Ti2AlNb合金焊接綜述一．Ti2AlNb合金特點(diǎn)輕質(zhì)的Ti3Al基合金由于具有突出的高溫比強(qiáng)度和高彈性模量而引起人們的廣泛關(guān)注，成為制造航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)的首選材料之一，然而室溫時(shí)由于缺乏足夠的形變方式和超點(diǎn)陣位錯(cuò)低的可動(dòng)性等特點(diǎn)，顯示出了室溫性脆和韌性低的缺點(diǎn)。1988年Banerjee等人在Ti-25AI-15Nb合金湘區(qū)淬火后回火時(shí)首先發(fā)現(xiàn)了0相，他們認(rèn)為0相是一種畸變的a相（Cmcm空間群），其成分為T(mén)izAINb°Ti2AINb基合金，簡(jiǎn)稱(chēng)0相（OrthorhombicPhase合金，其晶體結(jié)構(gòu)為有序斜方，故又稱(chēng)為有序斜方晶系鈦鋁化合物。以O(shè)相為主要相組成的Ti2AlNb基合金由于具有較高的比強(qiáng)度、室溫塑性、斷裂韌性和蠕變抗力，且具有較好的抗氧化性、無(wú)磁性等優(yōu)點(diǎn)，適應(yīng)了未來(lái)航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)及機(jī)（彈）身結(jié)構(gòu)對(duì)高比強(qiáng)、高比模量且綜合性能優(yōu)異的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料的迫切要求，具有廣闊的應(yīng)用前景，是目前 Ti3Al基合金研究中的熱點(diǎn)。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?jǐn)?shù)），一般由a、B/B和O相中的兩相或三相構(gòu)成。由于Nb含量不同，Ti2AlNb基合金各相區(qū)的溫度范圍不同，在此基礎(chǔ)上熱處理得到的Ti2AlNb基合金顯微組織及性能也不同。一般認(rèn)為當(dāng)Nbv25%時(shí)，在0B2+O+a三相區(qū)熱處理得到三相合金，稱(chēng)為第一代O相合金，名義合金成分主要有Ti-25Al-17Nb、Ti-21Al-22Nb以及Ti-22Al-23Nb，其相組成為a+B/B+O。當(dāng)Nb為5%時(shí)，在B/B+O兩相區(qū)熱處理得到的B2+O相合金稱(chēng)為第二代O相合金，其名義合金成分主要有Ti-22Al-25Nb、Ti-22AI-27Nb。該合金的特點(diǎn)為高Nb低Al，其相組成為B2+O相。研究表明，0相的強(qiáng)化作用比a相大，經(jīng)過(guò)熱處理，得到B2相基體上分布著O相板條的合金具有最佳的綜合性能，特別是合金具有良好的蠕變性能和抗氧化性能。因此目前各國(guó)研究的重點(diǎn)在第二代0相合金上。Ti-AI-Nb系的相平衡比較復(fù)雜，隨著對(duì)Ti3AI基合金和Ti2AINb基（O相）合金的深入研究，在Ti-Al-Nb系相圖的研究方面已取得了較大進(jìn)展。研究表明，Ti-AI-Nb系中存在著O相單相區(qū)以及分隔a+B2、a+O和O+B2兩相區(qū)的a+B2+O三相區(qū)，O相跨越很大的Nb成分范圍。圖1給出了Ti-22AI-25Nb合金時(shí)間-溫度-轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)圖，圖中的a+B2+O相區(qū)已縮為一條線(xiàn)，O+B2兩相區(qū)相應(yīng)增大。高溫湘在1090C有序化反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)锽2,在B專(zhuān)變溫度以下固溶處理得到a+B2兩相。從B2相區(qū)淬火（120k/s曲線(xiàn)）可將B2保存到較低的溫度，空冷（9k/s）過(guò)程中則發(fā)生B2的B19結(jié)構(gòu)的過(guò)渡相轉(zhuǎn)變。 在900r以下的時(shí)效，合金按以下順序發(fā)生系列相變： B2—B2+O'—O+B2。由過(guò)渡相O經(jīng)原子短程擴(kuò)散而形成的O相也是亞穩(wěn)態(tài)的，它將進(jìn)一步分解為O+B2相，此兩相組織也是不穩(wěn)定的，其中B2相將通過(guò)分解反應(yīng)B2—O+B，即又變成了無(wú)序的B相。