Ti2AlNb合金與鈦基復(fù)合材料的低溫固相擴(kuò)散連接機(jī)理

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(xué) 先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001；2 鄭州機(jī)械研究所 新型釬焊材料與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，鄭州 450001)

隨著航空技術(shù)的發(fā)展，對(duì)航空器件各方面的要求越來(lái)越嚴(yán)苛，特別是在輕質(zhì)和耐高溫穩(wěn)定性方面的要求[1]。由于具有高強(qiáng)度、高溫穩(wěn)定性和高韌性等優(yōu)異的性能表現(xiàn)，鈦基復(fù)合材料和鈦鋁合金等多種鈦合金材料被廣泛應(yīng)用于國(guó)防科技等領(lǐng)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(yīng)用于各高端科技領(lǐng)域，成為國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究的一個(gè)熱點(diǎn)。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(shí)際應(yīng)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(guò)1%，很大程度上限制了其在工程領(lǐng)域的實(shí)際應(yīng)用[3-8]。通過(guò)引入具備高熔點(diǎn)特性的元素，實(shí)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?jǐn)?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(qiáng)度、高溫抗拉強(qiáng)度、較優(yōu)的常溫?cái)嗔秧g度、較強(qiáng)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(yīng)用材料被廣泛應(yīng)用于航天航空領(lǐng)域[13-19]。但是Ti2AlNb合金也存在著質(zhì)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(zhì)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(lǐng)域，任何質(zhì)量的增加都會(huì)對(duì)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(dāng)量合金，是一種近α型鈦合金。該合金是通過(guò)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(shí)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(qiáng)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(zhǎng)期穩(wěn)定運(yùn)行的需求，在航空飛行器和飛機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)構(gòu)件制造中獲得廣泛應(yīng)用[20]。如果將Ti2AlNb合金和以TA15合金為基體的復(fù)合材料相結(jié)合，既能夠保持結(jié)構(gòu)件具有高強(qiáng)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(jié)構(gòu)件的質(zhì)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(fù)合材料在不同工藝參數(shù)下的固相擴(kuò)散連接，通過(guò)分析固相擴(kuò)散連接接頭的組織和性能，得到最佳工藝參數(shù)。同時(shí)，探究使用Ti箔作中間層降低Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料固相擴(kuò)散連接溫度的機(jī)理，從而實(shí)現(xiàn)低溫下兩種材料的擴(kuò)散連接。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)所用母材為T(mén)i2AlNb合金和Ti基復(fù)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(fù)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(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

表2 Ti基復(fù)合材料成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

在研究金屬中間層擴(kuò)散連接Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料時(shí)使用了純Ti金屬箔，厚度為30 μm。

實(shí)驗(yàn)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(fù)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(fù)合材料母材表面。當(dāng)使用中間層金屬箔片時(shí)，采用質(zhì)量分?jǐn)?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(shí)間為5 min左右，然后用清水沖洗。將打磨好的Ti2AlNb合金、Ti基復(fù)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(zhì)，并將試樣裝配好，裝配示意圖如圖1所示。擴(kuò)散連接設(shè)備采用M60型高溫多功能前置爐。將3個(gè)相同裝配體對(duì)稱放置在擴(kuò)散焊石墨模具中，將模具置于真空擴(kuò)散爐爐膛內(nèi)的載物臺(tái)上，緩慢調(diào)節(jié)加壓桿改變壓頭載荷，直到調(diào)節(jié)至目標(biāo)壓強(qiáng)，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(jié)果與分析

2.1 直接固相擴(kuò)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(kuò)散連接的方法直接連接Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料，其接頭的界面組織如圖3所示。可以看出，該工藝條件下可以很好地實(shí)現(xiàn)Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料的擴(kuò)散連接，接頭界面處沒(méi)有明顯的裂紋或者孔洞等焊接缺陷。同時(shí)，在Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料中間形成了明顯的擴(kuò)散層，分別為靠近Ti2AlNb合金側(cè)的Ⅰ區(qū)域和靠近Ti基復(fù)合材料的Ⅱ區(qū)域。Ⅰ區(qū)域主要是由針狀產(chǎn)物組成(點(diǎn)1，2)，其組織與Ti2AlNb合金的組織形貌相似，但更加細(xì)小；Ⅱ區(qū)域則是由塊狀產(chǎn)物組成(點(diǎn)3，4)，其組織形貌與Ti基復(fù)合材料相似。

