王浩淼，史淑艷，付雪松，王曉晨，周文龍，許慧元，李志強(qiáng)

（1.大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116085；2.中國航空制造技術(shù)研究院，北京 100024）

在航空航天事業(yè)的快速發(fā)展中，輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料及相應(yīng)的加工制造技術(shù)日益成為影響航天飛機(jī)、高推重比發(fā)動機(jī)、超高音速噴氣式飛機(jī)等高新技術(shù)裝備性能的重要因素[1]。當(dāng)使用溫度不高于600 ℃時，鈦合金以及Ti-Al 系金屬間化合物，相較于鐵基和鎳基高溫合金，具有比強(qiáng)度高的突出優(yōu)勢[2—3]。美國航空航天局將鈦合金與Ti-Al 基合金作為航空發(fā)動機(jī)主要的結(jié)構(gòu)用材，估計到2020 年可占發(fā)動機(jī)用材的一半[4]。高溫鈦合金和TiAl 基合金作為航空發(fā)動機(jī)的兩種重要高溫結(jié)構(gòu)材料，已有實驗表明[5—8]，TiAl 基合金在進(jìn)行熔焊時容易在接頭處出現(xiàn)裂紋，導(dǎo)致力學(xué)性能下降，而采用擴(kuò)散焊接技術(shù)時溫度可控性強(qiáng)，通過調(diào)整參數(shù)可以設(shè)計出較好的焊接工藝，所以鈦合金/TiAl異質(zhì)合金擴(kuò)散焊接技術(shù)是國內(nèi)外學(xué)者關(guān)注的一個熱點問題。

TiAl 基合金異種擴(kuò)散連接工藝的一個突出問題是連接溫度高、連接時間長，帶來了工藝成本高、母材組織性能下降，限制了該技術(shù)的實際應(yīng)用[9—11]。擴(kuò)散連接過程中，待連接面的表面狀態(tài)（粗糙度、組織結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分）對擴(kuò)散連接工藝參數(shù)和成品性能質(zhì)量有重要影響。大量的擴(kuò)散連接研究成果表明[12—15]，利用物理或化學(xué)方法改變待連接母材的表面狀態(tài)可以顯著提高表面原子擴(kuò)散能力，降低擴(kuò)散連接溫度，縮短擴(kuò)散時間，改善連接工件的質(zhì)量。納米組織中的晶界占比較大，以及大量的位錯、亞晶界、空位等非平衡結(jié)構(gòu)及能量貯存，這些特點能夠為原子擴(kuò)散擁有更多通道和驅(qū)動力，促進(jìn)原子擴(kuò)散和冶金反應(yīng)[16]，因此，表面改性對推動高溫Ti 合金/TiAl 異質(zhì)合金擴(kuò)散連接在航空航天工業(yè)的應(yīng)用具有重要意義和實用價值。

文中以TiAl 基合金/高溫Ti 合金異種材質(zhì)的擴(kuò)散連接為研究對象，通過噴丸技術(shù)在待連接母材表面引入納米晶層，以期提高材料表面原子的擴(kuò)散能力，降低擴(kuò)散連接條件（降低擴(kuò)散溫度、縮短擴(kuò)散時間），提高高溫Ti 合金/TiAl 異種材質(zhì)的擴(kuò)散連接質(zhì)量。

1 實驗

擴(kuò)散連接兩側(cè)所用的材料為TC11 鈦合金與4822鈦鋁合金，其金相組織如圖1 所示。利用電火花切割將鈦合金切為11 mm×11 mm×3 mm 大小的樣品，將鈦鋁合金切為10 mm×10 mm×3 mm 大小的樣品，線切割后的試樣一部分利用水砂紙由低到高打磨到2 000#，隨后將試樣放進(jìn)丙酮溶液，進(jìn)行超聲波去油污清洗。另一部分作表面處理，采用JCK-FB1010FK高能噴丸機(jī)進(jìn)行循環(huán)動態(tài)再結(jié)晶，在TC11 樣品表面制備納米晶層。表面納米化處理的試樣先浸泡在腐蝕試劑（2% HF+2% HNO3+96% H2O）（體積分?jǐn)?shù)）中去除彈丸撞擊過程中形成的氧化層，然后將其放入丙酮中并進(jìn)行超聲波清洗。