這一無(wú)序轉(zhuǎn)變一般在875E和700C之間進(jìn)行。由這些相變過(guò)程可見(jiàn)，O相合金的相轉(zhuǎn)變極為豐富和復(fù)雜，故可充分利用這些相轉(zhuǎn)變規(guī)律來(lái)有效地控制合金的顯微組織，進(jìn)而設(shè)計(jì)出合理的焊后熱處理工藝，來(lái)獲得具有優(yōu)異綜合力學(xué)性能的焊接接頭。ln18irf叩呼常~/圖1Ti-22AI-25Nb(at.%)合金時(shí)間-溫度-轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)Ti2AINb合金性能Ti2AINb基合金具有比Ti基合金、 YTiAl基合金、a-Ti3AI基合金高的室溫塑性，良好的可加工性能、高的高溫比強(qiáng)度和較好的斷裂韌性， 它雖然比其他幾種鈦合金密度大，但比鎳合金減輕將近40%，因此，Ti2AINb基合金是代替當(dāng)前廣泛使用的重質(zhì)鎳基合金最具競(jìng)爭(zhēng)力的一種新型輕質(zhì)耐高溫材料，表1是Ti2AINb基合金與幾種合金性能的比較。表1幾種合金性能比較合全紳類(lèi)密度Fcm':延悼率1%拉伸強(qiáng)度/MF1JS展強(qiáng)度MFi9幀室鳳高逼］處臺(tái)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 墓臺(tái)金5.0102-134恥-1003.5-106-14(6301：)100<J-1JCO630-1500Mi基臺(tái)金6.0-8.68206'207140-1503-1010m仲OX?)1250-1450BOO'1200Ti2AINb基合金在低于650E進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效處理時(shí)，會(huì)在B2相基體上析出很細(xì)的次生O相板條，使基體B2相硬化，降低了合金的室溫塑性。合金顯微組織中，所含a相和初生O相的體積分?jǐn)?shù)以及初生O相和次生O相的板條寬度等顯微組織參數(shù)對(duì)合金的力學(xué)性能具有決定性作用。 a相(脆性相)體積分?jǐn)?shù)的增加降低了合金延伸率和蠕變強(qiáng)度，當(dāng) a體積分?jǐn)?shù)低于8%時(shí)合金的力學(xué)性能是最好的；初生O相越多以及B2相基體相對(duì)減少導(dǎo)致屈服強(qiáng)度降低、延伸率略微提高；淬火處理時(shí)，B2相基體上析出的次生O相板條很低，但實(shí)驗(yàn)研究表明，初生O相體積分?jǐn)?shù)過(guò)大使材料變脆，初生O相體積分?jǐn)?shù)在63%左右時(shí)材料的屈服強(qiáng)度最大，減小初生O相板條尺寸提高了拉伸強(qiáng)度，但是以降低蠕變強(qiáng)度為代價(jià)；次生O相板條含量越少蠕變強(qiáng)度越高。Nb是B的穩(wěn)定元素，由于Ti2AINb基合金中Nb含量比較高，B相穩(wěn)定元素的存在，為形成O+B2相顯微組織提供了可能，在以后的熱處理過(guò)程中， B2相能夠保留下來(lái)；B2相是塑性相，但單一的B2相因其晶粒粗大塑性較差，而經(jīng)過(guò)熱處理得到a相和O相的復(fù)合組織時(shí)，經(jīng)過(guò)a相和O相的強(qiáng)化作用，Ti2AINb基合金的強(qiáng)度和塑性都顯著增加，同時(shí)板條狀 O相的存在，提高了合金的蠕變性能，研究表明，O相比a相的強(qiáng)化作用大，O+E2相的Ti2AINb基合金具有最佳的綜合力學(xué)性能。Ti2AINb合金的應(yīng)用近年來(lái)Ti2AINb基合金的研制已成為美國(guó)、日本等新材料領(lǐng)域研究的熱點(diǎn)之一，其目標(biāo)是替代Inco718合金作為宇航高性能發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤(pán)材，可減重 35%左右，從而能大大提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比。20世紀(jì)90年代末期，美國(guó)已利用高強(qiáng)高韌的Ti2AINb基合金與鑄造YTiAl合金葉輪組合制成了新穎的雙金屬離心葉輪，其成本和質(zhì)量都低于傳統(tǒng)設(shè)計(jì)。