Ti2AlNb合金的焊接综述

Ti2AlNb合金焊接综述一．Ti2AlNb合金特点轻质的Ti3Al基合金由于具有突出的高温比强度和高弹性模量而引起人们的广泛关注，成为制造航空航天发动机的首选材料之一，然而室温时由于缺乏足够的形变方式和超点阵位错低的可动性等特点，显示出了室温性脆和韧性低的缺点。1988年Banerjee等人在Ti-25AI-15Nb合金湘区淬火后回火时首先发现了0相，他们认为0相是一种畸变的a相（Cmcm空间群），其成分为TizAINb°Ti2AINb基合金，简称0相（OrthorhombicPhase合金，其晶体结构为有序斜方，故又称为有序斜方晶系钛铝化合物。以O相为主要相组成的Ti2AlNb基合金由于具有较高的比强度、室温塑性、断裂韧性和蠕变抗力，且具有较好的抗氧化性、无磁性等优点，适应了未来航空航天发动机及机（弹）身结构对高比强、高比模量且综合性能优异的轻质高温结构材料的迫切要求，具有广阔的应用前景，是目前 Ti3Al基合金研究中的热点。Ti2AlNb合金的成分Ti2AlNb基合金的成分通常在Ti-（18%〜30%）AI-（12.5%〜30%）Nb（原子分数），一般由a、B/B和O相中的两相或三相构成。由于Nb含量不同，Ti2AlNb基合金各相区的温度范围不同，在此基础上热处理得到的Ti2AlNb基合金显微组织及性能也不同。一般认为当Nbv25%时，在0B2+O+a三相区热处理得到三相合金，称为第一代O相合金，名义合金成分主要有Ti-25Al-17Nb、Ti-21Al-22Nb以及Ti-22Al-23Nb，其相组成为a+B/B+O。当Nb为5%时，在B/B+O两相区热处理得到的B2+O相合金称为第二代O相合金，其名义合金成分主要有Ti-22Al-25Nb、Ti-22AI-27Nb。该合金的特点为高Nb低Al，其相组成为B2+O相。研究表明，0相的强化作用比a相大，经过热处理，得到B2相基体上分布着O相板条的合金具有最佳的综合性能，特别是合金具有良好的蠕变性能和抗氧化性能。因此目前各国研究的重点在第二代0相合金上。Ti-AI-Nb系的相平衡比较复杂，随着对Ti3AI基合金和Ti2AINb基（O相）合金的深入研究，在Ti-Al-Nb系相图的研究方面已取得了较大进展。研究表明，Ti-AI-Nb系中存在着O相单相区以及分隔a+B2、a+O和O+B2两相区的a+B2+O三相区，O相跨越很大的Nb成分范围。图1给出了Ti-22AI-25Nb合金时间-温度-转变曲线图，图中的a+B2+O相区已缩为一条线，O+B2两相区相应增大。高温湘在1090C有序化反应转变为B2,在B专变温度以下固溶处理得到a+B2两相。从B2相区淬火（120k/s曲线）可将B2保存到较低的温度，空冷（9k/s）过程中则发生B2的B19结构的过渡相转变。 在900r以下的时效，合金按以下顺序发生系列相变： B2—B2+O'—O+B2。由过渡相O经原子短程扩散而形成的O相也是亚稳态的，它将进一步分解为O+B2相，此两相组织也是不稳定的，其中B2相将通过分解反应B2—O+B，即又变成了无序的B相。这一无序转变一般在875E和700C之间进行。由这些相变过程可见，O相合金的相转变极为丰富和复杂，故可充分利用这些相转变规律来有效地控制合金的显微组织，进而设计出合理的焊后热处理工艺，来获得具有优异综合力学性能的焊接接头。ln18irf叩呼常~/图1Ti-22AI-25Nb(at.%)合金时间-温度-转变曲线Ti2AINb合金性能Ti2AINb基合金具有比Ti基合金、 YTiAl基合金、a-Ti3AI基合金高的室温塑性，良好的可加工性能、高的高温比强度和较好的断裂韧性， 它虽然比其他几种钛合金密度大，但比镍合金减轻将近40%，因此，Ti2AINb基合金是代替当前广泛使用的重质镍基合金最具竞争力的一种新型轻质耐高温材料，表1是Ti2AINb基合金与几种合金性能的比较。