Ti 合金/TiAl 基合金的異質(zhì)擴(kuò)散連接試驗在真空熱壓燒結(jié)爐進(jìn)行。開展噴丸處理TC11 鈦合金與TiAl合金、未噴丸處理TC11 鈦合金與TiAl 合金等2 種狀態(tài)擴(kuò)散連接，對比分析表面納米化影響。擴(kuò)散連接實驗的溫度范圍為1023～1123 K，連接壓力為30 MPa，連接時間范圍為0.5～1.5 h。

圖1 擴(kuò)散連接母材顯微組織Fig.1 Microstructures of base metals for diffusion bonding

2 結(jié)果及討論

2.1 表面納米化TC11/TiAl 擴(kuò)散連接的連接時間與接頭質(zhì)量

圖2 為表面納米化TC11 鈦合金與TiAl 合金擴(kuò)散連接試樣擴(kuò)散層的顯微組織與元素分布曲線。擴(kuò)散連接溫度為1073 K，擴(kuò)散壓力為30 MPa、保溫時間分別為0.5,1,1.5 h。從圖2a—c 的背散射組織可以看出，反應(yīng)層連接質(zhì)量較好，未出現(xiàn)明顯的空洞、縫隙。擴(kuò)散層隨著連接時間的增加而增大，其厚度分別是1.1,1.7,2.2 μm。在元素擴(kuò)散曲線中，因兩種連接材料的Ti 和Al 元素含量相差較大，在擴(kuò)散連接中Ti 和Al元素互相向另一側(cè)母材擴(kuò)散，隨著時間增加，Ti 和Al 原子擴(kuò)散距離也逐漸增加，具體擴(kuò)散距離分別為1.8,2.5,3 μm。另外，經(jīng)過表面納米化處理后，接頭中TC11 鈦合金的顯微組織非常細(xì)小，尺寸約為500 nm，而原始母材Ti 合金的晶粒尺寸為10 μm。從圖2 可見，鈦合金的晶粒大小在連接時間增長過程中未發(fā)生顯著變化。

圖2 在1073 K、30 MPa 條件下，連接時間對表面納米化擴(kuò)散層組織及元素分布影響Fig.2 Effect of bonding time on microstructure and element distribution of diffusion layer with surface nanocrystallized at 1073 K and 30 MPa

圖3 為未表面納米化TC11 鈦合金與TiAl 合金連接試樣擴(kuò)散層組織與元素分布曲線。擴(kuò)散連接接頭均未看見孔洞與縫隙，連接情況較好。接頭厚度隨著連接時間的增加而增大，具體數(shù)值分別是 0.7,1.2,1.7 μm。在元素擴(kuò)散曲線中，Ti 和Al 元素擴(kuò)散距離分別為1.6,2.3,2.8 μm。對比表面納米化TC11 鈦合金和未表面納米化TC11 鈦合金試樣擴(kuò)散層厚度，如圖4 所示，TC11 鈦合金經(jīng)過高能噴丸處理產(chǎn)生表面納米化后，在其他條件相同的情況下，其擴(kuò)散連接的反應(yīng)層厚度更大，且原子擴(kuò)散距離也更大。這是由于細(xì)小的納米晶組織相的晶界體積占比比正常組織更高，這些晶界和高能的缺陷成為原子擴(kuò)散的通道，促進(jìn)原子擴(kuò)散，并且表面納米層中具有高自由能的非平衡相可以降低原子擴(kuò)散系數(shù)，同樣促進(jìn)了原子擴(kuò)散，因此，表面納米化處理有利于原子的擴(kuò)散，促使擴(kuò)散連接層厚度增大。

圖3 在1073 K，30 MPa 條件下，未表面納米化試樣擴(kuò)散層組織及元素分布曲線隨連接時間變化Fig.3 Evolution of microstructure and element distribution curve of specimen diffusion layer with surface not nanocrystallized along with the bonding time at 1073 K and 30 MPa

