Ti/Al擴(kuò)散焊接界面的組織與性能

李 萌，劉德義，任瑞銘

(大連交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116028)*

0 引言

鈦及鈦合金具有許多優(yōu)良的特點(diǎn)，如熔點(diǎn)高、耐蝕性好、線膨脹系數(shù)和彈性模量小等，使其成為在工業(yè)中應(yīng)用廣泛的材料［1］.鋁和鋁合金具有比強(qiáng)度高、密度小、塑性好、耐腐蝕性好、導(dǎo)電導(dǎo)熱性良好、易于加工、質(zhì)輕價(jià)廉等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于汽車、船舶、電工、化工和國(guó)防等工業(yè)領(lǐng)域［2-4］.Ti/Al復(fù)合結(jié)構(gòu)具有穩(wěn)定性好、隔熱隔音和耐高溫等性能，可以最大限度的發(fā)揮兩種材料的特性潛力，飛機(jī)的機(jī)翼即是由鈦合金的蒙皮和鋁合金的蜂窩狀?yuàn)A層連接而成的復(fù)合結(jié)構(gòu)［5］.Ti和Al的物理性能和化學(xué)性能差異很大，具有冶金不相容性，對(duì)于這樣的異種材料常采用擴(kuò)散焊接的方法［6］.純鈦和純鋁的擴(kuò)散焊接中擴(kuò)散過(guò)程［7］也已經(jīng)有一些研究和探討，但關(guān)于影響接頭連接性能的研究比較有限.

本文對(duì)在不同工藝參數(shù)條件下Ti/Al異種材料的真空擴(kuò)散焊界面的界面組織、化學(xué)成分、斷口形貌和組成相進(jìn)行深入的研究和分析，并探討了影響擴(kuò)散焊接界面結(jié)合強(qiáng)度的因素，為改善Ti/Al異種材料的擴(kuò)散焊接接頭性能提供實(shí)驗(yàn)依據(jù).

1 試驗(yàn)材料與方法

純鈦TA2尺寸為Φ20 mm，厚度為5 mm，純鋁箔尺寸為25 mm×25 mm，厚度為0.22 mm.對(duì)純鈦待焊面處理依次采用 100、240、400、600、800、1 000#砂紙進(jìn)行磨削去除表面線切割痕跡，使表面平整.再采用丙酮對(duì)已處理表面去油處理;將鋁箔浸入 Keller試劑(2 mL HF+6 mL HNO3+100 mL H2O)中腐蝕4 min，取出后用酒精沖洗掉殘留的Keller試劑，立即將表面已經(jīng)處理好的鈦片和鋁箔按照鈦-鋁-鈦的形式疊加(如圖1所示)，放入真空擴(kuò)散爐內(nèi)進(jìn)行焊接.

圖1 試樣疊加示意圖

真空擴(kuò)散設(shè)備為HZK-40型真空擴(kuò)散爐，工作真空度大于1.3×10-3Pa，擴(kuò)散焊接試樣均隨爐冷卻到室溫.采用電火花線切割機(jī)將圓柱形態(tài)的試樣沿著縱向均分為兩份，依次采用400、600、800、1 000、1 500、2 000、3 000#砂紙進(jìn)行磨削以去除表面線切割痕跡使表面平整，拋光后用腐蝕液(3%HF+6%HNO3+91%H2O)對(duì)界面進(jìn)行腐蝕.采用FM-100型硬度計(jì)測(cè)試界面的顯微硬度的變化，采用JE0L-6360LV型掃描電鏡觀察界面及斷口形貌，采用Empyrean-X射線衍射儀檢測(cè)斷口相的組成.試驗(yàn)升溫速度均為10℃/min，加熱溫度為 550、600、650℃，壓力均為 30 MPa，保溫時(shí)間分別為 30、60、120、240 min.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭附近顯微組織及界面元素分布