總之，Ti2AINb基合金是Ti-AI系金屬間化合物中一個(gè)新拓展出的能在600r?800r范圍內(nèi)長(zhǎng)時(shí)使用ioooc以上短時(shí)使用的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料之一。我國(guó)鋼鐵研究總院在Ti2AINb基合金的基礎(chǔ)和應(yīng)用研究方面已取得了重要進(jìn)展，該類(lèi)合金比TiAl基合金具有更高的比強(qiáng)度、比剛度、斷裂韌性和蠕變抗力，可以部分替代高溫合金達(dá)到結(jié)構(gòu)減重的目的。目前由 Ti2AINb基合金制作的一些特定部件試驗(yàn)件，如導(dǎo)彈發(fā)動(dòng)機(jī)噴嘴、導(dǎo)彈軌控發(fā)動(dòng)機(jī)噴注器以及噴管連接件等已開(kāi)始得到應(yīng)用，如圖2所示為該合金制作某型號(hào)航宇部件試驗(yàn)件。圖2電子束焊接的Ti2AINb基合金環(huán)件二.Ti2AINb合金的焊接Ti2AINb基合金具有較高的室溫塑性及良好的可加工性能、 高的高溫比強(qiáng)度，特別是較好的斷裂韌性，是最具開(kāi)發(fā)的有損傷容限性能的輕質(zhì)高溫材料。目前，世界上許多國(guó)家開(kāi)展了Ti2AINb基合金的研究工作，如美國(guó)、歐洲、日本和印度等國(guó)家都形成了研究熱點(diǎn)。我國(guó)北京鋼鐵研究總院、北京有色金屬研究總院和哈爾濱工業(yè)大學(xué)等單位也開(kāi)展了Ti2AINb基合金的研究。由于未來(lái)所涉及的部件多為鈑金件、環(huán)件和管件組合而成的復(fù)雜構(gòu)件，大多數(shù)需要進(jìn)行同種或異種材料的連接，因此，合金的可焊性以及焊接工藝的研究已成為此類(lèi)先進(jìn)材料推廣應(yīng)用的關(guān)鍵技術(shù)。由于Ti2AINb基合金作為金屬間化合物結(jié)構(gòu)材料室溫塑性較低，且對(duì)環(huán)境因素的影響特別敏感，采用常規(guī)的焊接方法焊接存在著較大困難。 目前，國(guó)內(nèi)外關(guān)于Ti2AINb基合金焊接的研究鮮有報(bào)道，相關(guān)研究大都集中在與Ti2AINb合金相似的Ti3AI基合金方面的焊接工藝方面。Ti2AINb合金的焊接性國(guó)外對(duì)a合金（Ti-24AI-11Nb，at.%）焊接研究發(fā)現(xiàn)，a合金的可焊性主要與焊接冷卻時(shí)發(fā)生在熔合區(qū)和熱影響區(qū)的連續(xù)相轉(zhuǎn)變和有序化反應(yīng)相關(guān)。 B/B分解的組織影響固態(tài)裂紋的產(chǎn)生和焊接區(qū)的力學(xué)性能，因此焊接的冷速對(duì) Ti3AI基等金屬間化合物合金的焊接性能和組織影響很大。 BAESLACK川等用膨脹法測(cè)量了a合金從1?150E/s范圍內(nèi)連續(xù)冷卻的相轉(zhuǎn)變，發(fā)現(xiàn)隨冷速增加，B專(zhuān)變點(diǎn)降低，晶內(nèi)有不連續(xù)的a在晶界形核，晶界相的的寬度和連續(xù)性隨冷速而改變，最慢時(shí)最大。晶內(nèi)轉(zhuǎn)變組織為粗大的a片，其厚度和冷速有關(guān)，隨冷速增加，形成連續(xù)尖細(xì)的a,在冷速為100r/s或150E/s時(shí)，析出非常細(xì)小的針狀a，在光學(xué)顯微鏡下，幾乎看不見(jiàn)。從陣專(zhuān)變溫度以上，以750C/s水冷，將保持原3組織。TizAINb合金的電子束焊接北京航天航空大學(xué)黃正教授采用電子束焊接進(jìn)行了 Ti2AINb基合金焊接的研究。試驗(yàn)結(jié)果表明電子束焊接具有良好的可焊性， 該合金在高的加速電壓（120?150kV）和中等的焊接速度（0.4?0.8m/min）下焊接可獲得成形較好的真空電子束焊接接頭。未經(jīng)過(guò)焊后熱處理的焊接接頭，其焊縫組織為單相的柱狀亞穩(wěn)態(tài)有序僑目一B2相；熱影響區(qū)組織為O+B2兩相等軸組織和B2單相組織之間的過(guò)渡組織。經(jīng)過(guò)焊后熱處理（800r<T<900），焊縫和母材的顯微組織狀態(tài)發(fā)生了明顯的變化，整個(gè)焊接接頭區(qū)域發(fā)生B2TB2+O的相轉(zhuǎn)變，即從B2相中析出了O相細(xì)板條，焊縫組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，母材轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織，而熱影響區(qū)依然是自母材到焊縫的過(guò)渡組織。