Ti2AlNb基合金連接性問題綜述

鄒儉英，李洪宇

(1．中國石油大學(華東)理學院，山東 青島 266580)(2．山東科技大學機電學院，山東 青島 266590)

1 前 言

Ti-Al系金屬間化合物被認為是鎳基高溫合金的理想替代材料，其中Ti2AlNb基合金(又稱O相合金)具有更好的室溫塑性和屈服強度組合，也有很高的斷裂韌性、氧化抗力以及蠕變抗力等，尤其具有比鎳基高溫合金IN718更高的比強度，因而成為近年來的研究熱點。Ti2AlNb基合金起源于Nb改良的Ti3Al基合金，該系合金性能對成分和組織較為敏感，因而Nb元素的添加在改善合金綜合性能的同時也不可避免地影響其連接性。近10年來，已有不少學者對Ti2AlNb基合金的連接性進行了實驗研究，但尚未見到較為全面系統(tǒng)的總結(jié)性報道。本文在自有研究和閱讀大量國內(nèi)外文獻基礎(chǔ)上，對Ti2AlNb基合金的連接性問題進行綜合評述，內(nèi)容包括同材及異材連接、常用各種連接方法等，著重評述接頭組織、機械性能及焊縫形成機理等，以供后續(xù)研究人員參考和借鑒。

2 Ti2AlNb基合金同材連接

Ti2AlNb基合金同材連接方法以熔焊和擴散焊居多，也有研究采用釬焊和摩擦焊。

2.1 熔焊

電子束焊接和激光焊接均具有能量密度高、焊接得到的工件變形小、易于實現(xiàn)集成化和自動化等優(yōu)點，屬高精度、高效率的連接方法，在滿足使用要求的前提下，往往成為優(yōu)先選項。以往研究表明許多熔焊方法可以成功連接Ti3Al基合金，因而電子束焊接和激光焊接被廣泛用于Ti2AlNb基合金。

2.1.1 電子束焊接

對于Ti2AlNb基合金的電子束焊接，研究結(jié)果大致相似[1-5](包括作者所述[1])：容易獲得無缺陷接頭，焊態(tài)焊縫組織基本由單一有序的B2相組成；而母材包括α2+β/B2+O三相，焊縫與母材組織嚴重不連續(xù)，組織不連續(xù)必然造成性能的不連續(xù)。此外，焊后高冷速常常帶來較大的殘余應(yīng)力，這加劇了焊態(tài)接頭的硬脆性。

由于B2相為亞穩(wěn)相，在高溫時會發(fā)生相變，因而對焊態(tài)件的性能測試沒有實際意義。為了改善和穩(wěn)定接頭組織和性能，焊后熱處理(PWHT)是必需的，且可消除接頭殘余應(yīng)力。焊后熱處理大致溫度范圍根據(jù)圖1所示相圖確定，在不同相區(qū)B2相中會析出O和/或α2相，得到β/B2+O兩相或α2+β/B2+O三相[6]；熱處理溫度升高會增大析出相尺寸(圖2)，合理控制熱處理溫度和時間可以獲得和母材接近的焊縫組織(圖2d與2a的相組成接近)，從而得到和母材接近的接頭性能。

圖1 Ti-22Al-Nb合金相圖[6]Fig.1 Phase diagram of Ti-22Al-Nb[6]

圖2 Ti2AlNb合金電子束焊接接頭焊后熱處理前后的SEM-BSE照片[1]：(a)基材(黑色等軸相為α2，亮的部分為基體β/B2，灰色部分為O相)；(b)焊態(tài)熔合區(qū)(由單一B2相組成)；經(jīng)900 ℃/2 h(c)和 1000 ℃/2 h(d)焊后熱處理的熔合區(qū)Fig.2 SEM-BSE images of electron beam welding Ti2AlNb joint before and after PWHT[1]：(a) base metal (the dark equiaxed phase is α2, the light part is β/B2 matrix and the gray part in matrix is O)；(b) fusion zone(composed of single B2)；fusion zone PWHTed at 900 ℃/2 h (c) and 1000 ℃/2 h (d)