表1几种合金性能比较合全紳类密度Fcm':延悼率1%拉伸强度/MF1JS展强度MFi9帧室鳳高逼］處台金■13-4.696-11070-803-2015-50(5501：)440-1200380-1150\■TiAL基舍金3.76-3-9-L80130-150]7J.Q-60(870C)450-BOO⑷0-630□;-ILAJ基合金4.1-4.7110-14590-110-2-1010'20(66010)800-1140700=9-OTTl 墓台金5.0102-134恥-1003.5-106-14(6301：)100<J-1JCO630-1500Mi基台金6.0-8.68206'207140-1503-1010m仲OX?)1250-1450BOO'1200Ti2AINb基合金在低于650E进行长时间时效处理时，会在B2相基体上析出很细的次生O相板条，使基体B2相硬化，降低了合金的室温塑性。合金显微组织中，所含a相和初生O相的体积分数以及初生O相和次生O相的板条宽度等显微组织参数对合金的力学性能具有决定性作用。 a相(脆性相)体积分数的增加降低了合金延伸率和蠕变强度，当 a体积分数低于8%时合金的力学性能是最好的；初生O相越多以及B2相基体相对减少导致屈服强度降低、延伸率略微提高；淬火处理时，B2相基体上析出的次生O相板条很低，但实验研究表明，初生O相体积分数过大使材料变脆，初生O相体积分数在63%左右时材料的屈服强度最大，减小初生O相板条尺寸提高了拉伸强度，但是以降低蠕变强度为代价；次生O相板条含量越少蠕变强度越高。Nb是B的稳定元素，由于Ti2AINb基合金中Nb含量比较高，B相稳定元素的存在，为形成O+B2相显微组织提供了可能，在以后的热处理过程中， B2相能够保留下来；B2相是塑性相，但单一的B2相因其晶粒粗大塑性较差，而经过热处理得到a相和O相的复合组织时，经过a相和O相的强化作用，Ti2AINb基合金的强度和塑性都显著增加，同时板条状 O相的存在，提高了合金的蠕变性能，研究表明，O相比a相的强化作用大，O+E2相的Ti2AINb基合金具有最佳的综合力学性能。Ti2AINb合金的应用近年来Ti2AINb基合金的研制已成为美国、日本等新材料领域研究的热点之一，其目标是替代Inco718合金作为宇航高性能发动机的涡轮盘材，可减重 35%左右，从而能大大提高航空发动机的推重比。20世纪90年代末期，美国已利用高强高韧的Ti2AINb基合金与铸造YTiAl合金叶轮组合制成了新颖的双金属离心叶轮，其成本和质量都低于传统设计。总之，Ti2AINb基合金是Ti-AI系金属间化合物中一个新拓展出的能在600r〜800r范围内长时使用ioooc以上短时使用的轻质高温结构材料之一。我国钢铁研究总院在Ti2AINb基合金的基础和应用研究方面已取得了重要进展，该类合金比TiAl基合金具有更高的比强度、比刚度、断裂韧性和蠕变抗力，可以部分替代高温合金达到结构减重的目的。目前由 Ti2AINb基合金制作的一些特定部件试验件，如导弹发动机喷嘴、导弹轨控发动机喷注器以及喷管连接件等已开始得到应用，如图2所示为该合金制作某型号航宇部件试验件。图2电子束焊接的Ti2AINb基合金环件二.Ti2AINb合金的焊接Ti2AINb基合金具有较高的室温塑性及良好的可加工性能、 高的高温比强度，特别是较好的断裂韧性，是最具开发的有损伤容限性能的轻质高温材料。目前，世界上许多国家开展了Ti2AINb基合金的研究工作，如美国、欧洲、日本和印度等国家都形成了研究热点。我国北京钢铁研究总院、北京有色金属研究总院和哈尔滨工业大学等单位也开展了Ti2AINb基合金的研究。由于未来所涉及的部件多为钣金件、环件和管件组合而成的复杂构件，大多数需要进行同种或异种材料的连接，因此，合金的可焊性以及焊接工艺的研究已成为此类先进材料推广应用的关键技术。由于Ti2AINb基合金作为金属间化合物结构材料室温塑性较低，且对环境因素的影响特别敏感，采用常规的焊接方法焊接存在着较大困难。 目前，国内外关于Ti2AINb基合金焊接的研究鲜有报道，相关研究大都集中在与Ti2AINb合金相似的Ti3AI基合金方面的焊接工艺方面。Ti2AINb合金的焊接性国外对a合金（Ti-24AI-11Nb，at.%）焊接研究发现，a合金的可焊性主要与焊接冷却时发生在熔合区和热影响区的连续相转变和有序化反应相关。 B/B分解的组织影响固态裂纹的产生和焊接区的力学性能，因此焊接的冷速对 Ti3AI基等金属间化合物合金的焊接性能和组织影响很大。 BAESLACK川等用膨胀法测量了a合金从1〜150E/s范围内连续冷却的相转变，发现随冷速增加，B专变点降低，晶内有不连续的a在晶界形核，晶界相的的宽度和连续性随冷速而改变，最慢时最大。