張勛業(yè)，張秋光，林盼盼，王春月，何 鵬，林鐵松，龍偉民

(1 哈爾濱工業(yè)大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001；2 鄭州機械研究所 新型釬焊材料與技術國家重點實驗室，鄭州 450001)

隨著航空技術的發(fā)展，對航空器件各方面的要求越來越嚴苛，特別是在輕質和耐高溫穩(wěn)定性方面的要求[1]。由于具有高強度、高溫穩(wěn)定性和高韌性等優(yōu)異的性能表現(xiàn)，鈦基復合材料和鈦鋁合金等多種鈦合金材料被廣泛應用于國防科技等領域[2]。在Ti-Al系合金材料體系中，Ti3Al合金材料憑借著突出的抗高溫蠕變性能和很高的彈性模量被廣泛應用于各高端科技領域，成為國內外學者研究的一個熱點。雖然Ti3Al合金材料具有很大的潛力，但是在某些方面的特性還存在缺陷，需要得到較大的改善才能滿足實際應用需求。單相的Ti3Al合金在正常室溫條件下的剛度較大，塑性變形一般不超過1%，很大程度上限制了其在工程領域的實際應用[3-8]。通過引入具備高熔點特性的元素，實現(xiàn)合金化產(chǎn)生第二相，可以獲得較高的常溫塑性變形能力和高溫抗蠕變性能的綜合性能。例如，在Ti3Al合金中加入元素Nb，合金化形成成分一般可用Ti-(18%～30%)Al-(12.5%～30%)Nb(原子分數(shù))表示的Ti2AlNb合金，明顯地提高了該合金的常溫塑性變形能力和高溫抗蠕變性能[9-12]。Ti2AlNb合金還具有高疲勞強度、高溫抗拉強度、較優(yōu)的常溫斷裂韌度、較強的抗裂紋延展性能、抗氧化和低膨脹系數(shù)等優(yōu)異性能，作為耐高溫零部件應用材料被廣泛應用于航天航空領域[13-19]。但是Ti2AlNb合金也存在著質量增大的缺陷，由于需要加入高含量的Nb，Nb又是一種原子質量大于Ti和Al的元素，從而提高了Ti2AlNb合金的密度，而在航天航空領域，任何質量的增加都會對能耗、穩(wěn)定性和使用周期產(chǎn)生較大影響。

TA15合金屬于Ti-Al-Zr-Mo-V系合金中的高Al當量合金，是一種近α型鈦合金。該合金是通過添加少量的中性元素Zr以及Mo與V等β型鈦合金穩(wěn)定化元素形成的，它同時具有α型和α+β型鈦合金的多種優(yōu)異性能，例如較高的強度、優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性和良好的焊接性能等。這些優(yōu)異的性能使其能夠滿足在500 ℃高溫環(huán)境下長期穩(wěn)定運行的需求，在航空飛行器和飛機的發(fā)動機構件制造中獲得廣泛應用[20]。如果將Ti2AlNb合金和以TA15合金為基體的復合材料相結合，既能夠保持結構件具有高強度、高韌性、高溫穩(wěn)定性等優(yōu)異性能，又可以有效地降低結構件的質量，提升飛行器的飛行效率，降低能源的消耗。

本工作主要研究Ti2AlNb合金和以TA15合金為基體的Ti基復合材料在不同工藝參數(shù)下的固相擴散連接，通過分析固相擴散連接接頭的組織和性能，得到最佳工藝參數(shù)。同時，探究使用Ti箔作中間層降低Ti2AlNb合金和Ti基復合材料固相擴散連接溫度的機理，從而實現(xiàn)低溫下兩種材料的擴散連接。

1 實驗材料及方法

實驗所用母材為Ti2AlNb合金和Ti基復合材料，其中Ti2AlNb材料是由O相和B2相兩相組成，其成分如表1所示。Ti基復合材料由α-Ti相、β-Ti相和TiB2相組成，其成分如表2所示。

表1 Ti2AlNb母材成分(質量分數(shù)/%)

表2 Ti基復合材料成分(質量分數(shù)/%)

