TC11與TC17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法

2024-04-15 07:22:05

tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法
技術領域
1.本發明屬於鈦合金焊接件接頭的優化方法技術領域，具體涉及tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法。


背景技術：

2.整體葉盤是航空發動機的核心組成部件，關係到航空飛行器的運行效率和安全可靠性。ti-6.5al-3.5mo-1.5zr-0.3si(tc11)與ti-4mo-4cr-5al-2sn-2zr(tc17)鈦合金以其優異性能已成為葉片與輪盤的首選材料。線性摩擦焊因其焊接效率高、接頭未熔化和自清理功能等優點，可克服榫接接頭重量大、榫頭間隙氣流損失以及傳統熔化焊接頭易氧化等缺點，已成為整體葉盤製造與修復的主流技術。大量研究表明鈦合金線性摩擦焊接頭具有優異的強度和疲勞性能，但低的韌性，尤其是有微裂紋等缺陷條件下的斷裂韌性易造成整體葉盤在接頭部位發生斷裂，難以充分發揮兩種鈦合金性能優勢。
3.一種提高鈦合金線性摩擦焊接頭衝擊韌性的熱處理方法(cn111763812a)指出，經過固溶+雙重時效((790～860℃)
×
(4～8h)水冷+(450～500℃)
×
(3～5h)空冷+(650～700℃)
×
(3～5h)空冷)熱處理後，tc11/tc17鈦合金線性摩擦焊接頭衝擊韌性從9.3j/cm2提高到25j/cm2以上。一種優化鈦合金線性摩擦焊接頭顯微硬度的熱處理方法(cn111979401a)，通過對tc11/tc17線性摩擦焊接頭進行循環熱處理+雙重退火後((600～860℃)
×
(10～20min)循環6～10次+(780～840℃)
×
(30～60min)空冷+(580～640℃)
×
(4～6h)空冷)，使其接頭兩側顯微硬度值更加均勻穩定。而斷裂韌性是構件中有裂紋或類裂紋缺陷時以其為起點發生不穩定斷裂時的韌性值，其在工程應用中非常重要，而關於鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性特徵還鮮有研究。