特別地，Chen等[5]同時研究了焊件在室溫及650 ℃下的拉伸性能。結(jié)果表明：合適的焊后熱處理可得到接近甚至高于母材的室溫和高溫抗拉強度，且接頭延伸率均達到母材的50%。室溫時斷裂發(fā)生在熔合區(qū)/熱影響區(qū)/母材之間，為穿晶斷裂，因熱處理時O相僅從B2晶內(nèi)析出，原B2晶界仍在；而高溫時斷裂發(fā)生在熔合區(qū)內(nèi)部，為沿晶斷裂，因B2晶界會有第二相粒子析出，造成晶界弱化。

2.1.2 激光焊接

激光焊接得到的焊縫組織與電子束焊接類似[7, 8]，焊態(tài)焊縫由單一B2相構(gòu)成，也需進行焊后熱處理，O相的析出可顯著提高接頭抗拉強度及塑性。焊件的室溫抗拉強度接近母材的90%，在650 ℃下的抗拉強度達母材的87.5%，且室溫及高溫均有約5.2%的延伸率，接近母材的50%。室溫時為穿晶斷裂，而高溫時為沿晶斷裂，分析機理如文獻[5]。采用連續(xù)激光焊接比脈沖激光焊接效果好，前者容易獲得無缺陷、成型好的焊縫，后者易出現(xiàn)氣孔。

Chen等[9]也得到接近母材室溫抗拉強度和約為母材延伸率50%的焊件，這與文獻[8]相同；但650 ℃下的抗拉強度僅為母材的50%，且?guī)缀鯚o塑性。室溫斷裂發(fā)生在母材區(qū)；高溫斷裂發(fā)生在熔合區(qū)內(nèi)部。此處高溫性能的嚴重惡化，同樣被認為O相在B2晶界形核長大引起晶界粗化所致，但仍有待進一步探究。

Jiao等[10]對經(jīng)焊后熱處理后的激光焊接接頭進行了970 ℃高溫拉伸實驗，采用電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)技術(shù)分析了拉伸前后母材和熔合區(qū)組織變化，得出1030 ℃退火后母材和熔合區(qū)之間的組織連續(xù)性較好，可得到變形均勻的接頭，此時試件斷裂發(fā)生在母材區(qū)。

2.2 擴散焊

擴散焊(擴散連接)可分為直接擴散焊(非超塑性狀態(tài)下)、加中間層的擴散焊和超塑成型/擴散焊3種，其特點均是主要在固態(tài)下進行，母材不涉及熔化過程，可以很大程度減少或避免熱應(yīng)力引起的開裂問題，是一種質(zhì)量較為穩(wěn)定可靠的連接方法。

對Ti2AlNb基合金的擴散連接研究表明[11-16]：連接溫度、連接壓力和保溫時間3個工藝參數(shù)中，連接溫度起主導作用，連接溫度高可增強原子擴散能力，易于實現(xiàn)界面冶金結(jié)合，但溫度過高會引起母材相變，從而改變原材料的性能，這是不希望發(fā)生的；連接壓力可影響接頭變形及界面再結(jié)晶，壓力過小界面不能實現(xiàn)較好的物理接觸，壓力過大則整體焊件可能出現(xiàn)較大變形，這也不利于實際結(jié)構(gòu)件的精度控制，應(yīng)避免；保溫時間影響相對較小，取決于連接溫度和連接壓力，能讓原子充分擴散、初始界面消失即可。綜上，連接溫度宜選在α2+B2相區(qū)且盡量遠離B2單相區(qū)；連接壓力取決于母材強度，一般在控制焊件變形量<5%的前提下取大值；保溫時間需具體實驗來優(yōu)化，時間短可提高連接效率。只要連接工藝適當，可獲得與基材接近的焊縫組織和接頭性能，拉伸斷裂位置甚至可由焊縫轉(zhuǎn)至基材。

