黃利，盛光敏，羅軍，薛昊飛

(重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶，400030)

在航空航天、醫(yī)療器械、石油化工和核工業(yè)等領(lǐng)域，鈦合金/不銹鋼復(fù)合材料作為鈦合金的代替品來使用，能夠充分發(fā)揮其性能和經(jīng)濟(jì)上的優(yōu)勢(shì)互補(bǔ)，具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。由于鈦合金與不銹鋼進(jìn)行連接時(shí)容易產(chǎn)生硬而脆的Fe-Ti金屬間化合物[3]，而且物理化學(xué)性能差異(線膨脹系數(shù)、熱導(dǎo)率等)會(huì)導(dǎo)致在接頭處產(chǎn)生較大的殘余內(nèi)應(yīng)力，從而產(chǎn)生微觀裂紋[4-5]，嚴(yán)重影響接頭性能[6]。采用適當(dāng)?shù)闹虚g層來解決異種材料連接問題在國(guó)內(nèi)外已有大量的研究。何鵬等[7-8]采用釩和銅作為TiAl/40Cr的中間層進(jìn)行擴(kuò)散焊接，接頭強(qiáng)度為200 MPa；Kundu等[9]采用銅作為Ti/304的中間層進(jìn)行擴(kuò)散焊接，接頭強(qiáng)度達(dá)到318 MPa，但耐腐蝕性能不能滿足要求。鎳的耐蝕性好，是非碳化物形成元素[10-11]，且塑性好，可以緩解接頭處的內(nèi)應(yīng)力[12]；根據(jù)Fe-Ni、Ti-Ni二元相圖，F(xiàn)e和Ni可以無限互溶，Ti和Ni可形成一定的金屬間化合物[4]；而Ti-Ni金屬間化合物具有一定的塑性[13]。納米晶體材料的晶界體積分?jǐn)?shù)高，能為原子提供大量擴(kuò)散通道[14]，提高原子的擴(kuò)散速度[15]，并且納米晶組織中存在的位錯(cuò)、空位、亞晶界等非平衡缺陷及過剩能量，有利于原子的化學(xué)反應(yīng)[16-17]。經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)：在快速加壓條件下，原子在固相中擴(kuò)散速度可大大提高，甚至可能超過液相擴(kuò)散速度，因而，原來在一定擴(kuò)散溫度下需要幾小時(shí)才能形成的擴(kuò)散接頭，現(xiàn)可瞬時(shí)完成[18]。本研究在 Han等[2,17,19]研究基礎(chǔ)上，采用高能噴丸對(duì)TA17鈦合金和0Cr18Ni9Ti不銹鋼進(jìn)行表面自納米化處理，使表面層得到一定厚度的納米晶粒[19]，并對(duì)鎳箔中間層進(jìn)行脈沖加壓擴(kuò)散連接試驗(yàn)，對(duì)接頭性能進(jìn)行了測(cè)試，并對(duì)接頭結(jié)構(gòu)及拉伸斷口進(jìn)行一系列的微觀分析。利用表面納米化、加中間層脈沖加壓擴(kuò)散連接方法以阻止連接接頭 Fe-Ti脆性金屬間化合物的形成，提高連接接頭質(zhì)量，這對(duì)鈦合金與不銹鋼異種材質(zhì)的連接具有指導(dǎo)意義。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)所用材料為 TA17近 α型鈦合金和0Cr18Ni9Ti不銹鋼的棒材，直徑為12 mm。其中鈦合金的熱處理狀態(tài)為熱軋后750 ℃再結(jié)晶退火1 h，不銹鋼為熱軋態(tài)，材料的化學(xué)成分見表 1。中間層材料采用純鎳箔，厚度為12.5 μm。

1.2 試驗(yàn)方法

將TA17鈦合金(Ti)和0Cr18Ni9Ti不銹鋼(SS)棒材的連接端面用水砂紙進(jìn)行打磨并拋光，然后，采用高能噴丸(HESP)對(duì)棒材的端面進(jìn)行表面自納米化處理。高能噴丸所用的設(shè)備為 6050型噴丸機(jī)，噴丸參數(shù)如下：鋼丸直徑為1.0 mm，工作距離為50 mm，工作壓力為0.6 MPa，噴丸時(shí)間為5 min。經(jīng)噴丸后，噴丸面變粗糙，需將噴丸面再次打磨并拋光，保證試樣噴丸端面無微孔且2個(gè)試樣能緊密接觸，以滿足擴(kuò)散連接的界面條件。