圖2 保溫時(shí)間對(duì)界面附近顯微組織及界面處元素分布影響

經(jīng)過(guò)腐蝕后，在試樣表面能夠清晰地觀察到鈦鋁界面附近的顯微組織，如圖2所示.在600℃時(shí)，由于擴(kuò)散作用，鈦鋁界面附近逐漸有新相形成，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，新相逐漸增多，并沿著鈦鋁界面連成片而形成擴(kuò)散層;當(dāng)在此溫度下保溫240 min時(shí)能夠明顯地看到在鋁側(cè)形成整齊的、與鈦鋁界面平行分布的小孔洞，根據(jù)柯肯達(dá)爾效應(yīng)可知，異種元素發(fā)生相互擴(kuò)散時(shí)會(huì)在擴(kuò)散系數(shù)大的一側(cè)留下孔洞，因此，鋁元素向鈦元素?cái)U(kuò)散系數(shù)比鈦元素向鋁元素?cái)U(kuò)散系數(shù)要大.

能譜能夠直觀的反映出界面附近各元素的分布情況，進(jìn)而能夠說(shuō)明界面附近各元素的擴(kuò)散情況.600℃下不同保溫時(shí)間下試樣界面處元素的分布如圖2所示，從圖中能夠看出Ti與Al的含量在界面處均有明顯的下降，說(shuō)明在界面處發(fā)生擴(kuò)散，生成了鈦鋁金屬間化合物，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，Ti與Al的含量在界面處陡然下降的趨勢(shì)逐漸趨于平緩，說(shuō)明鈦元素與鋁元素參與互擴(kuò)散反應(yīng)的量隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)逐漸增加.

2.2 接頭界面硬度變化規(guī)律

設(shè)定鈦/鋁界面為顯微硬度起始面“0”，按從鋁基體到另一側(cè)鋁/鈦界面再到鈦基體順序，測(cè)定基體與界面的顯微硬度的變化規(guī)律.鈦基體的顯微硬度在HV 160左右，鋁基體的顯微硬度在HV 39左右.圖3所示為550、600℃焊接試樣界面附近的硬度變化規(guī)律.由圖可以明顯看出，在界面附近的顯微硬度值比鈦基體和鋁基體的硬度值都大，說(shuō)明界面附近形成鈦鋁金屬間化合物的硬度值比較大，而在剪切試驗(yàn)中試樣容易在硬而脆的金屬間化合物處斷裂.

圖3 不同溫度下焊接試樣界面附近的硬度變化

2.3 剪切強(qiáng)度與斷口分析

通過(guò)對(duì)剪切試樣斷口進(jìn)行能譜分析，發(fā)現(xiàn)斷口界面鋁的含量在90%以上，說(shuō)明剪切試樣斷裂位置在鋁基體或鈦/鋁擴(kuò)散層.圖4為550、600、650℃各保溫時(shí)間下試樣的剪切強(qiáng)度.從圖中看出550℃、保溫240 min時(shí)剪切強(qiáng)度達(dá)到最大，最大值為81 MPa.600℃、保溫120 min時(shí)剪切強(qiáng)度達(dá)到最大，最大值為86 MPa.圖5為550℃不同保溫時(shí)間下試樣剪切斷口形貌.從圖中能夠看到，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，斷口上韌窩狀逐漸清晰，韌窩的出現(xiàn)說(shuō)明斷裂形式為韌性斷裂.韌窩的形成是由于擴(kuò)散作用Ti、Al元素在界面處形成冶金結(jié)合，且當(dāng)擴(kuò)散層隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)增厚時(shí)，結(jié)合強(qiáng)度也隨之增大;通過(guò)對(duì)韌窩附近能譜分析能夠發(fā)現(xiàn)韌窩附近鋁含量依然超過(guò)90%，因此試樣的斷裂位置為鋁基體或者鈦鋁擴(kuò)散界面層.650℃時(shí)各試樣的剪切強(qiáng)度比550℃和600℃時(shí)的剪切強(qiáng)度明顯降低.從650℃時(shí)試樣斷口形貌(如圖6)能夠看到在斷口處形成的相呈現(xiàn)顆粒狀，由斷口能譜分析，顆粒狀的相鈦、鋁元素原子數(shù)比約為1∶3，則初步認(rèn)定顆粒狀相為TiAl3;當(dāng)擴(kuò)散過(guò)程進(jìn)行比較充分時(shí)，會(huì)在鋁側(cè)形成小孔洞，小孔洞的形成導(dǎo)致新相TiAl3與基體的連接方式發(fā)生變化，進(jìn)而導(dǎo)致剪切后試樣斷口出現(xiàn)顆粒狀的形貌，因而650℃時(shí)試樣的剪切強(qiáng)度比550℃和600℃時(shí)的剪切強(qiáng)度降低.