直接擴散焊(非超塑性狀態(tài)下)工藝簡單，是擴散焊中的首選方法。作者[11]曾對Ti-24Al-17Nb-0.5Mo合金(原子數(shù)分數(shù)， %，下同)進行了擴散連接，在溫度、壓力和時間均不足時，原始連接線清晰可見(圖3a),接頭性能較差；在1000 ℃/ 20 MPa/1.5 h連接條件下，界面形成細小的再結(jié)晶等軸晶粒(圖3b)，接頭拉伸強度達到同條件下的母材值，且拉伸斷裂發(fā)生在母材。鄒貴生等[12]對Ti-22Al-25Nb合金進行了擴散連接，在1020 ℃連接條件下，接頭強度在室溫和650 ℃下分別為原始母材的84%和81%；連接溫度為1080 ℃時，接頭強度更高，但母材中B2相明顯粗化且O相顯著減少。Chu等[13]著重研究了表面粗糙度對界面組織演變和孔洞收縮過程的影響，并采用EBSD技術(shù)進行了分析，發(fā)現(xiàn)粗糙表面比拋光過的表面更有利于連接，因為粗糙表面可使界面發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，形成跨越連接線的細小等軸α2相，從而具有更高的接頭強度，剪切斷裂發(fā)生在遠離界面的基材中。

圖3 Ti2AlNb合金在不同工藝參數(shù)下連接后的接頭界面組織[11]： (a) 980 ℃/15 MPa/1 h; (b) 1000 ℃/20 MPa/1.5 h(箭頭所指方向為界面連接線)Fig.3 Microstructures of diffusion bonding Ti2AlNb interface made at different parameters[11]：(a) 980 ℃/15 MPa/1 h; (b) 1000 ℃/20 MPa/1.5 h (the arrows point to the interface)

加中間層(中間層熔化或不熔化)的擴散連接可以降低連接溫度，改善界面接觸和增強互擴散能力，提高接頭性能。但中間層材料的選擇很關(guān)鍵，需避免不利相的產(chǎn)生。鄒貴生等[14]對Ti-22Al-25Nb合金進行了加中間層的液相過渡擴散連接，結(jié)果表明：用Ti-15Cu-15Ni作中間層時，在990 ℃/90 min(400 ℃前加壓20 MPa，后撤壓)連接條件下，接頭強度在室溫和650 ℃下分別達原始母材的95%和81%；與直接擴散連接[12]相比，在更低的連接溫度下獲得了更高的接頭強度。Cai等[15]對Ti-21Al-23Nb-0.4Mo合金用Ti/Ni作中間層進行了液相過渡擴散連接，在1180 ℃/3 KPa/20 min連接條件下得到的室溫剪切強度最高(428 MPa)，且有很好的高溫剪切強度(500，650，800 ℃分別為423，407，338 MPa)；新硬脆金屬間化合物相的形成嚴重損害了接頭性能。

超塑成型/擴散焊由于是在材料處于塑性好的狀態(tài)下連接，故常用于制造形狀復雜的薄板組件。Wang等[16]和Du等[17]分別對Ti-22Al-24Nb合金和Ti-22Al-27Nb合金進行了超塑成型/擴散焊研究。首先獲得優(yōu)化的超塑成型工藝參數(shù)，即找出較大延展率對應(yīng)的溫度和應(yīng)變速率，再在此溫度下進行材料的擴散連接。Wang等[16]在960 ℃/20.83 MPa/2 h連接條件下，獲得的接頭最高剪切強度為766.7 MPa。Du等[17]在970 ℃/10 MPa/2 h下，獲得的接頭剪切強度為308 MPa，增大連接壓力可得到更高的接頭強度，但同時會使母材嚴重變形；他們還指出超塑成型/擴散焊過程會使材料拉伸性能明顯下降(因經(jīng)歷熱循環(huán)、塑性變形以及和環(huán)境的反應(yīng)等)。