晶内转变组织为粗大的a片，其厚度和冷速有关，随冷速增加，形成连续尖细的a,在冷速为100r/s或150E/s时，析出非常细小的针状a，在光学显微镜下，几乎看不见。从阵专变温度以上，以750C/s水冷，将保持原3组织。TizAINb合金的电子束焊接北京航天航空大学黄正教授采用电子束焊接进行了 Ti2AINb基合金焊接的研究。试验结果表明电子束焊接具有良好的可焊性， 该合金在高的加速电压（120〜150kV）和中等的焊接速度（0.4〜0.8m/min）下焊接可获得成形较好的真空电子束焊接接头。未经过焊后热处理的焊接接头，其焊缝组织为单相的柱状亚稳态有序侨目一B2相；热影响区组织为O+B2两相等轴组织和B2单相组织之间的过渡组织。经过焊后热处理（800r<T<900），焊缝和母材的显微组织状态发生了明显的变化，整个焊接接头区域发生B2TB2+O的相转变，即从B2相中析出了O相细板条，焊缝组织转变为网篮组织，母材转变为双态组织，而热影响区依然是自母材到焊缝的过渡组织。随着焊接工艺参数和热处理工艺的改变，焊缝和母材区域O相细板条的数量、形态和尺寸也会发生相应变化。焊接接头的力学性能测试表明，焊接工艺和焊后热处理工艺都对接头的力学性能有明显影响。 3mm厚Ti2AINb基合金热轧板材的最佳真空电子束焊焊接工艺参数是： 150kV加速电压、7.0mA电子束电流和0.4m/min焊接速度，焊后在真空热处理炉中进行8500保温2h后空冷的热处理，可使焊接接头具有良好的塑性和较高的抗拉强度。首都航天机械公司朱瑞灿等人研究了焊接规范对 Ti2AlNb基合金电子束焊接接头性能的影响。试验结果发现，采用强规范的电子束焊接可以获得正面和背面成形良好的焊缝；而采用弱规范焊接不仅背面成形差，而且飞溅也相当严重，如图3所示分别为两种规范的焊接试板进行8500焊后热处理后的焊缝金相照片。同时发现采用弱规范获得电子束焊接接头室温和高温拉伸试验断裂位置均在焊缝上，断裂形式为沿晶解理断裂；采用强规范获得的电子束焊接接头室温和高温拉伸试验断裂位置均在母材上，断裂形式为韧性断裂，如图 4所示图3经8500热处理后焊缝宏观形貌（a-弱规范，b-强规范）图4室温拉伸试样断口形貌（a-弱规范，b-强规范）崔约贤等研究了Ti-22.3AI-21.4Nb-2.3V（at.%）电子束焊，获得了只有局部存

在少许气孔但无其他宏观缺陷的接头，并成功地焊接了直径为 80mm的环形零件。熔化区为胞状晶，有较明显外延结晶特征且垂直于焊缝边界，宏观偏析不严重；最明显的特征是晶粒粗化。热影响区和熔合区的硬度明显高于母材，熔化区的硬度又比热影响区低。分析认为，焊接速率较大，能量输入小，导致熔化区冷却较快，3-2转专变受到抑制，吐接转变为B2（B；）热影响区冷却速度较熔化区慢一些，出现马氏体转变，高温分解为针状a。与母材拉伸性能（（o.2=57OMPa,6=810MPa，S=19.5%相比，接头强度略低（o.2=630MPa,c=730MPa,S=9.2%SMax=10.9%拉伸断裂发生在母材，主要以塑性方式断裂。弯曲试验时，发生在熔化区的断裂除少部分为塑性断裂外，大部分区域是以裂纹起源于晶界的脆性方式断裂。程云君等人研究了Ti-23AI-17Nb（at.%）合金自身以及同TC4合金的电子束焊接，并对Ti-23Al-17Nb合金真空电子束焊接焊后热处理工艺对接头组织和断裂形貌的影响作了分析。研究发现Ti-23Al-17Nb合金使用真空电子束焊接是完全可行的。Ti-23Al-17Nb电子束焊接后未经过焊后热处理的焊接接头熔合区的组织主要为B/斷目；650E拉伸时，断裂发生在熔合区，为沿晶断裂；经850C&h焊后热处理，熔合区中有a和O相析出，使合金获得了较好的综合力学性能；经870r>2h焊后热处理，热影响区转变为近等轴晶的粗大组织，致使接头的拉伸塑性下降。Ti-23Al-17Nb合金同TC4合金的电子束焊接研究表明，熔合区组织在未经热处理时主要由无序的B相和少量的a相组成，经850°C>2h焊后热处理，有a,a相析出；对接头区域的成分分布进行EDS分析表明，热影响区的成分与各侧的母材成分相同，焊缝的成分介于Ti-23Al-17Nb合金和TC4合金成分之间；接头拉伸试验