擴(kuò)散實(shí)驗(yàn)在 Gleeble-1500D熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。焊前采用酸洗的方法(不銹鋼：6% HCl, 2% HF和92%水，體積分?jǐn)?shù)，室溫，時(shí)間為10 s；鈦合金：80%HNO3，20% HF，100 ℃，時(shí)間為30 s)去除表面氧化膜，并用丙酮清洗表面，清除表面油脂。

鈦合金/不銹鋼試樣裝配如圖1所示，將中間層與2種材料的噴丸端面對(duì)接，采用Ni-Cr、Ni-Al熱電偶進(jìn)行測(cè)溫，熱電偶焊于不銹鋼側(cè)距界面1 mm處。為了避免試樣與夾具在高溫下發(fā)生粘結(jié)，在二者之間加入鉭片。連接時(shí)的真空度為0.1 Pa。

圖1 試樣裝配圖Fig.1 Assembly of samples

根據(jù)文獻(xiàn)[18]選擇鈦合金與不銹鋼脈沖加壓連接參數(shù)，脈沖加壓連接工藝如圖2所示。為探討連接溫度對(duì)接頭性能的影響，連接溫度選擇4種溫度(分別為800，825，850 和 875 ℃)，升溫和降溫速率都為 5 ℃/s，脈沖壓力為8～50 MPa，脈沖頻率為0.5 Hz，脈沖次數(shù)為40(時(shí)間為80 s)，脈沖加壓后保溫時(shí)間為120 s。連接后的試樣在400 ℃下退火1 h，以消除連接殘余內(nèi)應(yīng)力。

將拉伸試樣加工成直徑為 10 mm，在新三思CMT5105型材料拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸，加載速率為0.5 mm/min，并用OLYMPUS-GX41型金相顯微鏡對(duì)接頭剖面的組織進(jìn)行觀察，用Vega Tescan型電子掃描顯微鏡(SEM)、能譜儀(EDS)對(duì)拉伸斷口和接頭剖面的組織進(jìn)行觀察和分析，并用D/MAX-1400型X線衍射儀對(duì)拉伸斷口試樣進(jìn)行X線衍射試驗(yàn)，以便對(duì)試樣上的組織和物相進(jìn)行分析。

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of tested materials %

圖2 脈沖加壓連接工藝曲線Fig.2 Curve of PPDB bonding technique

2 結(jié)果及分析

2.1 接頭抗拉強(qiáng)度

表2所示為連接接頭的抗拉強(qiáng)度和壓縮率，從表2中可以看到：當(dāng)溫度低于850 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度隨著溫度升高而提高，這是由于隨著連接溫度升高，材料塑性變形增強(qiáng)，接頭有效接觸面積增大[6]，并且原子間的擴(kuò)散增強(qiáng)，有利于接頭強(qiáng)度的提高；而當(dāng)溫度高于850 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度隨著溫度升高反而降低。這是由于溫度升高接頭處形成的 Ti-Ni金屬間化合物厚度增加，接頭組織粗大，材料變形導(dǎo)致較大的內(nèi)應(yīng)力嚴(yán)重影響了接頭的性能[2]。

表2 連接接頭的抗拉強(qiáng)度和壓縮率Table 2 Tensile strength and compressibility of bonded joints

2.2 接頭剖面金相觀察

圖3所示為不同溫度下接頭剖面的金相組織，根據(jù)不同的組織特征可以將接頭分為A，B，C，D，E，F(xiàn)和G 7個(gè)區(qū)域，其中：A區(qū)為不銹鋼基體區(qū)，晶粒比較粗大；B區(qū)為細(xì)晶粒區(qū)，該區(qū)域?yàn)椴讳P鋼表面自納米化后的納米組織區(qū)域，由圖3可以看出：擴(kuò)散連接后仍然不能區(qū)分晶粒形貌與大小，說明晶粒還沒有明顯長(zhǎng)大；C區(qū)為Fe-Ni固溶體區(qū)和鎳箔層，由于鎳耐腐蝕，該區(qū)呈白亮區(qū)；D區(qū)為Ti-Ni金屬間化合物和Ti-Ni固溶體層；E區(qū)為β-Ti層，隨著溫度升高厚度增加；F區(qū)為鈦合金側(cè)的細(xì)晶粒區(qū)；G區(qū)為鈦合金基體區(qū)。由金相組織可以推斷可能純鎳層仍然存在，說明鎳箔阻止了Ti/Fe之間的互擴(kuò)散，阻止了Ti-Fe脆性金屬間化合物的形成。擴(kuò)散連接后納米晶粒層轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)晶粒層，并且隨著溫度升高，接頭兩側(cè)的細(xì)晶粒層厚度逐漸減少。