技術實現要素：

4.本發明的目的是提供tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，解決現有技術中tc11與tc17鈦合金線性摩擦焊接頭在有微裂紋條件下的低韌性斷裂問題。
5.本發明所採用的技術方案是，tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
6.步驟1、對tc11和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11和tc17鈦合金樣品；
7.步驟2、將所述步驟1中的鈦合金樣品置於真空熱處理爐進行第一重爐冷退火熱處理；
8.步驟3、將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐進行第二重爐冷退火熱處理。
9.本發明的特點還在於：
10.步驟2具體按照以下步驟實施：
11.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫升溫到800～900℃，然後將步驟1中的鈦合金樣
品置於真空熱處理爐中，真空熱處理爐溫度再次升溫至800～900℃，然後保溫；
12.步驟2.2、將所述步驟2.1中保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理。
13.步驟2.1中的保溫時間為3-6h，真空熱處理爐兩次升溫速率均為1～15℃/min。
14.步驟3具體按照以下步驟實施：
15.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫升溫到500～600℃，然後將步驟2中處理後的樣品置於真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次升溫至500～600℃，然後保溫；
16.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理。
17.步驟3.1中的保溫時間為6-10h，真空熱處理爐兩次升溫速率均為1～15℃/min。
18.本發明的有益效果是：本發明提供了tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，有效改善接頭組織的均勻性，在接頭兩側焊縫區形成片層交錯組織以提高接頭斷裂韌性，解決原始接頭tc17側焊縫區晶粒粗大、焊接界面明顯而導致的低韌性斷裂問題。
附圖說明
19.圖1是本發明tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法實施例5中雙重爐冷退火後接頭斷裂韌性斷口形貌圖；
20.圖2是本發明tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法實施例5中的焊後原始接頭微觀組織圖；
21.圖3是本發明tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法實施例5中經雙重爐冷退火後的接頭微觀組織圖；
22.圖4是本發明tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法中實施例5經雙重爐冷退火過程的接頭組織演變示意圖；
23.圖5是本發明tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法實施例5中原始接頭斷裂韌性斷口形貌圖。
具體實施方式
24.下面結合附圖和具體實施方式對本發明進行詳細說明。
25.本發明tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
26.步驟1：對tc11和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11/tc17鈦合金樣品；
27.步驟2：將經過步驟1處理後得到的鈦合金樣品置於真空熱處理爐中進行第一重爐冷退火熱處理；
28.步驟2具體按照以下步驟實施：
29.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫以1～15℃/min的速度升溫到800～900℃，然後將步驟1中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以1～15℃/min的速度升高到800～900℃，然後保溫3～6h；
30.步驟2.2、將保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理；
31.步驟3：將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐中進行第二重爐冷退火熱處理；
32.步驟3具體按照以下步驟實施：
33.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫以1～15℃/min的速度升溫到500～600℃，然後將步驟2中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以1～15℃/min的速度升高到500～600℃，然後保溫6～10h；
34.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理。
35.經過以上步驟處理後得到的tc11與tc17鈦合金線性摩擦焊接頭，在室溫下tc11母材斷裂韌性≥70mpa
·m1/2
，tc17母材斷裂韌性≥80mpa
·m1/2
，焊接接頭斷裂韌性≥65mpa
·m1/2
。而現有技術中tc11與tc17母材斷裂韌性基本保持不變，但未熱處理焊接接頭的斷裂韌性為28.4
±
0.1mpa
·m1/2
，由此可見經過本發明處理過的接頭微觀組織得到有效改善，斷裂韌性得到顯著提高。
36.實施例1
37.tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
38.步驟1：對tc11鈦合金和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11/tc17鈦合金樣品；
39.步驟2：將經過步驟1處理後得到的鈦合金樣品置於真空熱處理爐中進行第一重爐冷退火熱處理；
40.步驟2具體按照以下步驟實施：
41.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫以1℃/min的速度升溫到800℃，然後將步驟1中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以1℃/min的速度升高到800℃，然後保溫6h；
42.步驟2.2、將保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理；
43.步驟3：將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐中進行第二重爐冷退火熱處理；
44.步驟3具體按照以下步驟實施：
45.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫以1℃/min的速度升溫到500℃，然後將步驟2中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以1℃/min的速度升高到500℃，然後保溫10h；
46.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理。
47.實施例2
48.tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
49.步驟1：對tc11鈦合金和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11/tc17鈦合金樣品；
50.步驟2：將經過步驟1處理後得到的鈦合金樣品置於真空熱處理爐中進行第一重爐冷退火熱處理；
51.步驟2具體按照以下步驟實施：
52.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫以15℃/min的速度升溫到880℃，然後將步驟1中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以15℃/min的速度升高到880℃，然後保溫3h；
53.步驟2.2、將保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理；
54.步驟3：將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐中進行第二重爐冷退火熱處理；
55.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫以15℃/min的速度升溫到600℃，然後將步驟2中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以15℃/min的速度升高到600℃，然後保溫6h；
56.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理。
57.實施例3
58.tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
