CN103286436A

CN103286436A - 一种获取高断裂韧性的tc18钛合金扩散连接方法

Info

Publication number: CN103286436A
Application number: CN201310205612XA
Authority: CN
Inventors: 李金山; 王川云; 寇宏超; 唐斌; 王军; 张铁邦
Original assignee: Northwestern Polytechnical University
Current assignee: Northwestern Polytechnical University
Priority date: 2013-05-28
Filing date: 2013-05-28
Publication date: 2013-09-11

Abstract

一种获取高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接方法，将扩散连接中的热处理工艺与扩散连接工艺耦合，在β相区对TC18钛合金进行扩散连接，获得高界面连接质量，并为随后片状α相析出创造条件；随后控制冷却速度和时效温度及时间，使界面处组织演化完全，获得贯穿界面的片层组织，提高接头断裂韧性和连接质量。力学性能测试表明，本发明的扩散连接接头抗拉强度不低于1000MPa、平面应变断裂韧性不低于50MPa·m^1/2。

Description

一种获取高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接方法

技术领域

本发明涉及钛合金固态焊接领域，具体是一种获取高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接方法。

背景技术

钛合金具有比强度高、中温性能好等诸多优点，是制造航空航天工业所需先进复杂结构件的重要材料之一，而扩散连接技术是复杂整体结构件重要的成形手段，在满足结构设计和制造要求的同时兼有提高材料利用率等优势，因而国内外学者均对钛合金扩散连接技术进行了研究。

Boeing公司在公开号为US7785429的专利中公开了一种获取高强高韧钛合金的热处理方法，该方法将钛合金加热至相转变温度以上保温获得β相，而后控制冷却速度低于30℉/min，冷却至相变点以下的时效温度并保温，从而获得全片层组织，且合金相较传统锻造、轧制退火状态具有更高的断裂韧性和抗拉强度。但该方法仅仅适用于热处理后获得高强高韧的钛合金，如果将该方法用于扩散焊接，会引起扩散连接件显微组织的恶化，同时由于该方法的实施成本高，造成人力物力的浪费。

文献“Microstructures and interfacial quality of diffusion bonded TC21titanium alloyjoints,Hui-jie LIU,Xiu-li FENG.Trans.Nonferrous Met.Soc.China21(2011)58-64”对TC21钛合金在不同扩散温度下显微组织的演化情况进行了研究，给出了优化的扩散连接温度值，并发现钛合金在β相区进行扩散连接，界面闭合迅速，连接质量高。但是并未继续探讨扩散连接工艺对TC21钛合金母材显微组织的影响和由此引起的性能变化，更未涉及组织与性能控制技术。

TC18钛合金名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，相变点为870℃，900℃下应变速率为0.1s^-1时变形抗力为100MP，应变速率为1s^-1时变形抗力为155MPa，属于近β型钛合金。相较其它钛合金而言，TC18钛合金相变温度低、显微组织热稳定性弱，在较高温度下进行扩散连接时极易造成母材与接头的组织粗化，导致材料性能恶化，但扩散连接温度过低导致接头的连接质量降低，因此，选取能够获取高连接质量的近β钛合金扩散连接温度难度大，限制了TC18钛合金扩散连接技术的发展。此外，在整体构件制造中，材料的热处理与扩散连接是两道工序，实现过程中存在一定程度的矛盾：采用热处理后材料进行扩散连接，造成材料组织在连接过程中发生恶化，从而影响构件性能；而连接后对整体构件进行热处理以调整构件材料组织性能，技术难度高并易造成构件变形，消耗人力、能源。上述缺点限制了扩散连接在钛合金重要结构件制造过程中的应用。

发明内容

为克服现有技术中存在的TC18钛合金扩散连接温度不易控制、材料的热处理与扩散连接分为两道工序，热处理后材料进行扩散连接时，材料组织在连接过程中发生恶化，从而影响构件性能的不足，本发明提出了一种获取高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接方法。

本发明的具体过程是：

步骤1：试件待连接表面处理。试样表面进行打磨并抛光，使待连接表面呈现镜面效果；将试样浸入丙酮中超声波除油处理1h，并置于丙酮中保存。

步骤2：试样的相变与扩散连接。将待连接的各试样组合后放入真空扩散焊机内实施相变与扩散连接；在实施扩散连接时，对真空扩散焊机炉腔抽真空至真空度为5×10^-3Pa～7×10^-3Pa时，以5～30℃/min的升温速率使真空扩散焊机炉腔温度升至880～900℃，通过真空扩散焊机的石墨压头对试样施加5～20MPa的轴向压力并保持1～2h，加压中保持真空扩散焊机炉腔真空度在5×10^-3Pa～7×10^-3Pa以下，并保持真空扩散焊机炉腔温度为880～900℃。得到连接后的TC18钛合金全β相试样。