圖3 不同溫度下擴(kuò)散焊接頭剖面金相組織Fig.3 Longitudinal section microstructures of joints at different temperatures

2.3 接頭SEM組織觀察

為了確定連接接頭處元素組成及分布，對(duì)接頭性能最好的溫度即850 ℃進(jìn)行了接頭微觀分析。圖4所示為850 ℃時(shí)脈沖加壓連接接頭縱剖面的SEM形貌及相對(duì)應(yīng)的能譜分布圖。在SEM圖(圖4(a))中，根據(jù)不同的組織特征可以分為A，B，C，D和E 5個(gè)區(qū)域，其中A區(qū)為鈦合金基體區(qū)；B區(qū)為Ni在β-Ti區(qū)，Ni元素是β-Ti穩(wěn)定元素，降低α相向β相轉(zhuǎn)變溫度[20]，在高溫時(shí)該區(qū)有大量的β相生成，冷卻時(shí)來不及轉(zhuǎn)變而保留到室溫；C區(qū)為Ti-Ni金屬間化合物和Ti-Ni固溶體區(qū)；D區(qū)為純鎳層；E區(qū)為Fe-Ni固溶體和不銹鋼基體區(qū)。

經(jīng)過相對(duì)應(yīng)的接頭界面兩側(cè)一定范圍內(nèi)的線能譜分析可以看到Fe，Ti和Ni元素的分布(圖4(b))。結(jié)果表明：鎳箔中間層與兩側(cè)母材均產(chǎn)生了一定程度的相互擴(kuò)散，形成了成分逐漸變化的擴(kuò)散層。從鎳元素的分布曲線可見：Ni層尚余6 μm沒有擴(kuò)散。Ni原子與Fe原子相互擴(kuò)散距離都比較小，大約為5 μm，而Ni原子在Ti原子中擴(kuò)散(約30 μm)比Ti原子在Ni原子中擴(kuò)散(約8 μm)大得多。這是由于Ti、Ni和Fe原子半徑分別為 1.73 ?、1.24 ?、1.27 ?，根據(jù)擴(kuò)散理論[21]，在一般情況下，原子半徑小的元素易向原子半徑大的元素中擴(kuò)散，因此，Ni原子容易向Ti原子擴(kuò)散，而Ni原子與Fe原子半徑相近，需要在高溫下長(zhǎng)時(shí)間才能加速擴(kuò)散。

圖4 850 ℃下擴(kuò)散焊接頭剖面的SEM和EDSFig.4 SEM and EDS on longitudinal section of joint

2.4 接頭斷口分析

在拉伸試驗(yàn)中，試樣斷裂于不銹鋼與鈦合金連接界面，斷口平整，沒有頸縮痕跡，宏觀表現(xiàn)為脆性斷裂。圖5所示為850 ℃下連接接頭拉伸斷口的微觀形貌。從圖5可以看出：不銹鋼側(cè)和鈦合金側(cè)的微觀形貌上沒有很大差別，被撕裂的試樣存在塑性變形痕跡，說明接頭具有一定的塑性。對(duì)圖5中“十”位置進(jìn)行能譜點(diǎn)分析，不銹鋼側(cè)A點(diǎn)主要成分(原子數(shù)分?jǐn)?shù))為Ti 57.49%，Ni 42.51%；鈦合金側(cè)B點(diǎn)的主要成分(原子數(shù)分?jǐn)?shù))為Ti 69.52%，Ni 30.48%。斷口中沒有Fe元素的出現(xiàn)，Ni層阻止了Fe/Ti的互擴(kuò)散，并且斷裂發(fā)生在Ti/Ni層某個(gè)位置。