59.步驟1：對tc11鈦合金和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11/tc17鈦合金樣品；
60.步驟2：將經過步驟1處理後得到的鈦合金樣品置於真空熱處理爐中進行第一重爐冷退火熱處理；
61.步驟2具體按照以下步驟實施：
62.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫以3℃/min的速度升溫到820℃，然後將步驟1中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以3℃/min的速度升高到820℃，然後保溫5h；
63.步驟2.2、將保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理；
64.步驟3：將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐中進行第二重爐冷退火熱處理；
65.步驟3具體按照以下步驟實施：
66.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫以3℃/min的速度升溫到520℃，然後將步驟2中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以3℃/min的速度升高到520℃，然後保溫9h；
67.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理
68.實施例4
69.tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
70.步驟1：對tc11鈦合金和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11/tc17鈦合金樣品；
71.步驟2：將經過步驟1處理後得到的鈦合金樣品置於真空熱處理爐中進行第一重爐冷退火熱處理；
72.步驟2具體按照以下步驟實施：
73.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫以12℃/min的速度升溫到860℃，然後將步驟1中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以12℃/min的速度升高到860℃，然後保溫3.5h；
74.步驟2.2、將保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理；
75.步驟3：將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐中進行第二重爐冷退火熱處理；
76.步驟3具體按照以下步驟實施：
77.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫以12℃/min的速度升溫到580℃，然後將步驟2中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以12℃/min的速度升高到580℃，然後保溫7h；
78.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理。
79.實施例5
80.tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
81.步驟1：對tc11鈦合金和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11/tc17鈦合金樣品；
82.步驟2：將經過步驟1處理後得到的鈦合金樣品置於真空熱處理爐中進行第一重爐冷退火熱處理；
83.步驟2具體按照以下步驟實施：
84.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫以6℃/min的速度升溫到835℃，然後將步驟1中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以6℃/min的速度升高到835℃，然後保溫4.h；
85.步驟2.2、將保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理；
86.步驟3：將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐中進行第二重爐冷退火熱處理；
87.步驟3具體按照以下步驟實施：
88.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫以6℃/min的速度升溫到540℃，然後將步驟2中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以6℃/min的速度升高到540℃，然後保溫8.5h；
89.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理。
90.實施例6
91.tc11與tc17異種鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的優化方法，具體按照以下步驟實施：
92.步驟1：對tc11鈦合金和tc17鈦合金進行線性摩擦焊，得到帶有原始焊接接頭的tc11/tc17鈦合金樣品；
93.步驟2：將經過步驟1處理後得到的鈦合金樣品置於真空熱處理爐中進行第一重爐冷退火熱處理；
94.步驟2具體按照以下步驟實施：
95.步驟2.1、將真空熱處理爐從室溫以9℃/min的速度升溫到845℃，然後將步驟1中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以9℃/min的速度升高到845℃，然後保溫4h；
96.步驟2.2、將保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第一重爐冷退火熱處理；
97.步驟3：將經過步驟2處理後樣品置於真空熱處理爐中進行第二重爐冷退火熱處理；
98.步驟3.1、將真空熱處理爐從室溫以9℃/min的速度升溫到560℃，然後將步驟2中的鈦合金樣品放入真空熱處理爐，真空熱處理爐溫度再次以9℃/min的速度升高到560℃，然後保溫7.5h；
99.步驟3.2、保溫後的樣品在真空熱處理爐中爐冷至室溫，完成第二重爐冷退火熱處理。
100.圖1為實施例5得到的本發明一種提高tc11/tc17鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的退火方法中雙重爐冷退火後接頭斷裂韌性斷口形貌圖。該斷口也由三部分組成，如圖1(a)(b)所示。與原始接頭斷口形貌相比，裂紋擴展區更加粗糙，剪切唇區寬度增加。在裂紋起裂區，沿裂紋擴展方向其疲勞條帶間距逐漸增加，且有大量撕裂稜呈現，如圖1(c)所示；在裂紋擴展區和剪切唇區分布大量韌性，如圖1(d)-(e)所示，因此該熱處理後的接頭為典型的韌性斷裂模式，其斷裂韌性急劇增加。
101.圖2是實施例5得到的本發明一種提高tc11/tc17鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的退火方法中焊後原始接頭微觀組織圖，從圖2可見焊後未熱處理接頭tc11側焊縫區大量針狀馬氏體α
′
相和少量保留的β相組成，tc17側焊縫區由粗大β晶粒、晶界處少量初生α相和晶內彌散的馬氏體α
′
相組成。
102.圖3為實施例5得到的本發明一種提高tc11/tc17鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的退火方法中雙重爐冷退火後接頭微觀組織圖，由圖3可見在雙重爐冷退火後，tc11與tc17側焊縫區微觀組織差異明顯減小。tc11側焊縫區由過飽和固溶體α
′
相和β相組成，tc17側焊縫區粗大β晶粒消失，馬氏體α
′
相轉變為片層狀α+α
′
相併均勻分布於β基體上。
103.圖4是實施例5得到的本發明一種提高tc11/tc17鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的退火方法中經過雙重爐冷退火過程的接頭組織演變示意圖。由圖4清晰可見，雙重退火處理後tc11側焊縫區針狀馬氏體α
′
相略有長大，tc17側焊縫區粗大晶粒破碎，晶內球狀彌散
態α
′
相部分轉變為針狀，且在晶界充滿片層狀α相。整個焊縫區由針狀和片層狀網籃組織組成。
104.圖5為實施例5得到的本發明一種提高tc11/tc17鈦合金線性摩擦焊接頭斷裂韌性的退火方法中原始接頭斷裂韌性斷口形貌圖。由圖5(a)(b)可見，該斷口由起裂區、擴展區和剪切唇區三部分組成，起裂區寬度極不均勻，裂紋擴展區比較光滑，而剪切唇區非常狹窄。大量撕裂稜和細小韌窩呈現在起裂區，如圖5(c)所示；在裂紋擴展區，可以觀察到明顯的河流花樣和沿晶斷口形貌，如圖5(d)所示；有光滑平面和變形韌窩分布在剪切唇區，如圖5(e)所示。因此整個接頭屬於典型的準解理斷裂模式，呈現出脆性斷裂特徵。
105.經過以上步驟處理後得到的tc11與tc17鈦合金線性摩擦焊接頭，在室溫下tc11母材斷裂韌性≥70mpa
·m1/2
，tc17母材斷裂韌性≥80mpa
·m1/2
，焊接接頭斷裂韌性≥65mpa
·m1/2
。而現有技術中tc11與tc17母材斷裂韌性基本保持不變，但未熱處理焊接接頭的斷裂韌性為28.4
±
0.1mpa
·m1/2
，由此可見經過本發明處理過的接頭微觀組織得到有效改善，斷裂韌性得到顯著提高。