2.2 表面納米化TC11/TiAl 擴(kuò)散連接的連接溫度與接頭質(zhì)量

圖4 在1073 K、30 MPa 條件下，連接時間對TC11/TiAl 擴(kuò)散層厚度影響Fig.4 Effect of bonding time on diffusion layer thickness of TiAl alloy/TC11 alloy at 1073 K and 30 MPa

圖5 是在不同連接溫度下TC11 鈦合金和TiAl 合金接頭顯微組織，連接溫度分別為1023,1073,1123 K。其中圖5a—c 為未進(jìn)行噴丸處理的鈦合金的擴(kuò)散連接，圖5d—f 為噴丸處理的鈦合金的擴(kuò)散連接。未噴丸處理試樣在1023 K 時，由于連接溫度較低，原子擴(kuò)散能力弱，擴(kuò)散中間層存在縫隙，且局部連接層厚度較小。在1073 K 時，擴(kuò)散中間層縫隙缺陷基本消失，中間層厚度也在增加。隨著溫度繼續(xù)增加，原子擴(kuò)散能力增加，擴(kuò)散層厚度也隨之增加。對于噴丸處理的表面納米化試樣，在1023 K 時擴(kuò)散中間層的縫隙缺陷比較大，這是由于表面噴丸后納米化鈦合金表面起伏較大，擴(kuò)散連接時母材表面接觸面積小，原子擴(kuò)散效率低。隨著連接溫度的增加，母材更容易發(fā)生塑性變形，擴(kuò)散界面的接觸面積增大，原子擴(kuò)散效率提高，擴(kuò)散反應(yīng)層厚度迅速增加。

對比兩種狀態(tài)的試樣，經(jīng)過噴丸處理試樣的擴(kuò)散中間層厚度更大。這是因為噴丸處理后產(chǎn)生的表面細(xì)晶組織有助于降低元素的擴(kuò)散激活能，提升原子擴(kuò)散速度和擴(kuò)散反應(yīng)。表面納米化后鈦合金組織細(xì)小，當(dāng)連接溫度升高到1123 K 時晶粒明顯粗化。

圖5 連接溫度對Ti 合金/TiAl 合金接頭組織影響Fig.5 Effect of bonding temperature on microstructure of joints of Ti alloy/TiAl alloy

無論是否經(jīng)過噴丸處理，擴(kuò)散連接中間接頭都會隨溫度升高而變寬，但是經(jīng)過噴丸處理后，擴(kuò)散層增長更快。

2.3 表面納米化TC11/TiAl 擴(kuò)散連接的后續(xù)熱處理與接頭質(zhì)量

在1023 K、30 MPa、1 h 擴(kuò)散連接條件下，無論是否經(jīng)過噴丸處理，TC11 鈦合金與TiAl 合金均未實現(xiàn)完全焊合，連接界面存在縫隙和孔洞，如圖5 所示。為了改善中間界面連接質(zhì)量，擴(kuò)散連接后進(jìn)行無壓熱處理，連接試樣在1123 K 溫度下進(jìn)行無壓退火熱處理，熱處理時間分別為1,2,3 h。

圖6 為1023 K、30 MPa、10 min 表面納米化Ti合金/TiAl 連接樣經(jīng)無壓熱處理后組織。在未開始熱處理前，反應(yīng)層連接質(zhì)量較差，出現(xiàn)較多未連接縫隙。從圖6b 可以看出，在熱處理1 h 之后，反應(yīng)層厚度增加，界面上的許多長條的縫隙開始連接到一起，剩下圓形或橢圓的空洞。在熱處理2 h 之后，反應(yīng)層繼續(xù)生長，缺陷減少，只剩下極少數(shù)的空洞存在。在熱處理3 h 之后，反應(yīng)層厚度繼續(xù)變大，其間的空洞和縫隙等缺陷消失不見。

