引言

扩散衔接是在肯定温度和压力下使资料表表相互接触,经长功夫的原子扩散来达到缜密结合的一种衔接步骤[1],可实现无残存应力的大面积衔接,其工艺优势显著,常用于造作航空发起机中空叶片、微通路换热器和液体火箭发起机喷油管等内部结构复杂的零部件[2-3]。

在工程实际中,扩散衔接常在低于资料溶解温度和低压力下进行,不会造成宏观变形[4]。但在钻研领域,为实现难焊接资料[5]、异种资料的衔接[6]以及高效能扩散衔接[7],必要选取高温高压扩散衔接工艺,这会导致待衔接资料产生显著塑性变形,在扩散界面出现各类缺点,影响扩散衔接质量。LIH等[8]在高扩散压力下造备了Ti-33Al-3V/TC17扩散衔接试样,当扩散压力为50MPa时TC17基体变形量达到50%,在扩散界面天堑处,TC17资料跨界面流动,焊缝边缘存在裂纹缺点。周贤军等[9]钻研了分歧温杜纂压力下TA15/Ti2AlNb资料的扩散衔接,并对扩散衔接过程中TA15的蠕变行为进行了有限元仿真,发现TA15钛合金产生缓慢蠕变变形,导致扩散接头天堑区域变形量大,造成晶粒粗壮景象。

本文以Ti60钛合金为钻研对象,钻研了扩散衔接温度、保温功夫和扩散压力等工艺参数对接头力学机能的影响。沉点探索分歧压力下扩散界面天堑缺点的显微组织特点,并选取有限元分析软件仿照扩散衔接过程中的资料蠕变景象,分析天堑缺点的形成机理。对扩散衔接接头剪堵截口描摹进行观察,揭示天堑缺点对接头力学机能的影响。索求Ti60钛合金扩散衔接相宜的工艺参数,降低天堑缺点影响,提高接头机能,为Ti60钛合金扩散衔接工业利用提供理论支持。

1、尝试

1.1　尝试资料与步骤

尝试选取厚度为2mm的Ti60钛合金板材,名义成分为Ti-5.7Al-4.0Sn-3.5Zr-0.4Mo-0.4Si-0.4Nb1.0Ta-0.05C(%,质量分数),显微组织如图1所示,由初生等轴α相、β相和硅化物组成,部门α相晶粒沿轧造方向被拉长[10]。扩散衔接尝试所使用的设备是由上海皓越电炉技术有限公司研造的VHPgr72-2000真空热压/扩散炉,极限真空度为1×10-4Pa,最大工作温度为2000℃,最大载荷为10t,温度传感器选取钨铼热电偶W-Re5/26,温度节造精度为±1℃。

1.2　扩散衔接尝试步骤

扩散衔接尝试前需对扩散试样进行处置。顺次选取800、1500和2000目数砂纸打磨试样接触面以去除表表氧化膜降低表表粗糙度,选取Kroll试剂5%HF+10%HNO₃+85%H₂O(%,体积分数)对扩散试样进行酸洗以去除表表划痕及氧化膜。Ti60钛合金酸洗后表表存在灰色反映污渍,需将试样放入乙醇中超声洗濯去除。洗濯后试样吹干并组装放于真空扩散衔接炉内压头的中心区域,为保障扩散温度均匀性,设置升温速度先快后慢,前段以10℃.min^-1的速度升温至900℃,再以1℃.min-1的速度升温至扩散温度950℃。达到扩散温度后启动液压泵施加压力并保温保压,保温段实现后,试样随炉冷却至室温。Ti60钛合金扩散衔接试样、剪切试样与金相试样的造备如图2所示。选取线切割机床从Ti60钛合金扩散衔接试样上别离加工出中心剪切试样、天堑剪切试样、中心金相试样与天堑金相试样。中心剪切试样与中心金相试样需加工出剪切界面。

选取WDW-100J型电子全能试验机进行剪切尝试,剪切拉伸速度为1mm.min-1。尝试沉复3次取均匀剪切强度,剪切强度τ的推算公式为[11]:

式中:P为最大剪切力;a和e别离为剪切界面的宽度和长度。

选取扫描电子显微镜Scios2HiVac观察剪堵截口描摹。对扩散接头显微组织观察前需进行电解抛光。首先在平坦的玻璃面上顺次选取400、800、1500和2000目数砂纸打磨扩散金相。随后用特定抛光电解液60%甲醇+34%正丁醇+6%高氯酸(%,体积分数)在电压30V、电流0.8~0.9A下抛光50s,随后选取Kroll试剂侵蚀4~6s。试样搁置于MR500光学显微镜上,选取Imageview软件对金相进行观察。利用ImageProPlus软件统计未焊合区域长度,焊合率推算公式为:

式中:Φ为焊合率;L0为扩散界面上的焊缝长度;L1为未焊合及含缺点的各段总长度。依照国标GB/T6394—2017[12]丈量扩散界面晶粒尺寸。

1.3　有限元仿真模型

选取ABAQUS软件对Ti60钛合金扩散衔接过程中的资料蠕变行为进行仿真,有限元模型如图3所示。扩散试样上表表通过刚性壳施加扩散压力,下刚性壳齐全固定。高低刚性壳与试样表表摩擦因数设置为0.1,扩散试样接触面之间摩擦因数设置为0.5。扩散衔接试样网格尺寸为0.2mm,高低刚性壳网格尺寸设置为10mm。

2、尝试了局与分析

2.1　钛合金Ti60扩散衔接工艺探索

图4所示为扩散压力2MPa、扩散功夫2h前提下分歧扩散温度下Ti60钛合金扩散接头的剪切强度。随扩散温度升高,剪切强度逐步增大,温度从910℃上升至930℃时,剪切强度增长幅度较幼,从241MPa增大至276MPa。当扩散温度达到950℃时,剪切强度显著提升至554MPa。这是由于随着扩散温度的升高,扩散系数变大,原子扩散活性增长,推进了扩散衔接过程中的元素互换,使得接头机能得到显著提高。随着扩散温度持续增长至970℃,剪切强度略微提升为574MPa。

图5显示了扩散温度950℃、扩散压力2MPa前提下分歧扩散功夫下Ti60钛合金扩散接头的剪切强度。

随扩散功夫耽搁,剪切强度逐步增大。扩散功夫由1h耽搁2h时,剪切强杜咨458MPa提升至554MPa。随着扩散功夫达到至3h,剪切强度略微提升至570MPa。

随扩散温度提升与扩散功夫增长,接头剪切强度呈增长趋向。但达到950℃-2h的临界扩散温杜纂功夫后,剪切强度增长速度减慢,同时温度过高与功夫过长会使晶粒长大,导致接头机能降落。因而,950℃-2h是Ti60钛合金扩散衔接的梦想工艺参数。

2.2　扩散压力对Ti60接头显微组织的影响

图6和图7为Ti60扩散试样在别离在1、2、3和4MPa扩散压力下的天堑、中心金相扩散界面显微组织。从图6a观察得出,压力为1MPa时,天堑金相扩散界面存在显著未焊合缺点,浮泛在界面两侧荟萃。图7a所示中心金相上观察到细长椭圆形浮泛缺点。从图6b可观察到,压力为2MPa时,天堑金相未焊合缺点显著削减,界面左侧存在浮泛缺点,右侧天堑观察到资料蠕变凹陷。图7b所示中心金相仅存在幼尺寸圆形浮泛,且数量削减。压力增大至3MPa时,天堑金相如图6c所示,扩散界面中心无大尺寸浮泛缺点,证明已产生充分扩散衔接。界面右侧产生更为显著的蠕变凹陷,左侧天堑依然存在未焊合缺点。中心金相如图7c所示,能够观察到大量跨界面晶界;扩散压力增大至4MPa时,天堑金相如图6d所示,扩散界面两侧均产生大蠕变凹陷,同时观察到裂纹沿界面萌生,向内衔接浮泛;而中心金相如图7d所示,已形成与母材一致的扩散接头。

统计分歧压力下Ti60钛合金天堑金相扩散界面上缺点长度的散布法规与晶粒尺寸散布法规。将扩散界面划分为6个等距区域,区域长度为250μm,并统计各区域浮泛长杜纂晶粒尺寸。图8为分歧压力下扩散界面浮泛长度散布,整体呈两侧高中心低的趋向。扩散压力为1MPa时未焊合缺点较多,焊合率仅为40.7%。压力增大至2MPa时,扩散界面左侧存在陆续浮泛缺点,总长度达到50μm,中央散布尺寸幼于5μm的浮泛,焊合率提升至95.2%。

