TiAl/不銹鋼瞬時液相擴散連接接頭界面組織及力學性能①

王紅亮， 謝圣中， 楊慶山， 劉智雄

（湖南有色金屬職業技術學院 冶金材料系，湖南 株洲 412006）

TiAl 合金具有較高的比強度及優良的高溫力學性能，被廣泛應用于航空航天、石油化工和醫療器械等領域［1］。 但TiAl 合金室溫塑性較差且價格較貴，將其與性能優異、價格相對低廉的不銹鋼［2－3］連接起來將有助于充分發揮各自優勢、降低成本，拓展二者應用范圍。

由于TiAl 合金與不銹鋼的物理化學性質（如熔點、導熱系數和線膨脹系數）相差很大，采用釬焊［4－5］、固相擴散連接［6－7］易產生應力集中而開裂，且接頭易形成脆性金屬間化合物。 瞬時液相（transient liquid phase，TLP）擴散連接技術結合了釬焊和固相擴散焊的優點［8］，已成為異種材料連接的關鍵技術之一［9－10］。

本文以純Ni 箔/Cu46Zr46Al8非晶箔片為中間層，研究不同連接溫度下TiAl/不銹鋼TLP 擴散連接接頭的微觀結構、物相組成和力學性能，并分析了TiAl/不銹鋼TLP 擴散連接機理。

1 實驗方法

實驗用TiAl 合金名義成分（原子分數，%）為Ti-48Al-2Cr-2Nb。 不銹鋼Fe20Cr10Ni 從市面上購買得到。 TiAl 合金和不銹鋼采用均線切割加工成12 mm×6 mm×5 mm 薄片。 采用Cu46Zr46Al8非晶箔片和Ni箔作為復合中間層，并將Cu46Zr46Al8非晶箔片和Ni 箔分別打磨至50 μm 和30 μm。 所有待連接面依次用金相砂紙逐級打磨并拋光至鏡面，然后在丙酮和酒精中依次超聲清洗15 min，吹干備用。 連接試樣裝配示意圖見圖1。 采用ZR-45 型真空擴散爐進行TLP 擴散連接。

圖1 連接裝配及剪切裝置示意

連接溫度選擇原則為：T＝Tmi＋（100 ～200 ℃），其中Tmi為中間層熔點，因Cu46Zr46Al8非晶箔片的熔點為720 ～860 ℃，連接溫度分別設定為1 000 ℃、1 100 ℃、1 150 ℃；采用中頻感應加熱，加熱速率為80 ℃/min；爐膛內真空度大于1 mPa。 根據前期相關實驗結果，本次保溫時間設為30 min，軸向壓力0.5 MPa。

垂直于連接面截取試樣，研磨拋光后采用腐蝕液（HF ∶HNO3∶H2O＝1 ∶2 ∶7）腐蝕。 在JSM-6610LV 掃描電子顯微鏡（SEM）下觀察接頭的顯微組織；在HVS-1000數顯顯微硬度計上測試其顯微硬度，加載載荷9.8 N，加載時間15 s；利用SEM 上附帶的能譜儀（EDS）對接頭進行微區成分及成分線掃描；為了評估接頭強度，用線切割機加工出2 mm×10 mm×2 mm 剪切試樣，用拉剪法在電子萬能試驗機上測試其抗剪強度，剪切速度為0.12 mm/min；壓剪試驗后，利用SEM 觀察斷口形貌，分析其斷裂機理。

2 試驗結果與分析

2.1 接頭微觀結構和相組成

連接溫度1 000 ℃下TiAl/不銹鋼接頭的微觀組織形貌及元素線掃描圖見圖2。 由圖2（a）可見，接頭呈現梯度結構（Ⅰ層、Ⅱ層和Ⅲ層），層與層之間結合致密，無孔洞和未焊合等缺陷，3 層總厚度約為80 μm。由圖2（b）可以看到，不銹鋼中Fe、Cr 在Ni 箔中擴散很少，而Cu46Zr46Al8與Ni 發生了強烈的互擴散反應。在Cu46Zr46Al8/TiAl 界面處，TiAl 中的Ti、Al 元素向Cu46Zr46Al8中發生了擴散，而Cu46Zr46Al8中Cu 元素向TiAl 中擴散較少，這是由于Ti 與Cu 擴散激活能分別為192.8 kJ/mol［11］和211 kJ/mol［12］，Ti 向Cu46Zr46Al8中發生擴散比Cu 向TiAl 中擴散稍微明顯。