2.3 釬焊

釬焊的特點是母材不需要熔化，僅釬料熔化潤濕母材，填充接頭間隙，無需兩側(cè)母材直接接觸，這樣可減小接頭界面殘余應(yīng)力；一般不需加壓或施加小的壓力即可。釬料的選擇是重點和難點。

Wang等[18]對Ti-22Al-25Nb合金進行了釬焊連接研究，采用Ti-Ni-Nb作釬料，在1180 ℃/2.5 KPa /20 min連接條件下得到的接頭室溫剪切強度最高，為318 MPa(650 ℃為278 MPa)，形成的金屬間化合物相與文獻[15]大致相同。

2.4 其它焊接方法

摩擦焊作為一種固相連接方法，靠摩擦生熱及塑性變形使界面發(fā)生擴散和再結(jié)晶；對基體狀態(tài)要求嚴格，這增加了復雜性和成本；主要用于特殊形狀如軸對稱組件的焊接。Chen等[19-21]對Ti2AlNb合金進行了線性摩擦焊的系列研究。焊態(tài)接頭由B2相及少量O相和α2相組成；接頭室溫拉伸強度為1136 MPa，接近母材。焊后熱處理，由于O相的析出強化作用，接頭拉伸強度進一步提高；但焊后熱處理溫度高達1000 ℃時，焊縫組織粗化導致接頭延展率降低。

電阻點焊是一種高效率、高度自動化的焊接方法，廣泛用于生產(chǎn)板材部件。Cai等[22]對Ti2AlNb合金進行了電阻點焊研究，發(fā)現(xiàn)焊件易出現(xiàn)再熱裂紋，分析表明O相(強化相)的析出和殘余應(yīng)力共同導致了開裂，提高加熱速率、熱處理前減小機械應(yīng)力是兩種有效的解決辦法。

3 Ti2AlNb基合金異材連接

Ti2AlNb基合金異材連接方法也以熔焊和擴散焊為主；其次是釬焊、線性摩擦焊等。對Ti2AlNb基合金異材連接研究較多的是其與其它Ti/Ti-Al系合金的連接。

3.1 熔焊

3.1.1 電子束焊接

Tan等[23]對Ti-22Al-25Nb/TC11鈦合金進行了電子束焊接，分析了其接頭組織、顯微硬度和機械性能。焊縫由B2+大量O/α2組成(圖4a)，附近熱影響區(qū)組織也因經(jīng)歷β以上轉(zhuǎn)變溫度而發(fā)生部分相變。TC11側(cè)熱影響區(qū)主要由馬氏體α′相構(gòu)成，硬度比Ti合金基體高；O合金側(cè)熱影響區(qū)主要由較軟的B2相構(gòu)成，硬度比O合金基體低。所得焊件拉伸強度達1100 MPa(高于Ti合金基體)，延伸率為13%，斷裂均發(fā)生在Ti合金基材中，斷口分析表明為典型韌性斷裂。相比之下，劉瑩瑩等[24]對Ti3Al合金Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11進行電子束焊接，得到的焊縫組織主要由粗大β/B2晶粒組成(圖4b)，兩側(cè)熱影響區(qū)組織與前相似；在焊接工藝參數(shù)與前相近條件下，得到焊件最高拉伸強度為985 MPa，延伸率為3.2%，斷裂均發(fā)生在Ti3Al合金基材中。可見，母材β穩(wěn)定元素Nb含量不同，引起材料焊接性的明顯變化。

圖4 Nb含量不同的Ti2AlNb母材與TC11經(jīng)電子束焊接的焊縫組織的SEM照片：(a)Ti-22Al-25Nb/TC11接頭熔合區(qū)[23]；(b)Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11接頭熔合區(qū) (單一B2相)[24]Fig.4 SEM images of fusion zones of electron beam welded TC11 and Ti2AlNb with different Nb contents: (a) Ti-22Al-25Nb/TC11 fusion zone[23]; (b) Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11 (single B2)[24]