扩散压力提升至3MPa时,浮泛荟萃在扩散界面左侧,焊合率降低至91.5%。扩散压力提升至4MPa时,扩散界面两侧萌生裂纹,别离散布有59和64μm浮泛缺点,焊合率降低至88.1%。图9为Ti60钛合金在分歧扩散压力下扩散天堑界面晶粒尺寸散布法规,能够观察到,两侧晶粒尺寸大于中央区域晶粒尺寸。由于天堑处蠕变变形抑造了扩散过程中的浮泛弥合与体扩散过程,导致扩散天堑区域存在未焊合缺点的荟萃,故障了再结晶过程,造成晶粒粗化。而扩散中心区域未焊合缺点少,存在有跨焊缝晶粒成长,故晶粒尺寸较幼。

图10为950℃、4MPa、2h扩散衔接参数下Ti60钛合金扩散衔接试样有限元仿真等效塑性应变和等效应力散布图。如图10a所示,最大塑性应变地位集中在接头天堑区域,最大塑性应变量达到0.53。图10b所示天堑区域产生应力集中,最大应力为11.5MPa。这是由于,随着扩散过程的进行,扩散试样逐步产生扩散压力方向上的变形,称之为减薄。扩散试样减薄的过程阐发为资料蠕变向周围流动。此过程中,中心区域单元为静水应力状态,塑性应变均匀。而天堑单元表侧无约束,受到偏应力,产生横向的非均匀塑性应变。最终体现为扩散天堑地位的塑性应变与应力集中。

扩散天堑处的应力与应变集中粉碎了跨界面再结晶、晶粒成长与浮泛关合,导致扩散并未齐全产生,在天堑处产生未焊合缺点与浮泛缺点荟萃景象,如图11a所示。随着扩散压力增大,资料减薄量增大,天堑区域蠕变变形量增长,天堑产生蠕变凹陷,如图11b所示。随着扩散压力进一步增大,资料流动覆盖凹陷区域,未焊合区域转变为裂纹,向内衍生衔接焊缝,如图11c所示。

2.3　扩散压力对Ti60钛合金接头剪切强度的影响

图12所示为分歧扩散压力下天堑剪切试样与中心剪切试样的剪切强度。扩散压力为1MPa时,中心剪切强度达到439MPa,显著高于天堑剪切强度211MPa。随着扩散压力提升至2MPa,中心与天堑区域剪切强度均显著提升,别离为550与554MPa。

当扩散压力为3MPa时,中心区域与天堑区域剪切强度均为562MPa。随着扩散压力增大至4MPa,中心与天堑区域拉剪强度存在较大差距,中心剪切强度增长至588MPa,而天堑剪切强度降落至499MPa。为探索4MPa压力下天堑剪切强度降落的原因,对剪堵截口描摹进行观察。

图13为分歧压力下天堑与中心剪切试样断面描摹。扩散压力为1MPa时,从图13a天堑剪堵截口能够观察到,左侧边缘存在未焊合区域,断口平展无显著断裂特点。中央处存在岛装区域与少量浅韧窝,批注焊接质量较低,因而剪切强度低。而从图14a所示中心剪堵截口描摹能够观察到,中央区域存在较深韧窝,批注焊接质量较好。扩散压力增大到2MPa时,天堑剪切试样断口如图13b所示,断面同时存在剪切韧窝与解理特点,批注断裂机造为混合断裂模式。剪切韧窝呈抛物线状,韧窝拉长凸向为剪切力方向。图14b所示中心剪切试样断口描摹以深韧窝为主,且存在较深凹陷,这是由扩散界面浮泛缺点衍生而来。剪堵截裂过程中,扩散界面显微浮泛在剪切力作用下不休长大,同时相邻显微浮泛间基体截面缩幼,直至彼此衔接导致断裂。图13c所示为压力3MPa时天堑剪切试样断面描摹,两侧边缘存在深凹坑与深韧窝。这是由于此处产生了蠕变凹陷,故剪堵截裂时资料产生粘连,产生了深的断裂凹坑与深韧窝。中心剪切试样断口如图14c所示,靠近中央地位观察到韧窝与解理台阶,故断裂模式为混合断裂,但以解理断裂为主。图13d所示为扩散衔接压力4MPa时的天堑剪切试样断面描摹,天堑区域处观察到较大尺寸韧窝。图14d所示中心剪堵截口描摹同时存在韧窝与解理特点,同样为混合断裂模式。韧窝尺寸较幼,解理平台尺寸较幼,批注焊接质量高。