在研究金屬中間層擴散連接Ti2AlNb合金和Ti基復合材料時使用了純Ti金屬箔，厚度為30 μm。

實驗前用電火花加工方法將Ti2AlNb合金加工成4 mm×4 mm×4 mm尺寸的試件，Ti基復合材料加工成11 mm×11 mm×4 mm尺寸試件，并使用400#～3000#砂紙打磨Ti2AlNb和Ti基復合材料母材表面。當使用中間層金屬箔片時，采用質量分數(shù)為3%的鹽酸和35%的硝酸水溶液清洗中間層Ti金屬箔，溫度為室溫，時間為5 min左右，然后用清水沖洗。將打磨好的Ti2AlNb合金、Ti基復合材料和Ti中間層金屬箔片在酒精溶液中超聲清洗12 min，去除焊件表面雜質，并將試樣裝配好，裝配示意圖如圖1所示。擴散連接設備采用M60型高溫多功能前置爐。將3個相同裝配體對稱放置在擴散焊石墨模具中，將模具置于真空擴散爐爐膛內的載物臺上，緩慢調節(jié)加壓桿改變壓頭載荷，直到調節(jié)至目標壓強，夾具裝配方式及載荷施加方式如圖2所示。

圖1 裝配示意圖

圖2 焊接夾具裝配圖

2 結果與分析

2.1 直接固相擴散連接

2.1.1 典型組織形貌

在950 ℃/60 min/10 MPa條件下，采用固相擴散連接的方法直接連接Ti2AlNb合金和Ti基復合材料，其接頭的界面組織如圖3所示?？梢钥闯觯摴に嚄l件下可以很好地實現(xiàn)Ti2AlNb合金和Ti基復合材料的擴散連接，接頭界面處沒有明顯的裂紋或者孔洞等焊接缺陷。同時，在Ti2AlNb合金和Ti基復合材料中間形成了明顯的擴散層，分別為靠近Ti2AlNb合金側的Ⅰ區(qū)域和靠近Ti基復合材料的Ⅱ區(qū)域。Ⅰ區(qū)域主要是由針狀產(chǎn)物組成(點1，2)，其組織與Ti2AlNb合金的組織形貌相似，但更加細?。虎騾^(qū)域則是由塊狀產(chǎn)物組成(點3，4)，其組織形貌與Ti基復合材料相似。

圖3 Ti2AlNb合金和Ti基復合材料擴散連接接頭SEM圖

表3是對圖3中不同的點進行的EDS能譜分析結果。由于Ti基復合材料由α-Ti相、β-Ti相和TiB2相組成，可以看出點1是由B2相和TiB2組成的，這是因為Nb從Ti2AlNb合金側擴散至Ti基復合材料側的速度遠小于Ti和Al的，從而使得Ⅰ區(qū)域的Nb含量較高，即富B2相區(qū)；而點2和點4與Ti基復合材料中的α-Ti相的襯度相似，二者均由O相、α-Ti和TiB2相組成；點3的襯度與Ti基復合材料中的β-Ti相的相似，根據(jù)能譜分析結果可以得出點3是由O相、β-Ti和TiB2組成。

表3 圖3中各點的EDS能譜分析結果(原子分數(shù)/%)

圖4為在950 ℃/60 min/10 MPa的條件下擴散連接接頭的剪切斷口SEM圖。可知，斷口處存在明顯的韌窩，斷裂方式為解理斷裂。為了分析斷口位置，對斷口不同襯度的點進行能譜分析，結果如表4所示。襯度較深的點5中Ti含量較高，Nb含量低，其應為靠近Ti基復合材料一側；襯度較淺的點6中Nb含量高，其應為靠近Ti2AlNb母材一側，因此可推測斷裂從焊縫處開始向兩側擴展。

2.1.2 連接溫度對組織和力學性能的影響

圖5是在保溫時間t=60 min，連接壓力P=10 MPa的工藝條件下，變化連接溫度后獲得的Ti2AlNb/Ti基復合材料擴散連接接頭界面組織，其中連接溫度分別為850，900，950，1000，1050 ℃和高于1050 ℃?？梢钥闯觯斶B接溫度在850～1000 ℃之間時，隨著連接溫度的升高，原子擴散加速，Ti2AlNb合金和Ti基復合材料之間的擴散層厚度逐漸增加，且擴散層上的焊接缺陷逐漸減少。當溫度達到950 ℃以后，B2相逐漸增多，這是由于Nb從Ti2AlNb合金側至Ti基復合材料側的擴散速率遠小于Ti和Al的擴散速率。當連接溫度達到1050 ℃時，Ti2AlNb合金發(fā)生明顯的相變，原來的板條狀組織逐漸減少、消失，塊狀組織逐漸形成，這是因為在較高的溫度下，Ti2AlNb合金發(fā)生相變，原來的O相分解生成α2相和B2相。而α2相的性能比較差，所以Ti2AlNb合金的塑韌性相對降低。同時，在較高的溫度下，焊縫中的組織因為發(fā)生再結晶而粗化，因此焊縫的組織性能也有所降低。