圖5 850 ℃下擴(kuò)散焊接頭拉伸斷口的SEMFig.5 Tensile fracture SEM of bonded joint at 850 ℃

為了進(jìn)一步查明各擴(kuò)散層的具體組成、相結(jié)構(gòu)和斷面位置，進(jìn)行了接頭剖面及斷面的X線衍射分析。圖6(a)所示為接頭剖面處的XRD分析，可以看出：在接頭處有新相生成，主要有Ti-Ni金屬間化合物(Ti2Ni，TiNi3)以及(Fe，Ni)固溶體和β-Ti組成。并且沒有發(fā)現(xiàn)有 Fe-Ti脆性金屬間化合物，說明鎳箔阻止了 Fe/Ti的互擴(kuò)散。圖 6(b)和圖6(c)所示分別為拉伸斷口不銹鋼側(cè)和鈦合金側(cè)的X線衍射分析。從圖6可以看出：不銹鋼側(cè)(圖 6(b))的主要物相為 Ti-Ni金屬間化合物(TiNi，TiNi3，Ti2Ni)和純鎳，而鈦合金側(cè)(圖 6(c))主要為Ti-Ni金屬間化合物(TiNi、Ti2Ni)和純鎳。斷口兩側(cè)同時(shí)出現(xiàn)了 Ti-Ni金屬間化合物和純鎳，這說明斷裂的位置為純鎳層與Ti-Ni金屬化合物的界面處。

圖6 850 ℃下擴(kuò)散連接接頭剖面及拉伸斷口X-ray衍射分析Fig.6 X-ray diffraction Patters of longitudinal section of joint and tensile fracture

3 結(jié)論

(1) 擴(kuò)散連接后，鎳箔中間層分別與鈦合金和不銹鋼中形成Ni-Ti金屬間化合物和(Fe，Ni)固溶體；純鎳層有效地阻止 Fe-Ti金屬間化合物的形成，界面兩側(cè)的細(xì)小晶粒有利于接頭性能的提高。

(2) 在溫度為850 ℃、脈沖壓力為8～50 MPa、脈沖次數(shù)為40次、脈沖頻率為0.5 Hz、脈沖前保溫時(shí)間為0 s、脈沖后保溫時(shí)間為120 s，連接時(shí)間為200 s的條件下，接頭強(qiáng)度達(dá)到322.8 MPa。

(3) 連接接頭斷裂發(fā)生于 Ti-Ni金屬間化合物和Ni層界面處，微觀斷口形貌呈現(xiàn)出一定的塑性。

[1] Ghosh M, Bhsnumurthy K. Diffusion bonding of titanium to 304 stainlesssteel[J]. Materials Characterization, 2006, 56(1): 32-38.

[2] 韓靖, 盛光敏, 胡國(guó)雄. 表面納米化不銹鋼與鈦合金擴(kuò)散連接中的擴(kuò)散系數(shù)[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2008, 29(5): 25-29.HAN Jing, SHENG Guang-min, HU Guo-xiong. Diffusion coefficient during diffusion bonding of surface self-nanocrystallinzation 0Cr18Ni9Ti and TA17[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2008, 29(5): 25-29.

[3] Ghosh M, Samar D, Banarjee P S, et al. Variation in the reaction zone and its effects on the strength of diffusion bonded titanium-stainless steel couple[J]. Materials Science and Engineering A, 2005, 390(1/2): 217-226.

[4] HE Peng, ZHANG Jiu-hai, ZHOU Rong-lin. Diffusion bonding technology of a titanium alloy to a stainless steel web with an Ni interlayer[J]. Materials Characterization, 1999, 43(5): 287-292.

[5] 王曉軍, 劉天佐, 何成旦. 鈦合金板與不銹鋼絲網(wǎng)異質(zhì)接頭焊接[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2006, 27(8): 91-94.WANG Xiao-jun, LIU Tian-zuo, HE Cheng-dan. Bonding of titanium alloy sheet and stainless steel web[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2006, 27(8): 91-94.

[6] 袁新建, 盛光敏, 秦斌. 鈦合金/鎳/不銹鋼脈沖加壓擴(kuò)散連接界面結(jié)構(gòu)及結(jié)合強(qiáng)度[J]. 稀有金屬材料與工程, 2007, 36(9):1618-1622.YUAN Xin-jian, SHENG Guang-min, QIN Bin. Structure and bond strength of diffusion bonding interfaces of titanium alloy/nickel foil/stainless steel by impact pressuring[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2006, 27(8): 91-94.

[7] 何鵬, 馮吉才, 韓杰才, 等. TiAl/V/Cu/40Cr鋼擴(kuò)散連接界面組織結(jié)構(gòu)對(duì)接頭強(qiáng)度的影響[J]. 焊接, 2002(7): 12-14.HE Peng, FENG Ji-cai, HAN Jie-cai et al. Effect of interfacial microstructure of diffusion bonding on strength of the TiAl/V/Cu/40Cr steel joint[J]. Welding, 2002(7): 12-14.