圖3 Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料擴(kuò)散連接接頭SEM圖

表3是對(duì)圖3中不同的點(diǎn)進(jìn)行的EDS能譜分析結(jié)果。由于Ti基復(fù)合材料由α-Ti相、β-Ti相和TiB2相組成，可以看出點(diǎn)1是由B2相和TiB2組成的，這是因?yàn)镹b從Ti2AlNb合金側(cè)擴(kuò)散至Ti基復(fù)合材料側(cè)的速度遠(yuǎn)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(diǎn)2和點(diǎn)4與Ti基復(fù)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(diǎn)3的襯度與Ti基復(fù)合材料中的β-Ti相的相似，根據(jù)能譜分析結(jié)果可以得出點(diǎn)3是由O相、β-Ti和TiB2組成。

表3 圖3中各點(diǎn)的EDS能譜分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%)

圖4為在950 ℃/60 min/10 MPa的條件下擴(kuò)散連接接頭的剪切斷口SEM圖?？芍瑪嗫谔幋嬖诿黠@的韌窩，斷裂方式為解理斷裂。為了分析斷口位置，對(duì)斷口不同襯度的點(diǎn)進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如表4所示。襯度較深的點(diǎn)5中Ti含量較高，Nb含量低，其應(yīng)為靠近Ti基復(fù)合材料一側(cè)；襯度較淺的點(diǎn)6中Nb含量高，其應(yīng)為靠近Ti2AlNb母材一側(cè)，因此可推測(cè)斷裂從焊縫處開(kāi)始向兩側(cè)擴(kuò)展。

2.1.2 連接溫度對(duì)組織和力學(xué)性能的影響

圖5是在保溫時(shí)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(fù)合材料擴(kuò)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?dāng)連接溫度在850～1000 ℃之間時(shí)，隨著連接溫度的升高，原子擴(kuò)散加速，Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料之間的擴(kuò)散層厚度逐漸增加，且擴(kuò)散層上的焊接缺陷逐漸減少。當(dāng)溫度達(dá)到950 ℃以后，B2相逐漸增多，這是由于Nb從Ti2AlNb合金側(cè)至Ti基復(fù)合材料側(cè)的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)小于Ti和Al的擴(kuò)散速率。當(dāng)連接溫度達(dá)到1050 ℃時(shí)，Ti2AlNb合金發(fā)生明顯的相變，原來(lái)的板條狀組織逐漸減少、消失，塊狀組織逐漸形成，這是因?yàn)樵谳^高的溫度下，Ti2AlNb合金發(fā)生相變，原來(lái)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(duì)降低。同時(shí)，在較高的溫度下，焊縫中的組織因?yàn)榘l(fā)生再結(jié)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(diǎn)的EDS能譜分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%)

為了進(jìn)一步研究連接溫度對(duì)Ti2AlNb/Ti基復(fù)合材料固相擴(kuò)散連接接頭性能的影響，對(duì)上述連接接頭分別進(jìn)行剪切強(qiáng)度測(cè)試，其結(jié)果如圖6所示?？芍?，隨著擴(kuò)散連接溫度的升高，接頭的剪切強(qiáng)度先增加后降低，且當(dāng)擴(kuò)散連接溫度在950 ℃時(shí)，接頭的剪切強(qiáng)度達(dá)到最大值495 MPa。這是因?yàn)椋?dāng)溫度低于900 ℃時(shí)，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(kuò)散層厚度增加。當(dāng)溫度高于1000 ℃時(shí)，Ti2AlNb合金發(fā)生相變，且焊縫組織由于再結(jié)晶而粗化，因此其剪切強(qiáng)度逐漸下降。

圖5 連接溫度對(duì)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(duì)接頭剪切強(qiáng)度的影響

