表面納米化對(duì)高溫Ti 合金與TiAl 合金的擴(kuò)散連接工藝及力學(xué)性能影響

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(guó)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(dòng)機(jī)、超高音速?lài)姎馐斤w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(shí)，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(shì)[2—3]。美國(guó)航空航天局將鈦合金與Ti-Al 基合金作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)主要的結(jié)構(gòu)用材，估計(jì)到2020 年可占發(fā)動(dòng)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(dòng)機(jī)的兩種重要高溫結(jié)構(gòu)材料，已有實(shí)驗(yàn)表明[5—8]，TiAl 基合金在進(jìn)行熔焊時(shí)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(shí)溫度可控性強(qiáng)，通過(guò)調(diào)整參數(shù)可以設(shè)計(jì)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(guó)內(nèi)外學(xué)者關(guān)注的一個(gè)熱點(diǎn)問(wèn)題。

TiAl 基合金異種擴(kuò)散連接工藝的一個(gè)突出問(wèn)題是連接溫度高、連接時(shí)間長(zhǎng)，帶來(lái)了工藝成本高、母材組織性能下降，限制了該技術(shù)的實(shí)際應(yīng)用[9—11]。擴(kuò)散連接過(guò)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(duì)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(shí)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(cuò)、亞晶界、空位等非平衡結(jié)構(gòu)及能量貯存，這些特點(diǎn)能夠?yàn)樵訑U(kuò)散擁有更多通道和驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)原子擴(kuò)散和冶金反應(yīng)[16]，因此，表面改性對(duì)推動(dòng)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(shí)用價(jià)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(duì)象，通過(guò)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(shí)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(shí)驗(yàn)

擴(kuò)散連接兩側(cè)所用的材料為T(mén)C11 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?chē)娡铏C(jī)進(jìn)行循環(huán)動(dòng)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(guò)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(yàn)在真空熱壓燒結(jié)爐進(jìn)行。開(kāi)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(duì)比分析表面納米化影響。擴(kuò)散連接實(shí)驗(yàn)的溫度范圍為1023～1123 K，連接壓力為30 MPa，連接時(shí)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(shí)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(shí)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(shí)間的增加而增大，其厚度分別是1.1,1.7,2.2 μm。在元素?cái)U(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(shí)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(guò)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(jiàn)，鈦合金的晶粒大小在連接時(shí)間增長(zhǎng)過(guò)程中未發(fā)生顯著變化。

圖2 在1073 K、30 MPa 條件下，連接時(shí)間對(duì)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(jiàn)孔洞與縫隙，連接情況較好。接頭厚度隨著連接時(shí)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?cái)U(kuò)散曲線中，Ti 和Al 元素?cái)U(kuò)散距離分別為1.6,2.3,2.8 μm。對(duì)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(guò)高能?chē)娡杼幚懋a(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(shí)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(shí)間對(duì)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(shí)，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(shí)，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(duì)于噴丸處理的表面納米化試樣，在1023 K 時(shí)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(shí)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(duì)比兩種狀態(tài)的試樣，經(jīng)過(guò)噴丸處理試樣的擴(kuò)散中間層厚度更大。這是因?yàn)閲娡杼幚砗螽a(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(shí)晶粒明顯粗化。

圖5 連接溫度對(duì)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(wú)論是否經(jīng)過(guò)噴丸處理，擴(kuò)散連接中間接頭都會(huì)隨溫度升高而變寬，但是經(jīng)過(guò)噴丸處理后，擴(kuò)散層增長(zhǎng)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(wú)論是否經(jīng)過(guò)噴丸處理，TC11 鈦合金與TiAl 合金均未實(shí)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(wú)壓熱處理，連接試樣在1123 K 溫度下進(jìn)行無(wú)壓退火熱處理，熱處理時(shí)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(wú)壓熱處理后組織。在未開(kāi)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(zhǎng)條的縫隙開(kāi)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(zhǎng)，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(jiàn)。

圖7 為不同熱處理時(shí)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(shí)未見(jiàn)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(wú)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(wú)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(jì)學(xué)計(jì)算，接頭焊合率能直觀體現(xiàn)出接頭的結(jié)合情況，其計(jì)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(zhǎng)度；L為孔隙缺陷長(zhǎng)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(shí)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(zhǎng)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(wú)壓熱處理對(duì)TC11/TiAl 連接率影響Fig.8 Effect of pressureless heat treatment on bonding rates of TC11/TiAl joints

在無(wú)壓熱處理過(guò)程中，連接區(qū)原子緊密接觸，焊縫空洞閉合主要通過(guò)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(lái)看，經(jīng)過(guò)表面納米化連接試樣焊合率提升較快。這說(shuō)明在無(wú)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(cè)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(wú)論是否經(jīng)過(guò)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(shí)，剪切強(qiáng)度最大，表面納米化對(duì)剪切強(qiáng)度最大值基本沒(méi)有影響。這是因?yàn)楹穸刃r(shí)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(shí)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(huì)降低。

圖9 擴(kuò)散連接層厚度對(duì)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(shí)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(shí)，剪切強(qiáng)度最大。