圖4 接頭剪切斷口SEM圖(950 ℃/60 min/10 MPa)

表4 圖4中各點的EDS能譜分析結果(原子分數(shù)/%)

為了進一步研究連接溫度對Ti2AlNb/Ti基復合材料固相擴散連接接頭性能的影響，對上述連接接頭分別進行剪切強度測試，其結果如圖6所示。可知，隨著擴散連接溫度的升高，接頭的剪切強度先增加后降低，且當擴散連接溫度在950 ℃時，接頭的剪切強度達到最大值495 MPa。這是因為，當溫度低于900 ℃時，接頭界面處仍存在一定數(shù)量的未焊合等焊接缺陷，隨著溫度的升高，缺陷數(shù)量減少，擴散層厚度增加。當溫度高于1000 ℃時，Ti2AlNb合金發(fā)生相變，且焊縫組織由于再結晶而粗化，因此其剪切強度逐漸下降。

圖5 連接溫度對接頭界面組織的影響 (a)850 ℃;(b)900 ℃;(c)950 ℃;(d)1000 ℃;(e)1050 ℃;(f)高于1050 ℃

圖6 連接溫度對接頭剪切強度的影響

綜上可知，當溫度在900 ℃以下時，接頭界面上的原子尚未充分擴散，擴散層的厚度較小，且擴散層中仍存在少量的焊接缺陷；當溫度高于1000 ℃時，Ti2AlNb合金發(fā)生相變，且焊縫組織粗化嚴重。當擴散連接溫度為950 ℃時，連接界面的原子得到充分擴散，擴散界面層的厚度適中，接頭的力學性能較好。

2.1.3 焊接接頭變形量的研究

除了討論連接工藝參數(shù)對接頭組織和力學強度的影響之外，同時研究了連接工藝對接頭變形量的影響，這也是獲得高精度連接需考慮的重要因素。接頭保溫時間長、連接溫度高，母材承受焊接熱循環(huán)時間長，焊接接頭宏觀變形量會顯著增加。接頭變形量由變形率表示，如式(1)所示。

(1)

式中：D為焊接接頭變形率；M為焊前總厚度；N為焊后總厚度。

圖7是在保溫時間t=60 min，連接壓力P=10 MPa的工藝條件下，改變連接溫度后變形率的變化情況，其中連接溫度分別為850，900，950，1000 ℃和1050 ℃?？梢钥闯觯斶B接溫度在900 ℃以下時，隨著連接溫度的升高，變形率增長速率緩慢，變形率始終小于2%；當連接溫度在900～950 ℃之間時，隨著溫度的升高，變形率顯著增加，從1.8%增加到4.9%，這是由于連接溫度升高，原子充分擴散，彈性模量減小，使母材更容易發(fā)生塑性變形，應變增加，于是接頭變形率產(chǎn)生逐漸上升的趨勢；當連接溫度高于950 ℃時，隨著連接溫度的繼續(xù)升高，接頭變形率繼續(xù)緩慢增加。

圖7 不同連接溫度下焊接接頭的變形率曲線

結合組織和力學性能可知，直接固相擴散連接時最佳工藝參數(shù)為950 ℃/60 min/10 MPa，在此參數(shù)下連接界面原子擴散充分，不存在缺陷，剪切強度達到495 MPa，但同時，由于連接溫度較高，母材相變較大，接頭變形量大，達到5%左右，難以控制在3%以下。

2.2 中間層擴散連接

2.2.1 中間層的選擇

Ti2AlNb合金和Ti基復合材料的直接擴散連接雖然可以形成良好的界面組織，實現(xiàn)優(yōu)異的力學性能，但是連接溫度較高，導致Ti2AlNb合金母材發(fā)生相變，弱化了接頭性能，因此可以選擇合適的中間層，通過加入中間層擴散連接的方式，既可以降低連接溫度，又因為金屬箔質地較軟，彈性模量小，受壓易變形，從而降低連接壓力，使得母材相變程度減弱，焊后接頭變形量減小，保證母材的原始組織和性能，獲得比較好的低溫連接效果。