圖7 為不同熱處理時間下未噴丸處理試樣擴(kuò)散層形貌組織。熱處理1 h 后，反應(yīng)層厚度增大，其縫隙逐漸連接，留下未完全閉合的空洞。熱處理2 h 后，部分空洞閉合，空洞數(shù)目減少，接頭連接率增加。熱處理3 h 后，反應(yīng)層厚度繼續(xù)增大，此時未見空洞存在，接頭連接完好。

圖6 表面納米化Ti 合金/TiAl 接頭經(jīng)無壓熱處理后顯微組織Fig.6 Microstructure of Ti alloy/TiAl joints with surface nanocrystallized after pressureless heat treatment

圖7 未噴丸處理Ti 合金/TiAl 接頭經(jīng)無壓熱處理后顯微組織Fig.7 Microstructure of Ti alloy/TiAl joints with surface not nanocrystallized after pressureless heat treatment

從圖6 和圖7 可看出，噴丸處理試樣與未噴丸處理試樣的連接率隨熱處理的進(jìn)行而增加，而兩者的連接率有所差別。經(jīng)統(tǒng)計學(xué)計算，接頭焊合率能直觀體現(xiàn)出接頭的結(jié)合情況，其計算式如式（1）所示[17]：

δ=(L0-L)/L0(1)

式中：δ為焊合率；L0為焊縫總長度；L為孔隙缺陷長度。

從圖8 可以看出，表面納米化試樣的焊合率在未熱處理時只有31%，未表面納米化的試樣在熱處理前焊合率為64%。而隨著熱處理的進(jìn)行表面納米化試樣的焊合率增長較快，熱處理3 h 后兩者都已完全連接，焊合率達(dá)到了100%。

圖8 無壓熱處理對TC11/TiAl 連接率影響Fig.8 Effect of pressureless heat treatment on bonding rates of TC11/TiAl joints

在無壓熱處理過程中，連接區(qū)原子緊密接觸，焊縫空洞閉合主要通過連接區(qū)原子相互擴(kuò)散，反應(yīng)形成新中間相，晶界遷移作用下微孔尺寸逐漸縮減，進(jìn)而提高接頭結(jié)合面積。從連接層焊合率變化情況來看，經(jīng)過表面納米化連接試樣焊合率提升較快。這說明在無壓熱處理進(jìn)程中，納米化細(xì)晶組織接頭擴(kuò)散反應(yīng)更劇烈，反應(yīng)生成中間相速度更快。

2.4 表面納米化TC11/TiAl 擴(kuò)散連接的連接強(qiáng)度與接頭厚度

剪切強(qiáng)度測試表明，TC11/TiAl 擴(kuò)散連接的結(jié)合強(qiáng)度與中間層厚度密切相關(guān)，如圖9 所示。無論是否經(jīng)過表面納米化，剪切強(qiáng)度隨擴(kuò)散層厚度先增加再減小，即存在最優(yōu)中間層厚度。當(dāng)中間層厚度為1.7～2.0 μm 時，剪切強(qiáng)度最大，表面納米化對剪切強(qiáng)度最大值基本沒有影響。這是因為厚度小時擴(kuò)散焊合率較低，存在較多焊縫和空洞，剪切強(qiáng)度低。而厚度大時中間層Ti3Al 脆性相占比較大[13]，容易出現(xiàn)脆性斷裂，剪切強(qiáng)度也會降低。

圖9 擴(kuò)散連接層厚度對剪切強(qiáng)度影響Fig.9 Effect of diffusion bonding layer thickness on shear strength

3 結(jié)論

1）表面納米化可以促進(jìn)擴(kuò)散連接接頭原子擴(kuò)散，中間反應(yīng)層厚度增大，降低擴(kuò)散連接溫度。表面納米化處理可以使擴(kuò)散連接在連接時間更短、連接溫度更低的條件下，獲得高質(zhì)量連接接頭。

2）表面納米化處理在擴(kuò)散連接后續(xù)熱處理中能促進(jìn)空洞閉合，提高擴(kuò)散連接的焊合率。

3）TC11/TiAl 擴(kuò)散連接的結(jié)合強(qiáng)度與中間層厚度密切相關(guān)，當(dāng)中間層厚度在1.7～2.0 μm 時，剪切強(qiáng)度最大。