表面納米化對高溫Ti 合金與TiAl 合金的擴散連接工藝及力學性能影響

王浩淼，史淑艷，付雪松，王曉晨，周文龍，許慧元，李志強

（1.大連理工大學 材料科學與工程學院，遼寧 大連 116085；2.中國航空制造技術研究院，北京 100024）

在航空航天事業的快速發展中，輕質高溫結構材料及相應的加工制造技術日益成為影響航天飛機、高推重比發動機、超高音速噴氣式飛機等高新技術裝備性能的重要因素[1]。當使用溫度不高于600 ℃時，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，具有比強度高的突出優勢[2—3]。美國航空航天局將鈦合金與Ti-Al 基合金作為航空發動機主要的結構用材，估計到2020 年可占發動機用材的一半[4]。高溫鈦合金和TiAl 基合金作為航空發動機的兩種重要高溫結構材料，已有實驗表明[5—8]，TiAl 基合金在進行熔焊時容易在接頭處出現裂紋，導致力學性能下降，而采用擴散焊接技術時溫度可控性強，通過調整參數可以設計出較好的焊接工藝，所以鈦合金/TiAl異質合金擴散焊接技術是國內外學者關注的一個熱點問題。

TiAl 基合金異種擴散連接工藝的一個突出問題是連接溫度高、連接時間長，帶來了工藝成本高、母材組織性能下降，限制了該技術的實際應用[9—11]。擴散連接過程中，待連接面的表面狀態（粗糙度、組織結構、化學成分）對擴散連接工藝參數和成品性能質量有重要影響。大量的擴散連接研究成果表明[12—15]，利用物理或化學方法改變待連接母材的表面狀態可以顯著提高表面原子擴散能力，降低擴散連接溫度，縮短擴散時間，改善連接工件的質量。納米組織中的晶界占比較大，以及大量的位錯、亞晶界、空位等非平衡結構及能量貯存，這些特點能夠為原子擴散擁有更多通道和驅動力，促進原子擴散和冶金反應[16]，因此，表面改性對推動高溫Ti 合金/TiAl 異質合金擴散連接在航空航天工業的應用具有重要意義和實用價值。

文中以TiAl 基合金/高溫Ti 合金異種材質的擴散連接為研究對象，通過噴丸技術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散能力，降低擴散連接條件（降低擴散溫度、縮短擴散時間），提高高溫Ti 合金/TiAl 異種材質的擴散連接質量。

1 實驗

擴散連接兩側所用的材料為TC11 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#，隨后將試樣放進丙酮溶液，進行超聲波去油污清洗。另一部分作表面處理，采用JCK-FB1010FK高能噴丸機進行循環動態再結晶，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）（體積分數）中去除彈丸撞擊過程中形成的氧化層，然后將其放入丙酮中并進行超聲波清洗。

Ti 合金/TiAl 基合金的異質擴散連接試驗在真空熱壓燒結爐進行。開展噴丸處理TC11 鈦合金與TiAl合金、未噴丸處理TC11 鈦合金與TiAl 合金等2 種狀態擴散連接，對比分析表面納米化影響。擴散連接實驗的溫度范圍為1023～1123 K，連接壓力為30 MPa，連接時間范圍為0.5～1.5 h。

圖1 擴散連接母材顯微組織Fig.1 Microstructures of base metals for diffusion bonding

2 結果及討論

2.1 表面納米化TC11/TiAl 擴散連接的連接時間與接頭質量

圖2 為表面納米化TC11 鈦合金與TiAl 合金擴散連接試樣擴散層的顯微組織與元素分布曲線。擴散連接溫度為1073 K，擴散壓力為30 MPa、保溫時間分別為0.5,1,1.5 h。從圖2a—c 的背散射組織可以看出，反應層連接質量較好，未出現明顯的空洞、縫隙。擴散層隨著連接時間的增加而增大，其厚度分別是1.1,1.7,2.2 μm。在元素擴散曲線中，因兩種連接材料的Ti 和Al 元素含量相差較大，在擴散連接中Ti 和Al元素互相向另一側母材擴散，隨著時間增加，Ti 和Al 原子擴散距離也逐漸增加，具體擴散距離分別為1.8,2.5,3 μm。另外，經過表面納米化處理后，接頭中TC11 鈦合金的顯微組織非常細小，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，鈦合金的晶粒大小在連接時間增長過程中未發生顯著變化。

圖2 在1073 K、30 MPa 條件下，連接時間對表面納米化擴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 合金連接試樣擴散層組織與元素分布曲線。擴散連接接頭均未看見孔洞與縫隙，連接情況較好。接頭厚度隨著連接時間的增加而增大，具體數值分別是 0.7,1.2,1.7 μm。在元素擴散曲線中，Ti 和Al 元素擴散距離分別為1.6,2.3,2.8 μm。對比表面納米化TC11 鈦合金和未表面納米化TC11 鈦合金試樣擴散層厚度，如圖4 所示，TC11 鈦合金經過高能噴丸處理產生表面納米化后，在其他條件相同的情況下，其擴散連接的反應層厚度更大，且原子擴散距離也更大。這是由于細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散的通道，促進原子擴散，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散系數，同樣促進了原子擴散，因此，表面納米化處理有利于原子的擴散，促使擴散連接層厚度增大。