姚澤坤等[25-28]還研究了焊后變形及焊后熱處理對Ti2AlNb/TC11合金接頭組織和性能的影響。只進行PWHT(950 ℃/1 h+ 680 ℃/4 h)時，焊縫組織脆性增加, 室溫沖擊時發(fā)生穿晶解理斷裂；而先經(jīng)980 ℃等溫熱變形，再進行PWHT(950 ℃/1 h+600 ℃/4 h)時，晶界及晶內(nèi)位錯增多，組織得到細化，獲得了良好的綜合力學性能。但變形溫度應(yīng)嚴格控制在兩種合金的共同變形溫度區(qū)間內(nèi)。

3.1.2 激光焊接

Shen等[29]對Ti-22Al-25Nb/TA15鈦合金進行了單束/雙束激光焊接對比研究，結(jié)果表明：單束焊接冷速快，熔合區(qū)由單一B2相組成；雙束焊接由于冷速下降，熔合區(qū)出現(xiàn)了O相。雙束焊接接頭硬度高于單束焊(因B2相較軟)。進行室溫拉伸試驗時，兩者都斷在焊縫，但單束的為準解理斷裂；雙束的為韌性斷裂，拉伸強度和延展率也更高。

3.2 擴散焊

作者[30]曾對Ti2AlNb/TiAl合金(名義成分分別為Ti-22Al-23Nb-2Ta和Ti-46.2Al-2Cr-2Nb-0.15B)進行了直接擴散連接研究，通過SEM/EDS、TEM、XRD等技術(shù)對界面進行了物相鑒定，分析了界面組織形成機制及其與接頭性能之間的關(guān)系，優(yōu)化了連接工藝參數(shù)。結(jié)果表明：界面易形成新的硬脆金屬間化合物Al(Nb,Ti)2相(圖5a界面發(fā)白相)，其與α2-Ti3Al相呈伴生狀態(tài)，應(yīng)該是TiAl合金中的Al原子大量擴散進入Ti2AlNb合金中，發(fā)生類共析反應(yīng)Ti2AlNb(B2) +Al→Al(Nb,Ti)2+Ti3Al(α2)，但其根本原因在于動力學上Al和Nb的擴散能力不同(前者擴散速度遠大于后者)。在1000 ℃/20 MPa/60 min連接條件下，獲得接頭最高剪切強度約260 MPa，達TiAl母材的80%。需要說明的是，接頭強度對界面組織極為敏感，只有嚴格控制Al(Nb,Ti)2相的量才能獲得高強度接頭。

圖5 Ti2AlNb合金與異材連接接頭形成的新金屬間化合物(SEM照片)：(a)界面形成不同于母材的AlNb2(發(fā)白相)[30]；(b)界面由6個復雜反應(yīng)層組成(A→F)[32]Fig.5 SEM images of Ti2AlNb and dissimilar alloy welded joint with new intermetallics：(a) precipitation of AlNb2 (the bright particles) on the interface[30]; (b) interface containing six complex reaction layers[32]

錢錦文等[31-33]對Ti2AlNb/GH4169兩種材料進行了直接擴散連接和加不同中間層的擴散連接研究。直接擴散連接時，接頭未焊合，這是因為界面形成多種脆性金屬間化合物且兩種材料熱膨脹系數(shù)相差大。采用Mo作中間層時，接頭很脆；采用Ta或Nb作中間層時，Ti2AlNb側(cè)均連接良好，高溫合金側(cè)均出現(xiàn)裂紋；用Nb+Ni作中間層，獲得了良好的連接，接頭剪切強度達460 MPa，界面生成6層反應(yīng)層(圖5b)，剪切測試時接頭沿Ni6Nb7相層斷裂，故其為不利相，又根據(jù)熱力學理論分析預測Ni6Nb7為Ni-Nb固-固界面反應(yīng)的初生相，是不可避免的。