綜上可知，當(dāng)溫度在900 ℃以下時(shí)，接頭界面上的原子尚未充分?jǐn)U散，擴(kuò)散層的厚度較小，且擴(kuò)散層中仍存在少量的焊接缺陷；當(dāng)溫度高于1000 ℃時(shí)，Ti2AlNb合金發(fā)生相變，且焊縫組織粗化嚴(yán)重。當(dāng)擴(kuò)散連接溫度為950 ℃時(shí)，連接界面的原子得到充分?jǐn)U散，擴(kuò)散界面層的厚度適中，接頭的力學(xué)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(duì)接頭組織和力學(xué)強(qiáng)度的影響之外，同時(shí)研究了連接工藝對(duì)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(shí)間長(zhǎng)、連接溫度高，母材承受焊接熱循環(huán)時(shí)間長(zhǎng)，焊接接頭宏觀變形量會(huì)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(shí)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 ℃。可以看出，當(dāng)連接溫度在900 ℃以下時(shí)，隨著連接溫度的升高，變形率增長(zhǎng)速率緩慢，變形率始終小于2%；當(dāng)連接溫度在900～950 ℃之間時(shí)，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?jǐn)U散，彈性模量減小，使母材更容易發(fā)生塑性變形，應(yīng)變?cè)黾?，于是接頭變形率產(chǎn)生逐漸上升的趨勢(shì)；當(dāng)連接溫度高于950 ℃時(shí)，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(jié)合組織和力學(xué)性能可知，直接固相擴(kuò)散連接時(shí)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(kuò)散充分，不存在缺陷，剪切強(qiáng)度達(dá)到495 MPa，但同時(shí)，由于連接溫度較高，母材相變較大，接頭變形量大，達(dá)到5%左右，難以控制在3%以下。

2.2 中間層擴(kuò)散連接

2.2.1 中間層的選擇

Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料的直接擴(kuò)散連接雖然可以形成良好的界面組織，實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的力學(xué)性能，但是連接溫度較高，導(dǎo)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(guò)加入中間層擴(kuò)散連接的方式，既可以降低連接溫度，又因?yàn)榻饘俨|(zhì)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(fù)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(yīng)具有較好塑韌性，以達(dá)到與母材的性能匹配；且選擇的中間層金屬應(yīng)該能夠降低兩母材之間的殘余應(yīng)力，提高接頭力學(xué)性能?？紤]選擇軟質(zhì)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(fù)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(jìn)原子擴(kuò)散，不會(huì)生成脆性金屬間化合物等不良反應(yīng)相，因此Ti箔可以作為中間層用來(lái)促進(jìn)Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料的擴(kuò)散連接。

圖8為850 ℃、保溫時(shí)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(jìn)行擴(kuò)散焊獲得的組織結(jié)構(gòu)?？梢钥闯?，Ni箔作中間層時(shí)，Ti2AlNb側(cè)界面連接較好，無(wú)明顯焊接缺陷，但是Ti基復(fù)合材料側(cè)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(shí)，由于Nb比Ti，Al原子半徑大，擴(kuò)散速率不均衡，會(huì)形成柯肯達(dá)爾效應(yīng)，在界面處出現(xiàn)孔洞，降低了接頭性能；Ti箔作中間層時(shí)，Ti箔中間層與兩側(cè)母材均形成良好的連接，擴(kuò)散過(guò)程中Ti箔促進(jìn)Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料連接，界面處形成良好的擴(kuò)散區(qū)，且擴(kuò)散區(qū)內(nèi)沒(méi)有未焊合等焊接缺陷。

圖8 Ti2AlNb合金/金屬箔/Ti基復(fù)合材料擴(kuò)散連接接頭SEM圖

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

結(jié)果表明，由于連接溫度較低，采用Nb箔作中間層時(shí)，Nb的高擴(kuò)散激活能使Nb原子在850 ℃時(shí)沒(méi)有完全擴(kuò)散，界面處存在未焊合和孔洞；而采用Ni箔作中間層時(shí)，Ni與Ti發(fā)生反應(yīng)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(guò)對(duì)比，本工作選用30 μm的Ti箔作中間層連接Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料，在低溫下形成良好的擴(kuò)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(duì)組織和力學(xué)性能的影響

圖10是保溫時(shí)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(fù)合材料擴(kuò)散連接接頭界面組織結(jié)構(gòu)，其中連接溫度分別為800，850，900 ℃和950 ℃?？梢钥闯觯?dāng)連接溫度為800 ℃時(shí)，連接界面仍存在未焊合等缺陷。當(dāng)連接溫度達(dá)到850 ℃時(shí)，原子擴(kuò)散速率增大，連接界面上形成明顯的擴(kuò)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(jié)晶而變得粗大。