[8] 何鵬. TiAl與40Cr鋼復(fù)合阻隔法擴(kuò)散連接機(jī)理及工藝研究[D].哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院, 2001: 45-79.HE Peng. Mechanism and technology of composite isolation diffusion bonding between TiAl and 40Cr[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology. School of Material Science and Engineering, 2001: 45-79.

[9] Kundu S, Ghosh M, Laik A. Diffusion bonding of commercially pure titanium to 304 stainless steel using copper interlayer[J].Materials Science and Engineering A, 2005, 407(2): 154-160.

[10] Kundu S, Chatterjee S. Interfacial microstructure and mechanical properties of diffusion-bonded titanium-stainless steel joints using a nickel interlayer[J]. Materials Science and Engineering A,2006, 425(1/2): 107-113.

[11] 郎澤保, 呂宏軍, 王亮. 中間層厚度對(duì) P/M TC4-GCr15擴(kuò)散焊接頭強(qiáng)度的影響[J]. 宇航材料工藝, 2009, 4(13): 46-51.LANG Ze-bao, Lü Hong-liang, WANG Liang. Influence of interlayer’s thickness on strength of HIP diffusion bonding joints between P/M TC4 alloy and GCr15 bearing steel[J]. Aerospace Materials & Technology, 2009, 4(13): 46-51.

[12] Sabetghadam H, Hanzaki A Z, Araee A. Diffusion bonding of 410 stainless steel to copper using a nickel interlayer[J].Materials Characterization, 2010, 61: 626-634.

[13] 陳時(shí)卿. 鈦合金金相學(xué)[M]. 北京: 國(guó)防工業(yè)出版社, 1986:194.CHEN Shi-qin. Metallography of titanium alloys[M]. Beijing:National Defense Industry Press, 1986: 194.

[14] 張長(zhǎng)敏. 納米材料在焊接技術(shù)中的應(yīng)用[J]. 焊接技術(shù), 2001,30(1): 12-13.ZHANG Chang-min. Nanotechnology and its application in welding field[J]. Welding Technology, 2001, 30(1): 12-13.

[15] Lu K. Nanocrystalline mateials crystallized from amorphous solids: Nanocrystallization, structure, and properties[J].Materials Science and Engineering R: Report, 1996, 16(4):161-221.

[16] Lu L, Sui M L, Lu K. Superpalstic extensibility of nanocrystalline copper at room temperature[J]. Science, 2000,287(2): 1463-1466.

[17] 韓靖, 盛光敏, 周小玲. 表面納米化鈦合金與不銹鋼脈沖加壓擴(kuò)散焊接[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2008, 29(10): 1-5.HAN Jing, SHENG Guang-min, ZHOU Xiao-lin. Impact pressure diffusion bonding on surface nanocrystallization titanium alloy/stainless steel[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2008, 29(10): 1-5.

[18] 胡振海, 張建浩, 朱平. 烏克蘭巴頓焊接研究所技術(shù)發(fā)展綜述[J]. 上海航天, 1999, 4(6): 49-55.HU Zhen-hai, ZHANG Jian-hao, ZHU Ping. To summarize the technology development in Ukraine Barton Welding Institute[J].Aerospace Shanghai, 1999, 4(6): 49-55.

[19] Han J, Sheng G M, Zhou X L. Diffusion of surface self-nanocrystallized Ti-4Al-2V and 0Cr18Ni9Ti by means of High Energy Shot Peening[J]. ISIJ International, 2008, 48(9):1228-1245.

[20] 孫榮祿, 李慕勤, 張九海, 等. 中間過渡金屬對(duì)鈦合金與不銹鋼擴(kuò)散焊接頭強(qiáng)度的影響[J]. 焊接學(xué)報(bào), 1996, 17(4):212-218.SUN Rong-lu, LI Mu-qin, ZHANG Jiu-hai et al. Influence of different transition metals on properties of diffusion bonding joint of Ti alloy to stainless stell[J]. Transactions of the China Welding Institution, 1996, 17(4): 212-218.

[21] 于治水, 李曉泉, 王鳳江. 中間過渡金屬對(duì)阻尼銅與不銹鋼擴(kuò)散焊接頭強(qiáng)度的影響[J]. 船舶工程, 1999, 4(5): 22-25.YU Zhi-shui, LI Xiao-quan, WANG Feng-jiang, et al. Influence of different transition metals on strength of diffusion welded joint of copper alloy to stainless steel[J]. Ship Engineering, 1999,4(5): 22-25.