由于Ti2AlNb合金和Ti基復合材料母材本身具有較好的塑韌性，彈性模量較低，因此所選擇的中間層材料也應具有較好塑韌性，以達到與母材的性能匹配；且選擇的中間層金屬應該能夠降低兩母材之間的殘余應力，提高接頭力學性能。考慮選擇軟質純金屬材料作為連接二者的中間層材料，比如Ti，Nb，Ni等。Ti元素是Ti2AlNb合金和Ti基復合材料共有的元素，而且Ti具有較好的塑性、韌性和原子活性，能夠有效地促進原子擴散，不會生成脆性金屬間化合物等不良反應相，因此Ti箔可以作為中間層用來促進Ti2AlNb合金和Ti基復合材料的擴散連接。

圖8為850 ℃、保溫時間60 min、連接壓力5 MPa的工藝條件下，分別使用Ti箔、Ni箔、Nb箔作中間層進行擴散焊獲得的組織結構?？梢钥闯觯琋i箔作中間層時，Ti2AlNb側界面連接較好，無明顯焊接缺陷，但是Ti基復合材料側形成了帶狀連續(xù)分布Ti-Ni脆性相，沿著焊縫方向有明顯的裂紋；Nb箔作中間層時，由于Nb比Ti，Al原子半徑大，擴散速率不均衡，會形成柯肯達爾效應，在界面處出現(xiàn)孔洞，降低了接頭性能；Ti箔作中間層時，Ti箔中間層與兩側母材均形成良好的連接，擴散過程中Ti箔促進Ti2AlNb合金和Ti基復合材料連接，界面處形成良好的擴散區(qū)，且擴散區(qū)內沒有未焊合等焊接缺陷。

圖8 Ti2AlNb合金/金屬箔/Ti基復合材料擴散連接接頭SEM圖

圖9為在850 ℃/60 min/5 MPa時，以Ti箔作中間層的擴散連接接頭的剪切斷口SEM圖。可知，斷口處有大量明顯的韌窩，斷裂的方式為韌性斷裂。在此擴散連接條件下，界面反應較為完全，斷口較為粗糙。

結果表明，由于連接溫度較低，采用Nb箔作中間層時，Nb的高擴散激活能使Nb原子在850 ℃時沒有完全擴散，界面處存在未焊合和孔洞；而采用Ni箔作中間層時，Ni與Ti發(fā)生反應生成脆性Ti-Ni金屬間化合物，使界面處產(chǎn)生裂紋，性能顯著下降。通過對比，本工作選用30 μm的Ti箔作中間層連接Ti2AlNb合金和Ti基復合材料，在低溫下形成良好的擴散連接。

圖9 接頭剪切斷口SEM圖(850 ℃/60 min/5 MPa)

2.2.2 連接溫度對組織和力學性能的影響

圖10是保溫時間t=60 min、連接壓力P=5 MPa、30 μm的Ti箔作為中間層的工藝條件下，變化連接溫度后獲得的Ti2AlNb/Ti/Ti基復合材料擴散連接接頭界面組織結構，其中連接溫度分別為800，850，900 ℃和950 ℃。可以看出，當連接溫度為800 ℃時，連接界面仍存在未焊合等缺陷。當連接溫度達到850 ℃時，原子擴散速率增大，連接界面上形成明顯的擴散層。隨著連接溫度的繼續(xù)增大，連接界面處的組織由于再結晶而變得粗大。

圖10 連接溫度對接頭界面組織的影響

為了進一步了解連接溫度對加入Ti箔的Ti2AlNb/Ti基復合材料擴散連接接頭性能的影響，對連接接頭進行剪切力學性能測試，結果如圖11所示?？梢钥闯觯S著連接溫度的升高，連接接頭的剪切強度先增大后減小，且在850 ℃取得最大值399 MPa。這是因為，在連接溫度較低時，原子還沒有得到充分擴散，擴散層也沒有達到穩(wěn)定狀態(tài)；當連接溫度過高時，連接接頭組織會發(fā)生再結晶而粗化，兩者的剪切強度因此都有所降低。綜上所述，相較于直接固相擴散連接Ti2AlNb合金和Ti基復合材料工藝，加入30 μm的Ti箔可以起到降低連接溫度的作用，從而在一定程度上避免了母材相變引起的塑韌性下降。

圖11 連接溫度對接頭剪切強度的影響

2.2.3 焊接接頭變形量的研究

對Ti箔中間層擴散連接前后的厚度進行測量，按式(1)計算變形率，不同連接溫度下焊接接頭變形量如圖12所示。圖12是在保溫時間60 min、連接壓力5 MPa、Ti箔作為中間層的工藝條件下，不同連接溫度時變形率的變化情況，其中連接溫度分別為800，850，900 ℃和950 ℃?？芍?，隨著連接溫度的升高，接頭變形率逐漸增加。這是由于，連接溫度的升高使原子擴散更加充分，母材較易發(fā)生塑性變形，導致變形增加；溫度從800 ℃升高到950 ℃，接頭變形率只從1.1%增加至2.4%，在溫度為850 ℃時，接頭變形率僅為1.7%。