步骤3：实施组织演化控制；继续保持真空扩散焊机炉腔真空度在5×10^-3Pa以下，并保持对得到的TC18钛合金全β相试样施加5～20MPa的轴向压力；调整加热功率，使控制真空扩散焊机炉腔温度以1～10℃/min的冷却速度降至600～700℃后保温1～2h，同时位于真空扩散焊机内的试样以1～10℃/min的冷却速度降至600～700℃并保温1～2h。保温结束后使真空扩散焊机内的温度降至室温，同时位于真空扩散焊机内的试样随炉冷却至室温。得到组织演化控制后的TC18钛合金全β相试样。

所述试样为钛合金锻态试样。

为制备具有高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接接头，本发明将扩散连接中的热处理工艺与扩散连接工艺耦合，在β相区对TC18钛合金进行扩散连接，获得高界面连接质量，并为随后片状α相析出创造条件；随后控制冷却速度和时效温度及时间，使界面处组织演化完全，获得贯穿界面的片层组织，提高接头断裂韧性和连接质量。

由于采取了上述技术方案，本发明取得了以下有益效果：

1、在扩散连接过程中，元素扩散系数随扩散连接温度的上升而提高，同时钛合金高温β相属于体心立方结构，相较低温α相密排六方结构而言，有利于元素扩散，因而在相变温度以上进行钛合金扩散连接能够在较短时间内获得高界面连接质量。本发明首先在TC18钛合金相变点以上10～30℃条件下进行扩散连接，TC18钛合金全β转变和高扩散连接温度有效保证了高连接质量（无孔洞）界面的获得，弱化界面影响，并为随后片状α相析出提供有利条件。

2、TC18等近β钛合金相变温度低，热处理工艺与扩散连接工艺具备耦合的可能性，本发明实现了TC18钛合金扩散连接与热处理工艺相互耦合。TC18钛合金锻态试样经β相变点以上温度扩散连接并从β相区缓慢冷却至时效温度范围（600～700℃）并保温能够获得片层状α相同时连接界面消失，使TC18钛合金接头在获得高连接质量的同时具有高的断裂韧性和强度。在TC18钛合金锻态试样在β相变点以上温度进行扩散连接的同时，钛合金连接试样显微组织转变为全β组织，不但促进了扩散连接的进行，而且为随后片状α相析出提供条件；在钛合金连接试样自扩散连接温度以1～10℃/min的冷却速度冷至时效温度并保温的过程中，片状α相析出同时扩散连接界面处元素进一步扩散，界面消失并实现冶金结合，两个过程并不能机械分开。通过本发明能够获取具有片层组织的TC18钛合金扩散连接接头，通过调整热处理参数对片层尺寸、束集数量进行控制，使接头获得高断裂韧性和连接强度。

3、本发明工艺曲线如附图1所示，分析可知，本发明耦合了钛合金扩散连接与组织性能热处理控制工艺，能够在单次工艺过程中，实现钛合金扩散连接和组织控制，有效降低能源、人力成本；同时，工艺过程中施加低于合金流变应力的轴向压应力可避免材料在热处理过程中的变形。这表明本发明适用于钛合金整体构件制造过程。

4、本发明所得到的扩散连接接头显微组织如附图2、3所示，分析接头显微组织可知，本发明制备扩散连接接头界面消失，组织演化完全，片状α相横穿初始连接界面，力学性能测试表明，具备该种显微组织的TC18钛合金扩散连接接头抗拉强度不低于1000MPa、平面应变断裂韧性不低于50MPa·m^1/2。

附图说明

图1是本发明的工艺曲线。

图2是扩散连接后界面显微组织200倍放大照片。

图3是扩散连接后界面显微组织5000倍放大照片。

图4是本发明的流程图。

具体实施方式

实施例一

本实施例是一种获取高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接方法。在本实施例中，采用本发明提出的扩散连接方法对2片尺寸为Φ12×3的TC18钛合金锻态试样圆柱底面进行连接，在保证良好连接效果的同时，获得具有细小片状α相显微组织的TC18钛合金扩散连接试样，使连接件具有高断裂韧性和强度。为避免材料热处理对本方法试验结果的影响，采用TC18钛合金锻态试样进行试验。

具体过程是：

步骤1：TC18钛合金锻态试件待连接表面处理。依次采用240#、400#、600#、800#、1000#、1500#和2000#SiC水砂纸对试样表面进行打磨，消除待连接表面的明显划痕后采用1.5#、0.5#金刚石研磨膏进行机械抛光，使待连接表面呈现镜面效果，随后将试样浸入丙酮中超声波除油处理1h，并置于丙酮中保存。