圖3 在1073 K，30 MPa 條件下，未表面納米化試樣擴散層組織及元素分布曲線隨連接時間變化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 擴散連接的連接溫度與接頭質量

圖4 在1073 K、30 MPa 條件下，連接時間對TC11/TiAl 擴散層厚度影響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 為未進行噴丸處理的鈦合金的擴散連接，圖5d—f 為噴丸處理的鈦合金的擴散連接。未噴丸處理試樣在1023 K 時，由于連接溫度較低，原子擴散能力弱，擴散中間層存在縫隙，且局部連接層厚度較小。在1073 K 時，擴散中間層縫隙缺陷基本消失，中間層厚度也在增加。隨著溫度繼續增加，原子擴散能力增加，擴散層厚度也隨之增加。對于噴丸處理的表面納米化試樣，在1023 K 時擴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，擴散連接時母材表面接觸面積小，原子擴散效率低。隨著連接溫度的增加，母材更容易發生塑性變形，擴散界面的接觸面積增大，原子擴散效率提高，擴散反應層厚度迅速增加。

對比兩種狀態的試樣，經過噴丸處理試樣的擴散中間層厚度更大。這是因為噴丸處理后產生的表面細晶組織有助于降低元素的擴散激活能，提升原子擴散速度和擴散反應。表面納米化后鈦合金組織細小，當連接溫度升高到1123 K 時晶粒明顯粗化。

圖5 連接溫度對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

無論是否經過噴丸處理，擴散連接中間接頭都會隨溫度升高而變寬，但是經過噴丸處理后，擴散層增長更快。

2.3 表面納米化TC11/TiAl 擴散連接的后續熱處理與接頭質量

在1023 K、30 MPa、1 h 擴散連接條件下，無論是否經過噴丸處理，TC11 鈦合金與TiAl 合金均未實現完全焊合，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量，擴散連接后進行無壓熱處理，連接試樣在1123 K 溫度下進行無壓退火熱處理，熱處理時間分別為1,2,3 h。

圖6 為1023 K、30 MPa、10 min 表面納米化Ti合金/TiAl 連接樣經無壓熱處理后組織。在未開始熱處理前，反應層連接質量較差，出現較多未連接縫隙。從圖6b 可以看出，在熱處理1 h 之后，反應層厚度增加，界面上的許多長條的縫隙開始連接到一起，剩下圓形或橢圓的空洞。在熱處理2 h 之后，反應層繼續生長，缺陷減少，只剩下極少數的空洞存在。在熱處理3 h 之后，反應層厚度繼續變大，其間的空洞和縫隙等缺陷消失不見。

圖7 為不同熱處理時間下未噴丸處理試樣擴散層形貌組織。熱處理1 h 后，反應層厚度增大，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，空洞數目減少，接頭連接率增加。熱處理3 h 后，反應層厚度繼續增大，此時未見空洞存在，接頭連接完好。

圖6 表面納米化Ti 合金/TiAl 接頭經無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 接頭經無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行而增加，而兩者的連接率有所差別。經統計學計算，接頭焊合率能直觀體現出接頭的結合情況，其計算式如式（1）所示[17]：

δ=(L0-L)/L0(1)

式中：δ為焊合率；L0為焊縫總長度；L為孔隙缺陷長度。

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%。而隨著熱處理的進行表面納米化試樣的焊合率增長較快，熱處理3 h 后兩者都已完全連接，焊合率達到了100%。

圖8 無壓熱處理對TC11/TiAl 連接率影響Fig.8 Effect of pressureless heat treatment on bonding rates of TC11/TiAl joints

在無壓熱處理過程中，連接區原子緊密接觸，焊縫空洞閉合主要通過連接區原子相互擴散，反應形成新中間相，晶界遷移作用下微孔尺寸逐漸縮減，進而提高接頭結合面積。從連接層焊合率變化情況來看，經過表面納米化連接試樣焊合率提升較快。這說明在無壓熱處理進程中，納米化細晶組織接頭擴散反應更劇烈，反應生成中間相速度更快。

2.4 表面納米化TC11/TiAl 擴散連接的連接強度與接頭厚度

剪切強度測試表明，TC11/TiAl 擴散連接的結合強度與中間層厚度密切相關，如圖9 所示。無論是否經過表面納米化，剪切強度隨擴散層厚度先增加再減小，即存在最優中間層厚度。當中間層厚度為1.7～2.0 μm 時，剪切強度最大，表面納米化對剪切強度最大值基本沒有影響。這是因為厚度小時擴散焊合率較低，存在較多焊縫和空洞，剪切強度低。而厚度大時中間層Ti3Al 脆性相占比較大[13]，容易出現脆性斷裂，剪切強度也會降低。

圖9 擴散連接層厚度對剪切強度影響Fig.9 Effect of diffusion bonding layer thickness on shear strength

3 結論

1）表面納米化可以促進擴散連接接頭原子擴散，中間反應層厚度增大，降低擴散連接溫度。表面納米化處理可以使擴散連接在連接時間更短、連接溫度更低的條件下，獲得高質量連接接頭。

2）表面納米化處理在擴散連接后續熱處理中能促進空洞閉合，提高擴散連接的焊合率。

3）TC11/TiAl 擴散連接的結合強度與中間層厚度密切相關，當中間層厚度在1.7～2.0 μm 時，剪切強度最大。