隨著焊接工藝參數(shù)和熱處理工藝的改變，焊縫和母材區(qū)域O相細(xì)板條的數(shù)量、形態(tài)和尺寸也會(huì)發(fā)生相應(yīng)變化。焊接接頭的力學(xué)性能測(cè)試表明，焊接工藝和焊后熱處理工藝都對(duì)接頭的力學(xué)性能有明顯影響。 3mm厚Ti2AINb基合金熱軋板材的最佳真空電子束焊焊接工藝參數(shù)是： 150kV加速電壓、7.0mA電子束電流和0.4m/min焊接速度，焊后在真空熱處理爐中進(jìn)行8500保溫2h后空冷的熱處理，可使焊接接頭具有良好的塑性和較高的抗拉強(qiáng)度。首都航天機(jī)械公司朱瑞燦等人研究了焊接規(guī)范對(duì) Ti2AlNb基合金電子束焊接接頭性能的影響。試驗(yàn)結(jié)果發(fā)現(xiàn)，采用強(qiáng)規(guī)范的電子束焊接可以獲得正面和背面成形良好的焊縫；而采用弱規(guī)范焊接不僅背面成形差，而且飛濺也相當(dāng)嚴(yán)重，如圖3所示分別為兩種規(guī)范的焊接試板進(jìn)行8500焊后熱處理后的焊縫金相照片。同時(shí)發(fā)現(xiàn)采用弱規(guī)范獲得電子束焊接接頭室溫和高溫拉伸試驗(yàn)斷裂位置均在焊縫上，斷裂形式為沿晶解理斷裂；采用強(qiáng)規(guī)范獲得的電子束焊接接頭室溫和高溫拉伸試驗(yàn)斷裂位置均在母材上，斷裂形式為韌性斷裂，如圖 4所示圖3經(jīng)8500熱處理后焊縫宏觀形貌（a-弱規(guī)范，b-強(qiáng)規(guī)范）圖4室溫拉伸試樣斷口形貌（a-弱規(guī)范，b-強(qiáng)規(guī)范）崔約賢等研究了Ti-22.3AI-21.4Nb-2.3V（at.%）電子束焊，獲得了只有局部存

在少許氣孔但無(wú)其他宏觀缺陷的接頭，并成功地焊接了直徑為 80mm的環(huán)形零件。熔化區(qū)為胞狀晶，有較明顯外延結(jié)晶特征且垂直于焊縫邊界，宏觀偏析不嚴(yán)重；最明顯的特征是晶粒粗化。熱影響區(qū)和熔合區(qū)的硬度明顯高于母材，熔化區(qū)的硬度又比熱影響區(qū)低。分析認(rèn)為，焊接速率較大，能量輸入小，導(dǎo)致熔化區(qū)冷卻較快，3-2轉(zhuǎn)專(zhuān)變受到抑制，吐接轉(zhuǎn)變?yōu)锽2（B；）熱影響區(qū)冷卻速度較熔化區(qū)慢一些，出現(xiàn)馬氏體轉(zhuǎn)變，高溫分解為針狀a。與母材拉伸性能（（o.2=57OMPa,6=810MPa，S=19.5%相比，接頭強(qiáng)度略低（o.2=630MPa,c=730MPa,S=9.2%SMax=10.9%拉伸斷裂發(fā)生在母材，主要以塑性方式斷裂。彎曲試驗(yàn)時(shí)，發(fā)生在熔化區(qū)的斷裂除少部分為塑性斷裂外，大部分區(qū)域是以裂紋起源于晶界的脆性方式斷裂。程云君等人研究了Ti-23AI-17Nb（at.%）合金自身以及同TC4合金的電子束焊接，并對(duì)Ti-23Al-17Nb合金真空電子束焊接焊后熱處理工藝對(duì)接頭組織和斷裂形貌的影響作了分析。研究發(fā)現(xiàn)Ti-23Al-17Nb合金使用真空電子束焊接是完全可行的。Ti-23Al-17Nb電子束焊接后未經(jīng)過(guò)焊后熱處理的焊接接頭熔合區(qū)的組織主要為B/斷目；650E拉伸時(shí)，斷裂發(fā)生在熔合區(qū)，為沿晶斷裂；經(jīng)850C&h焊后熱處理，熔合區(qū)中有a和O相析出，使合金獲得了較好的綜合力學(xué)性能；經(jīng)870r>2h焊后熱處理，熱影響區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)榻容S晶的粗大組織，致使接頭的拉伸塑性下降。Ti-23Al-17Nb合金同TC4合金的電子束焊接研究表明，熔合區(qū)組織在未經(jīng)熱處理時(shí)主要由無(wú)序的B相和少量的a相組成，經(jīng)850°C>2h焊后熱處理，有a,a相析出；對(duì)接頭區(qū)域的成分分布進(jìn)行EDS分析表明，熱影響區(qū)的成分與各側(cè)的母材成分相同，焊縫的成分介于Ti-23Al-17Nb合金和TC4合金成分之間；接頭拉伸試驗(yàn)