圖10 連接溫度對(duì)接頭界面組織的影響

為了進(jìn)一步了解連接溫度對(duì)加入Ti箔的Ti2AlNb/Ti基復(fù)合材料擴(kuò)散連接接頭性能的影響，對(duì)連接接頭進(jìn)行剪切力學(xué)性能測(cè)試，結(jié)果如圖11所示。可以看出，隨著連接溫度的升高，連接接頭的剪切強(qiáng)度先增大后減小，且在850 ℃取得最大值399 MPa。這是因?yàn)?，在連接溫度較低時(shí)，原子還沒(méi)有得到充分?jǐn)U散，擴(kuò)散層也沒(méi)有達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)；當(dāng)連接溫度過(guò)高時(shí)，連接接頭組織會(huì)發(fā)生再結(jié)晶而粗化，兩者的剪切強(qiáng)度因此都有所降低。綜上所述，相較于直接固相擴(kuò)散連接Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)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(duì)接頭剪切強(qiáng)度的影響

2.2.3 焊接接頭變形量的研究

對(duì)Ti箔中間層擴(kuò)散連接前后的厚度進(jìn)行測(cè)量，按式(1)計(jì)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(shí)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(shí)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(kuò)散更加充分，母材較易發(fā)生塑性變形，導(dǎo)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(shí)，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(jié)合組織和力學(xué)性能可知，采用30 μm的Ti箔中間層擴(kuò)散連接時(shí)，最佳工藝參數(shù)為850 ℃/60 min/5 MPa，此時(shí)連接界面原子擴(kuò)散充分，界面組織較好，界面處無(wú)缺陷，剪切強(qiáng)度達(dá)到399 MPa，接頭變形率僅為1.7%，遠(yuǎn)低于直接固相擴(kuò)散連接的5%。說(shuō)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(kuò)散良好的接頭，同時(shí)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(jī)理分析

由Fick第二定律[21]可知，在擴(kuò)散連接過(guò)程中，原子濃度差和擴(kuò)散系數(shù)越大，擴(kuò)散越容易發(fā)生，而原子之間的相互擴(kuò)散是形成連接接頭的主要途徑。以Ti箔為中間層的擴(kuò)散連接中，Ti2AlNb和Ti基復(fù)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(cè)母材高，這種現(xiàn)象促進(jìn)了Ti原子向兩側(cè)母材擴(kuò)散，Al，Nb原子向中間層擴(kuò)散，從而促進(jìn)了新相的生成，實(shí)現(xiàn)了擴(kuò)散界面的緊密連接，降低了擴(kuò)散連接的溫度。Ti2AlNb合金與Ti基復(fù)合材料的固相擴(kuò)散連接示意圖如圖13所示。

圖13 Ti2AlNb/Ti/Ti基復(fù)合材料低溫?cái)U(kuò)散連接示意圖

由圖13可知，其擴(kuò)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(dāng)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(cè)母材的局部接觸點(diǎn)首先達(dá)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(kuò)大，使最終整個(gè)接合面達(dá)到可靠接觸，為后續(xù)的原子擴(kuò)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(kuò)散，由于中間層Ti的濃度比兩側(cè)母材高，兩側(cè)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(cè)母材中擴(kuò)散，兩側(cè)母材中Al，Nb原子向中間層擴(kuò)散。溫度越高，擴(kuò)散速率越快，晶界發(fā)生遷移，形成接合層。

(3)擴(kuò)散形成接頭。隨著連接溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，原子擴(kuò)散更加劇烈。由于Ti，Al原子擴(kuò)散激活能小，擴(kuò)散速率快，故在靠近Ti2AlNb母材側(cè)，由于Nb的積聚形成高Nb富B2相區(qū)，Ti箔和Ti基復(fù)合材料側(cè)也充分?jǐn)U散，反應(yīng)形成了針狀的α+β雙相組織。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，原子發(fā)生完全擴(kuò)散，各反應(yīng)充分進(jìn)行，晶粒不斷長(zhǎng)大，最終形成兩擴(kuò)散層。

3 結(jié)論

(1)Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料可以使用固相擴(kuò)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(jié)合良好，可以形成無(wú)缺陷的擴(kuò)散區(qū)，最大剪切強(qiáng)度達(dá)到495 MPa，但接頭變形率達(dá)到5%。

(2)使用Ti箔作為中間層對(duì)Ti2AlNb合金和Ti基復(fù)合材料進(jìn)行固相擴(kuò)散連接，可以獲得良好的連接接頭，此時(shí)最佳工藝參數(shù)為850 ℃/60 min/5 MPa，最大剪切強(qiáng)度可以達(dá)到399 MPa。相比于直接固相擴(kuò)散，其擴(kuò)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(shí)接頭的變形率降低至1.7%。

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