圖12 不同連接溫度下焊接接頭的變形率曲線

結合組織和力學性能可知，采用30 μm的Ti箔中間層擴散連接時，最佳工藝參數(shù)為850 ℃/60 min/5 MPa，此時連接界面原子擴散充分，界面組織較好，界面處無缺陷，剪切強度達到399 MPa，接頭變形率僅為1.7%，遠低于直接固相擴散連接的5%。說明Ti箔中間層的添加降低了連接溫度，減小了母材相變，在850 ℃便可形成擴散良好的接頭，同時接頭變形量控制在2%以下，符合高精度連接的要求。

2.2.4 Ti中間層降低連接溫度的機理分析

由Fick第二定律[21]可知，在擴散連接過程中，原子濃度差和擴散系數(shù)越大，擴散越容易發(fā)生，而原子之間的相互擴散是形成連接接頭的主要途徑。以Ti箔為中間層的擴散連接中，Ti2AlNb和Ti基復合材料母材中Al，Nb元素含量比中間層含量高，但Ti的濃度中間層比兩側母材高，這種現(xiàn)象促進了Ti原子向兩側母材擴散，Al，Nb原子向中間層擴散，從而促進了新相的生成，實現(xiàn)了擴散界面的緊密連接，降低了擴散連接的溫度。Ti2AlNb合金與Ti基復合材料的固相擴散連接示意圖如圖13所示。

圖13 Ti2AlNb/Ti/Ti基復合材料低溫擴散連接示意圖

由圖13可知，其擴散連接工程為：

(1)物理接觸。由于中間層Ti箔厚度小、易變形，當兩母材表面與中間層緊密接觸后，隨著壓力作用和溫度的升高，Ti箔和兩側母材的局部接觸點首先達到塑性變形，在持續(xù)壓力下，母材與中間層未接觸部分逐漸閉合，接觸面積逐漸擴大，使最終整個接合面達到可靠接觸，為后續(xù)的原子擴散和新相的生成提供條件。

(2)接觸界面的激活。溫度的升高使界面處原子的活性增加，在表面塑性變形作用下，表面原子相互擴散，由于中間層Ti的濃度比兩側母材高，兩側母材中Al，Nb原子比中間層高，因而在高溫環(huán)境下，中間層的Ti原子向兩側母材中擴散，兩側母材中Al，Nb原子向中間層擴散。溫度越高，擴散速率越快，晶界發(fā)生遷移，形成接合層。

(3)擴散形成接頭。隨著連接溫度的升高和保溫時間的延長，原子擴散更加劇烈。由于Ti，Al原子擴散激活能小，擴散速率快，故在靠近Ti2AlNb母材側，由于Nb的積聚形成高Nb富B2相區(qū)，Ti箔和Ti基復合材料側也充分擴散，反應形成了針狀的α+β雙相組織。隨著保溫時間的延長，原子發(fā)生完全擴散，各反應充分進行，晶粒不斷長大，最終形成兩擴散層。

3 結論

(1)Ti2AlNb合金和Ti基復合材料可以使用固相擴散連接的方法連接，最佳工藝參數(shù)為950 ℃/60 min/10 MPa，在此工藝參數(shù)下連接界面結合良好，可以形成無缺陷的擴散區(qū)，最大剪切強度達到495 MPa，但接頭變形率達到5%。

(2)使用Ti箔作為中間層對Ti2AlNb合金和Ti基復合材料進行固相擴散連接，可以獲得良好的連接接頭，此時最佳工藝參數(shù)為850 ℃/60 min/5 MPa，最大剪切強度可以達到399 MPa。相比于直接固相擴散，其擴散溫度降低了100 ℃，有效地避免了由于母材相變而引起的塑韌性下降，同時接頭的變形率降低至1.7%。

(3)通過添加Ti箔中間層，可以使擴散連接過程中出現(xiàn)更大的濃度梯度，促進Ti原子從中間層向母材擴散，Al，Nb原子和Al，B原子經(jīng)過中間層相互擴散，實現(xiàn)擴散界面緊密連接，提高擴散系數(shù)，降低擴散連接溫度和擴散連接壓力。