆性断裂,而阶梯工艺下接头主要在钽/铜界 面处的铜侧断裂,呈复合断裂形式。阶梯工艺可以 大幅度提高 TC4钛合金/纯钽/纯铜/15-5PH 不锈 钢的真空扩散焊接头性能。

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