Ti60钛合金扩散衔接接头天堑区域在低扩散压力下存在未焊合缺点,在高扩散压力下会产生凹陷与裂纹等缺点,天堑缺点易成为剪切破环的裂纹源,导致接头剪切强度降低。扩散压力为2MPa时,中心区域与天堑区域剪切强度根基一致,天堑缺点影响最幼,是Ti60钛合金最佳扩散衔接压力。

3、结论

(1)随扩散温度的升高与保温功夫的耽搁,Ti60钛合金扩散衔接接头剪切强度增大,在达到临界扩散温度950℃与临界扩散功夫2h后,接头剪切强度增长幅度减幼。

(2)随扩散压力增大,Ti60钛合金接头天堑剪切强度先增大后减幼,且天堑区域剪切强度幼于中心区域。这是由于扩散衔接过程中资料产生蠕变,扩散试样天堑区域表侧无约束,导致天堑处产生塑性应变与应力集中,故障浮泛关合与跨界面的晶粒长大,使界面天堑处产生未焊合、凹陷、裂纹与晶粒粗壮等天堑缺点,缺点成为接头粉碎的裂纹源,导致天堑剪切强度降低。

(3)Ti60钛合金扩散衔接最佳工艺参数为950℃、2MPa、2h,此时接头中心区域与天堑区域剪切强度根基一致,别离为550与554MPa,扩散天堑缺点对接头机能的影响最幼。

参考文件:

[1] 于卫新, 李淼泉, 胡一曲.资料超塑性和超塑成形/ 扩散衔接技术及利用 [J].资料导报,2009,23 (11):8-14.

YU Weixin, LI Miaoquan, HU Yiqu. Surperplasticity and application of superplastic forming / diffusion bonding technology [J]. Materials Reports, 2009, 23 (11): 8-14.

[2]  刘维伟. 航空发起机叶片关键造作技术钻研进展 [ J]. 航空 造作技术, 2016, (21): 50-56.

LIU Weiwei. Research progress on key manufacturing technology of aeroengine blades [ J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2016, (21): 50-56.

[3] 张昊, 李京龙, 孙福, 等. 扩散焊固相增材造作技术与工程 化利用 [J]. 航空造作技术, 2018, 61 (8): 68-75.

ZHANG Hao, LI Jinglong, SUN Fu, et al. Diffusion bonding solid-state additive manufacturing technology and its engineering application [J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2018, 61 (8): 68-75.

[4]LI H, LIU H B, YU W X, et al. Fabrication of high strength bond of Ti-17 alloy using press bonding under a high bonding pressure [J]. Materials Letters, 2013, 108: 212-214.

[5] LI S, ZU Y, DU Y, et al. Microstructural evolution and mechanical properties of micro-deformation diffusion bonding Inconel 617 superalloy [J]. Materials Characterization, 2022, 194: 112359.

[6] ZHU L, WANG X, CHEN Y, et al. Enhanced tensile strength of TiAl / Ti2AlNb diffusion bonding joint by a novel post-bonded hot deformation [ J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 29: 3598-3605.

[7]  LI C, FAN Q, YANG L, et al. Hot-pressing sintering diffusion bonding of a high-toughness titanium alloy and an ultra-highstrength steel with Ta / Ni dual-interlayer [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 29: 3543-3553.

[8]  LI H, YANG C, SUN L, et al. Influence of pressure on interfacial microstructure evolution and atomic diffusion in the hot-press bonding of Ti-33Al-3V to TC17 [ J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 720: 131-138.

[9] 周贤军, 武永, 秦中环, 等. TA15 / Ti2AlNb 扩散衔接界面组 织及变形钻研 [ J]. 塑性工程学报, 2022, 29 ( 9): 120 - 126. 　 　 　

ZHOU Xianjun, WU Yong, QIN Zhonghuan, et al. Study on interface microstructure and deformation during the diffusion bonding of TA15 / Ti 2AlNb2022 [ J]. Journal of Plasticity Engineering, 2022, 29 (9): 120-126.

[10] WANG B, ZENG W, ZHAO Z, et al. Effect of micro-texture and orientation incompatibility on the mechanical properties of Ti60 alloy [ J]. Materials Science and Engineering: A, 2023, 881: 145419.

[11] XU X, YANG D, ZHANG K, et al. Effect of the TiB reinforcement phase on the vacuum diffusion bonding of TA15 alloy: Interfacial microstructure and mechanical properties [ J ]. Materials Characterization, 2023, 204: 113182.

[12] GB/ T 6394—2017, 金属均匀晶粒度测定步骤 [S]. GB/ T 6394—2017, Determination of estimating the average grain size of metal [S].