步骤2：钛合金锻态试样的相变与连接。TC18钛合金的相变点为870℃。根据TC18钛合金的相变点，确定880～900℃为扩散连接温度。本实施例中，以900℃为扩散连接温度。

在实施扩散连接时，将待连接试样组合后放入真空扩散焊机内，当真空扩散焊炉腔真空度抽至5×10^-3Pa～7×10^-3Pa时，以5～30℃/min的升温速率使真空扩散焊机炉腔温度升至880～900℃，通过真空扩散焊机的石墨压头对连接试样施加5～20MPa的轴向压力并保持1～2h，加压中保持真空扩散焊机炉腔真空度在5×10^-3Pa～7×10^-3Pa以下，并保持真空扩散焊机炉腔温度为880～900℃。得到连接在一起的TC18钛合金全β相的试样。

本实施例中，真空扩散焊机的真空度为5×10^-3Pa，真空扩散焊机炉腔以20℃/min的升温速率升至900℃，对连接试样施加的轴向压力为20MPa，并保持1h。

步骤3：样实施组织演化控制。所述对连接在一起的TC18钛合金全β相试样的组织演化控制是在真空扩散焊机中实施，具体过程是：

继续保持真空扩散焊机的真空度在5×10^-3Pa以下，并保持对连接试样施加的5～20MPa的轴向压力。调整加热功率，控制真空扩散焊机炉腔温度以1～10℃/min的冷却速度降至600～700℃后保温1～2h，同时位于真空扩散焊机内的试样以1～10℃/min的冷却速度降至600～700℃并保温1～2h。保温结束后使真空扩散焊机内的温度降至室温，同时位于真空扩散焊机内的TC18钛合金试样随炉冷却至室温。得到组织演化控制后的TC18钛合金全β相试样。

本实施例中，保持真空扩散焊机石墨压头对试样施加的轴向压力为20MPa并保持真空扩散焊机的真空度在5×10^-3Pa以下，控制真空扩散焊机炉腔温度以1℃/min的冷却速度降至600℃后保温1h，同时位于真空扩散焊机内的TC18钛合金试样以1℃/min的冷却速度降至600℃并保温1h，保温结束后使真空扩散焊机内的温度降至室温，同时位于真空扩散焊机内的TC18钛合金试样随炉冷却至室温。卸压并开炉取样获得具有细小片状α相显微组织的TC18钛合金扩散连接试样。完整扩散连接工艺曲线如附图1所示。

沿垂直于连接界面方向切取试样并观察界面处显微组织；本实施例中界面显微组织如附图2、3所示，分析表明采用本发明获得的TC18钛合金扩散连接接头连接界面消失、组织演化完全，片状α相横穿初始连接界面，力学性能测试表明，具备该种显微组织的TC18钛合金扩散连接接头抗拉强度不低于1000MPa、平面应变断裂韧性不低于50MPa·m^1/2。

本发明还提出了实施例2～3。所述实施例2～3的工艺过程与实施例1的工艺过程相同，但所采用的工艺参数不同。表1给出了不同实施例中的工艺参数。

表1TC18钛合金不同实施例中的工艺参数

注：各实施例中步骤1均相同，故省略。

Claims

1.一种获取高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接方法，其特征在于，具体过程是：

步骤1：试件待连接表面处理；试样表面进行打磨并抛光，使待连接表面呈现镜面效果；将试样浸入丙酮中超声波除油处理1h，并置于丙酮中保存；

步骤2：试样的相变与扩散连接；将待连接的各试样组合后放入真空扩散焊机内实施相变与扩散连接；在实施扩散连接时，对真空扩散焊机炉腔抽真空至真空度为5×10^-3Pa～7×10^-3Pa时，以5～30℃/min的升温速率使真空扩散焊机炉腔温度升至880～900℃，通过真空扩散焊机的石墨压头对试样施加5～20MPa的轴向压力并保持1～2h，加压中保持真空扩散焊机炉腔真空度在5×10^-3Pa～7×10^-3Pa以下，并保持真空扩散焊机炉腔温度为880～900℃；得到连接后的TC18钛合金全β相试样；步骤3：实施组织演化控制；继续保持真空扩散焊机炉腔真空度在5×10^-3Pa以下，并保持对得到的TC18钛合金全β相试样施加5～20MPa的轴向压力；调整加热功率，使控制真空扩散焊机炉腔温度以1～10℃/min的冷却速度降至600～700℃后保温1～2h，同时位于真空扩散焊机内的试样以1～10℃/min的冷却速度降至600～700℃并保温1～2h；保温结束后使真空扩散焊机内的温度降至室温，同时位于真空扩散焊机内的试样随炉冷却至室温；得到组织演化控制后的TC18钛合金全β相试样。

2.如权利要求1所述一种获取高断裂韧性的TC18钛合金扩散连接方法，其特征在于，所述试样为钛合金锻态试样。