圖4 擴(kuò)散焊接時(shí)間對(duì)剪切強(qiáng)度的影響

圖5 550℃時(shí)保溫不同時(shí)間試樣的斷口形貌

圖6 650℃時(shí)試樣斷口的顆粒狀相形貌

根據(jù)Ti/Al二元相圖，溫度在550～650℃時(shí)，出現(xiàn)了四種金屬間化合物，即 γ(TiAl)、TiAl2、α2(Ti3Al)和TiAl3.通過(guò)查閱文獻(xiàn)［8］得知純鈦與鋁之間發(fā)生的擴(kuò)散反應(yīng)主要有:

4Al+6Ti→2TiAl3+4Ti;

2TiAl3+4Ti→Ti3Al+TiAl+2TiAl2;

Ti3Al+TiAl+2TiAl3→6TiAl

其中TiAl3的擴(kuò)散激活能比較低，因而擴(kuò)散反應(yīng)中先形成TiAl3相，隨著擴(kuò)散反應(yīng)時(shí)間的延長(zhǎng)逐漸生成Ti3Al、TiAl相和TiAl2.圖7為600℃時(shí)斷口的 XRD分析圖譜，通過(guò)對(duì)試樣斷口的XRD數(shù)據(jù)分析能夠發(fā)現(xiàn)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，斷口的相由Al向 Al、Ti、TiAl3再到 TiAl3逐漸過(guò)渡，且峰值越大所形成的相越多.鈦原子與鋁原子晶粒尺寸接近，因而在固溶度范圍內(nèi)形成置換型固溶體.在圖4中能夠清晰的看到600℃時(shí)各試樣剪切強(qiáng)度的變化，即隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)剪切強(qiáng)度先增大后減小，當(dāng)擴(kuò)散過(guò)程進(jìn)行比較充分時(shí)會(huì)在鋁側(cè)形成小孔洞，小孔洞的形成導(dǎo)致了Ti/Al界面結(jié)合強(qiáng)度降低，對(duì)Ti/Al的連接產(chǎn)成不利影響.在對(duì)其他工藝條件下試樣斷口的XRD數(shù)據(jù)分析能夠發(fā)現(xiàn)在溫度較低保溫時(shí)間較短時(shí)，在界面處形成的相比較單一(均為TiAl3)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)和溫度的上升開始有復(fù)雜的相(TiAl2、TiAl、Ti9Al23、TiAl3.3等)形 成.Ti9Al23、TiAl3.3在Ti/Al二元相圖中沒有出現(xiàn)，說(shuō)明兩者可能為亞穩(wěn)定相，也可能為其他相的機(jī)械組合相.

圖7 600℃時(shí)斷口XRD分析圖譜

3 結(jié)論

(1)在 550、600、650℃，保溫 30、60、120、240 min時(shí)，鈦、鋁元素發(fā)生互擴(kuò)散，且隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，在鈦/鋁界面能夠達(dá)到冶金結(jié)合;

(2)鈦基體的顯微硬度在HV 160左右，鋁基體的顯微硬度在HV 39左右，界面附近形成鈦鋁金屬間化合物的顯微硬度值比鈦基體和鋁基體的硬度值都大;

(3)在剪切試驗(yàn)中，550、600、650℃時(shí)各試樣的斷裂位置均為鋁基體或者鈦鋁擴(kuò)散層，不存在斷裂位置位于鈦基體的情況;加熱溫度為600℃保溫時(shí)間為120 min時(shí)剪切強(qiáng)度達(dá)到最大，最大值為86 MPa;

(4)650℃時(shí)試樣的斷口形貌與550、600℃時(shí)試樣的斷口形貌有差別，顆粒狀相的形成導(dǎo)致650℃時(shí)試樣的剪切強(qiáng)度較低.

［1］曾浩.TC4鈦合金與LY12鋁合金的擴(kuò)散焊接研究［D］.湖北:武漢理工大學(xué)，2010.

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