圖2 連接溫度1 000 ℃下接頭顯微組織形貌及元素線掃描圖

為了進一步確定各反應層產物，分別將圖2（a）中虛線框和實線框區域放大（見圖2（c）和2（d）），并對各層進行能譜（EDS）分析，結果見表1。 根據元素比例推測微區“B”可能是固溶了一定Cu 的Ni3Zr 金屬間化合物，這是由于Cu46Zr46Al8中的Cu、Zr 元素在高溫下擴散到了Ni 中。 Ⅲ層中主要以Cu、Zr、Ni 元素為主，根據元素比例和Ni-Zr 二元合金相圖，推測微區“D”為固溶了一定Zr 的Ni 基固溶體，微區“E、F”為NiZr、Ni3Zr 金屬間化合物。 微區“G”為AlCu、NiZr 相，這是因為Ni 元素擴散到了Cu46Zr46Al8中，與其中的Zr 元素形成了一些Ni-Zr 化合物，消耗了Zr，出現富Al區，Al 與Cu 形成了AlCu 化合物。 從微區“I、J”的EDS 和Al-Cu-Ti 三元合金相圖［13］推測其為AlCuTi 脆性金屬間化合物。 從圖2（a）中可以看到Ⅲ層中出現了微裂紋（圖2（a）中箭頭所指），這是由于Ⅲ層中因擴散反應形成多種復雜的金屬間化合物，各相之間線膨脹系數差異很大，在冷卻過程中出現了熱裂紋。

表1 圖2 中A～K 點的EDS 成分分析結果（原子分數）/%

連接溫度1 100 ℃下TiAl/不銹鋼接頭的微觀組織形貌及元素線掃描圖見圖3。 由圖3（a）可見，接頭主要形成了3種典型特征區域（Ⅰ區、Ⅱ區和Ⅲ區），界面結合致密，無孔洞、裂紋和未焊合等缺陷，總厚度為61 μm（20 μm ＋26 μm ＋15 μm），比復合中間層原始厚度有所減小。 由圖3（b）可以看出，不銹鋼中的Fe、Cr元素向Ni 箔中產生了一定擴散。 中間層Ni/Cu46Zr46Al8之間發生了劇烈的反應，形成Ⅱ區中白色相（標記為D）和淺灰色相（標記為C）。 在Cu46Zr46Al8/TiAl 一側擴散區，TiAl 中的Ti、Al 元素向Cu46Zr46Al8中發生了強烈的擴散反應，形成了2個明顯的擴散層（標記為1 層和2 層）。

圖3 連接溫度1 100 ℃下接頭顯微組織形貌及元素線掃描圖

為了進一步確定各反應層產物，將圖3（a）中虛線框區域放大（見圖3（c）），并對各層進行能譜（EDS）分析，結果見表2。 根據EDS 元素比例，推測微區“B”是固溶了少量Fe 和Cr 的Ni 基固溶體，微區“C”是固溶了一定Al 的Ni 基固溶體。 根據EDS 元素比例和Ni-Zr 二元合金相圖，推測微區“D”為固溶了少量Cu 的Ni3Zr 金屬間化合物。 根據EDS 元素比例和Ti-Ni-Al 三元合金相圖［14］，推測微區“E”為AlNi2Ti 金屬間化合物。 由前面分析可知，微區“F”為AlCuTi 金屬間化合物。 TiAl 母材一側的微區“G”和“H”中Ti 與Al 原子分數比為2 ∶1，可推知該層組織為Ti2Al 相，這是由于TiAl 母材中Ti 元素向中間層發生擴散，引起自身成分發生變化，Ti3Al 在Ti 元素降到一定程度則會轉變為Ti2Al，同時也會發生反應：Ti＋TiAl==Ti2Al。

表2 圖3 中A～I 點的EDS 成分分析結果（原子分數）/%

連接溫度1 150 ℃下TiAl/不銹鋼接頭的微觀組織形貌及元素掃描圖見圖4。 從圖4（a）可見，接頭結合致密，無孔洞和不焊合等缺陷。 接頭反應層厚度明顯增大，約為270 μm，說明中間層與母材發生了劇烈的溶解反應。 由圖4（b）可見，1 150 ℃時中間層與母材之間相互溶解更加明顯，更多的Fe、Cr、Ti、Al 溶解到中間層中，連接界面厚度增加，隨液相線溫度升高發生等溫凝固。

圖4 連接溫度1 150 ℃下接頭顯微組織形貌及元素線掃描圖

為了進一步確定各反應層產物，分別將圖4（a）中虛線框和實線框區域放大（見圖4（c）和4（d）），并對各層進行能譜（EDS）分析，結果見表3。 根據元素比例，推測微區“B”為固溶了一定Zr 的γ-Fe，微區“C”為復雜的Ti-Cu-Ni-Fe 化合物，微區“D”為固溶了一定Fe、Ni 的殘余Cu46Zr46Al8中間層，微區“F”和微區“I”分別為TiFe 和Ti2Al 金屬化合物。 從圖4（d）可以看到，在靠近TiAl 母材一側擴散反應層中出現了明顯的微裂紋（圖4（d）中箭頭所指），這是由于中間層與母材發生劇烈的反應形成了成分復雜的金屬間化合物，各相之間線膨脹系數等性能差異很大，在冷卻過程中出現了熱裂紋。