李萬青等[34]對Ti2AlNb/Ti3Al合金(名義成分分別為Ti-17Al-25Nb和Ti-23Al-17Nb)進行了直接擴散連接，研究了連接溫度、連接壓力、保溫時間等對接頭界面組織形貌及力學性能的影響。結(jié)果表明：接頭典型組織結(jié)構(gòu)為Ti3Al/O相+α2相過渡層/富B2層/Ti2AlNb，認為富B2相區(qū)的形成是由于Al原子擴散較快、Nb原子保留下來所致。在1000 ℃/5 MPa/60 min連接條件下，獲得的接頭室溫抗剪強度為635 MPa，室溫抗拉強度為795 MPa，均斷裂于Ti3Al母材一側(cè)(焊后Ti3Al母材的抗拉強度下降至原始母材的76%)。連接溫度低于950 ℃或保溫時間小于60 min會導致未焊合等缺陷；溫度高于1050 ℃或保溫時間超過120 min則導致Ti3Al發(fā)生相變。

魏紅梅等[35]在前基礎(chǔ)上[33]采用鈦箔作中間層對Ti2AlNb/Ti3Al合金進行了擴散連接，研究了中間層厚度、連接溫度、保溫時間等對接頭界面組織形貌及力學性能的影響。結(jié)果表明：接頭組織結(jié)構(gòu)為Ti3Al/α+β雙相組織/富B2相/Ti2AlNb，在鈦箔厚度為10 μm、900 ℃/5 MPa/120 min的連接條件下，接頭組織性能最佳；鈦箔厚度增加會導致Ti，Al，Nb等元素擴散不均；加入鈦中間層可降低連接溫度，減小高溫熱循環(huán)對母材性能的損傷，接頭抗拉強度增至906 MPa。

3.3 釬焊

Cao等[36]對Ti2AlNb/TiAl合金進行了釬焊連接，用Ti-27Co作釬料，研究了接頭組織和性能關(guān)系。焊縫形成多層結(jié)構(gòu)，包括α2-Ti3Al、β-Ti、TiCo、Ti2Co和B2相，其中Ti2Co相硬度和彈性模量最高，惡化了接頭性能；而β-Ti+TiCo組合具有最好的變形能力。在1100 ℃/20 KPa/10 min連接條件下，得到的接頭最高室溫剪切強度為223 MPa。

3.4 其它焊接方法

譚立軍等[37, 38]對Ti-22Al25Nb/TC11合金進行了線性摩擦焊及焊后熱變形研究，結(jié)果表明：通過適當工藝可獲得結(jié)合完好的接頭；Ti2AlNb側(cè)接頭因發(fā)生B2轉(zhuǎn)變而硬度較低，Ti合金一側(cè)因形成針狀馬氏體而硬度升高；適當?shù)淖冃螠囟瓤傻玫杰浻蚕啾壤m中的相組成(B2相基體內(nèi)生成一定強化相)，同時能細化焊件各部位的顯微組織，改善接頭性能(經(jīng)980 ℃熱變形后，得到的焊件最高拉伸強度為1210 MPa、延伸率為12.5%)。

4 結(jié) 語

與其它Ti-Al系合金相比，Nb元素的添加提高了材料的熔點和有序化溫度。Nb作為β穩(wěn)定元素，使材料在高溫連接中更易發(fā)生β轉(zhuǎn)變并以有序B2相保存下來，這是熔焊中熔合區(qū)常由單一B2相構(gòu)成的主要原因。另一方面，Nb元素易與其它元素結(jié)合形成新的硬脆金屬間化合物，這是Ti2AlNb合金與異材連接中常遇見的問題。

由于Ti2AlNb合金的相變特性，不論是同材連接還是異材連接，常用連接方法存在的問題相似，現(xiàn)總結(jié)于表1，供相關(guān)研究人員參考。

表1 各種連接方法的比較

由于Ti2AlNb合金旨在替代Ni基高溫合金用于航空發(fā)動機等場合，故其連接件的高溫性能研究尚少；連接技術(shù)還不夠成熟，缺乏對工藝參數(shù)、界面組織、接頭性能之間關(guān)系的系統(tǒng)而深入的研究。要想在大型結(jié)構(gòu)件和復雜零部件中得到應(yīng)用，有必要加大投入Ti2AlNb合金連接的研究工作，以加速其實用化進程。