表3 圖4 中A～I 點的EDS 成分分析結果（原子分數）/%

2.2 接頭力學性能

2.2.1 顯微硬度

不同連接溫度下接頭的顯微硬度見圖5，“0”點表示接頭中心。 由圖5可以看出，TiAl 合金平均顯微硬度為300HV，不銹鋼平均顯微硬度為180HV。 接頭區域的顯微硬度高于兩側母材，從連接接頭中心向兩側母材顯微硬度呈平滑降低趨勢，并未出現突變現象，說明復合中間層與兩側母材發生了連續互擴散。 隨著連接溫度升高，連接界面處最高顯微硬度先降低后增加，這是由于1 000 ℃時，溫度較低，中間層與母材之間以固相擴散為主，接頭中有殘留的非晶相，連接層的顯微硬度接近Cu46Zr46Al8非晶合金顯微硬度；1 100 ℃時，擴散反應加劇，Cu46Zr46Al8非晶合金發生了晶化并與母材發生劇烈反應形成了一些金屬間化合物，這些金屬間化合物硬度比非晶相硬度低，故顯微硬度相比1 000 ℃時低；1 150 ℃時，復合中間層與兩側母材發生了更加劇烈且長程的擴散溶解反應，生成了許多FeTi、Ti-Cu-Ni-Fe 等硬而脆的金屬間化合物，顯微硬度也大幅度增加，最高達到了591HV，界面中心向不銹鋼一側發生了一定偏移。

圖5 不同連接溫度下接頭的顯微硬度

2.2.2 剪切強度及斷口分析

不同連接溫度下接頭的剪切強度見圖6。 由圖6可以看出，接頭剪切強度隨著溫度升高先增加后降低。由前面分析可知，1 000 ℃時，由于溫度較低，中間層之間及與母材之間以固相擴散為主，且接頭中存在熱裂紋，接頭強度較低；1 150 ℃時，反應更加劇烈，接頭中形成了大量的成分復雜的金屬間化合物，但這些復雜的金屬間化合物間線膨脹系數等物理性能差異太大，在冷卻過程中接頭中出現了熱裂紋，且這些性能差異大的金屬化合物相在剪切變形過程中協調性差，導致接頭強度降低。 連接溫度1 000 ℃、1 100 ℃、1 150 ℃下接頭的剪切強度分別為66 MPa、159.46 MPa、106 MPa。

圖6 不同連接溫度下接頭的剪切強度

不同連接溫度下接頭的斷口形貌見圖7。 由圖7可以看出，接頭斷口形貌為典型的脆性斷裂。 從圖7（a）和圖7（c）可以看出，其斷口形貌呈現河流狀；圖7（b）斷口形貌出現解理臺階。 從宏觀上可見斷裂位置主要在TiAl 合金一側。 通過接頭顯微結構和物相分析可知，TiAl 合金一側形成了成分復雜的金屬間化合物，各相物理化學性能差異很大，發生剪切變形時，各相間協調變形能力差，出現應力集中現象，當達到材料的臨界應力時便出現裂紋并迅速擴展至表面。

圖7 不同連接溫度下接頭室溫壓剪斷口形貌

2.3 連接機理

通過對接頭顯微結構分析可知，不同連接溫度下，TiAl 合金和不銹鋼TLP 擴散連接時形成了不同的金屬間化合物。 隨著溫度升高，中間層部分熔化，潤濕母材，在中間層之間以及中間層與母材之間發生元素擴散和溶解反應。可以將TLP 擴散連接過程分為以下4個階段：

1） 物理接觸階段。 待連接材料在壓力作用下形成較好的物理接觸，使得材料表面局部產生微小塑性變形，增大材料的接觸面積，為后續TLP 擴散連接創造條件。

2） 中間層部分溶解、擴散階段。 隨著溫度升高，不銹鋼中的Fe、Cr，TiAl 合金中的Ti、Al 以及中間層中的Cu、Zr 原子發生互擴散反應，生成了Ni3Zr、NiZr、AlCuTi等金屬間化合物。 當溫度進一步升高至1 150 ℃，中間層溶解更多的母材，擴散反應加劇，反應層增寬到270 μm，生成了成分復雜的Ti-Cu-Ni-Fe、Ti-Fe、Fe-Cr-Ni 等脆性金屬間化合物。

3） 等溫凝固階段。 隨著溫度升高，中間層液相增多，母材與中間層以及中間層之間也發生強烈的相互作用，母材不斷向液相中間層溶解，同時液相中間層Cu、Zr 元素不斷向母材中擴散，在固液界面上發生等溫凝固。

4） 降溫凝固階段。 在隨后冷卻階段，隨溫度降低，殘余液相不斷凝固。

3 結 論

1） 采用純Ni 箔/Cu46Zr46Al8非晶箔片作為中間層實現了TiAl 合金/不銹鋼的TLP 擴散連接，得到了致密且無氣孔和未焊合等缺陷的良好接頭。

2） 接頭顯微硬度測試結果表明，接頭的顯微硬度明顯高于母材的顯微硬度；從母材到接頭中心，其顯微硬度變化平滑，這是由于復合中間層與母材之間發生了相互擴散反應。

3） 接頭剪切強度隨連接溫度升高先增加后降低。連接溫度1 100 ℃時接頭剪切強度達到了159.46 MPa。接頭斷裂發生在靠近TiAl 合金一側的反應區，斷口呈現典型的脆性斷裂特征。