王紅亮， 謝圣中， 楊慶山， 劉智雄

（湖南有色金屬職業(yè)技術(shù)學(xué)院 冶金材料系，湖南 株洲 412006）

TiAl 合金具有較高的比強(qiáng)度及優(yōu)良的高溫力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工和醫(yī)療器械等領(lǐng)域［1］。 但TiAl 合金室溫塑性較差且價(jià)格較貴，將其與性能優(yōu)異、價(jià)格相對(duì)低廉的不銹鋼［2－3］連接起來(lái)將有助于充分發(fā)揮各自優(yōu)勢(shì)、降低成本，拓展二者應(yīng)用范圍。

由于TiAl 合金與不銹鋼的物理化學(xué)性質(zhì)（如熔點(diǎn)、導(dǎo)熱系數(shù)和線膨脹系數(shù)）相差很大，采用釬焊［4－5］、固相擴(kuò)散連接［6－7］易產(chǎn)生應(yīng)力集中而開裂，且接頭易形成脆性金屬間化合物。 瞬時(shí)液相（transient liquid phase，TLP）擴(kuò)散連接技術(shù)結(jié)合了釬焊和固相擴(kuò)散焊的優(yōu)點(diǎn)［8］，已成為異種材料連接的關(guān)鍵技術(shù)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(kuò)散連接接頭的微觀結(jié)構(gòu)、物相組成和力學(xué)性能，并分析了TiAl/不銹鋼TLP 擴(kuò)散連接機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用TiAl 合金名義成分（原子分?jǐn)?shù)，%）為Ti-48Al-2Cr-2Nb。 不銹鋼Fe20Cr10Ni 從市面上購(gòu)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(fù)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(jí)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(kuò)散爐進(jìn)行TLP 擴(kuò)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(diǎn)，因Cu46Zr46Al8非晶箔片的熔點(diǎn)為720 ～860 ℃，連接溫度分別設(shè)定為1 000 ℃、1 100 ℃、1 150 ℃；采用中頻感應(yīng)加熱，加熱速率為80 ℃/min；爐膛內(nèi)真空度大于1 mPa。 根據(jù)前期相關(guān)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，本次保溫時(shí)間設(shè)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(shù)顯顯微硬度計(jì)上測(cè)試其顯微硬度，加載載荷9.8 N，加載時(shí)間15 s；利用SEM 上附帶的能譜儀（EDS）對(duì)接頭進(jìn)行微區(qū)成分及成分線掃描；為了評(píng)估接頭強(qiáng)度，用線切割機(jī)加工出2 mm×10 mm×2 mm 剪切試樣，用拉剪法在電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試其抗剪強(qiáng)度，剪切速度為0.12 mm/min；壓剪試驗(yàn)后，利用SEM 觀察斷口形貌，分析其斷裂機(jī)理。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭微觀結(jié)構(gòu)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(xiàn)梯度結(jié)構(gòu)（Ⅰ層、Ⅱ?qū)雍廷髮樱?，層與層之間結(jié)合致密，無(wú)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(kuò)散很少，而Cu46Zr46Al8與Ni 發(fā)生了強(qiáng)烈的互擴(kuò)散反應(yīng)。在Cu46Zr46Al8/TiAl 界面處，TiAl 中的Ti、Al 元素向Cu46Zr46Al8中發(fā)生了擴(kuò)散，而Cu46Zr46Al8中Cu 元素向TiAl 中擴(kuò)散較少，這是由于Ti 與Cu 擴(kuò)散激活能分別為192.8 kJ/mol［11］和211 kJ/mol［12］，Ti 向Cu46Zr46Al8中發(fā)生擴(kuò)散比Cu 向TiAl 中擴(kuò)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(jìn)一步確定各反應(yīng)層產(chǎn)物，分別將圖2（a）中虛線框和實(shí)線框區(qū)域放大（見圖2（c）和2（d）），并對(duì)各層進(jìn)行能譜（EDS）分析，結(jié)果見表1。 根據(jù)元素比例推測(cè)微區(qū)“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(kuò)散到了Ni 中。 Ⅲ層中主要以Cu、Zr、Ni 元素為主，根據(jù)元素比例和Ni-Zr 二元合金相圖，推測(cè)微區(qū)“D”為固溶了一定Zr 的Ni 基固溶體，微區(qū)“E、F”為NiZr、Ni3Zr 金屬間化合物。 微區(qū)“G”為AlCu、NiZr 相，這是因?yàn)镹i 元素?cái)U(kuò)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(xiàn)富Al區(qū)，Al 與Cu 形成了AlCu 化合物。 從微區(qū)“I、J”的EDS 和Al-Cu-Ti 三元合金相圖［13］推測(cè)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(xiàn)了微裂紋（圖2（a）中箭頭所指），這是由于Ⅲ層中因擴(kuò)散反應(yīng)形成多種復(fù)雜的金屬間化合物，各相之間線膨脹系數(shù)差異很大，在冷卻過(guò)程中出現(xiàn)了熱裂紋。

表1 圖2 中A～K 點(diǎn)的EDS 成分分析結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)）/%

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(qū)域（Ⅰ區(qū)、Ⅱ區(qū)和Ⅲ區(qū)），界面結(jié)合致密，無(wú)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(fù)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(chǎn)生了一定擴(kuò)散。 中間層Ni/Cu46Zr46Al8之間發(fā)生了劇烈的反應(yīng)，形成Ⅱ區(qū)中白色相（標(biāo)記為D）和淺灰色相（標(biāo)記為C）。 在Cu46Zr46Al8/TiAl 一側(cè)擴(kuò)散區(qū)，TiAl 中的Ti、Al 元素向Cu46Zr46Al8中發(fā)生了強(qiáng)烈的擴(kuò)散反應(yīng)，形成了2個(gè)明顯的擴(kuò)散層（標(biāo)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(jìn)一步確定各反應(yīng)層產(chǎn)物，將圖3（a）中虛線框區(qū)域放大（見圖3（c）），并對(duì)各層進(jìn)行能譜（EDS）分析，結(jié)果見表2。 根據(jù)EDS 元素比例，推測(cè)微區(qū)“B”是固溶了少量Fe 和Cr 的Ni 基固溶體，微區(qū)“C”是固溶了一定Al 的Ni 基固溶體。 根據(jù)EDS 元素比例和Ni-Zr 二元合金相圖，推測(cè)微區(qū)“D”為固溶了少量Cu 的Ni3Zr 金屬間化合物。 根據(jù)EDS 元素比例和Ti-Ni-Al 三元合金相圖［14］，推測(cè)微區(qū)“E”為AlNi2Ti 金屬間化合物。 由前面分析可知，微區(qū)“F”為AlCuTi 金屬間化合物。 TiAl 母材一側(cè)的微區(qū)“G”和“H”中Ti 與Al 原子分?jǐn)?shù)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(fā)生擴(kuò)散，引起自身成分發(fā)生變化，Ti3Al 在Ti 元素降到一定程度則會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)門i2Al，同時(shí)也會(huì)發(fā)生反應(yīng)：Ti＋TiAl==Ti2Al。

表2 圖3 中A～I(xiàn) 點(diǎn)的EDS 成分分析結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)）/%

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(jié)合致密，無(wú)孔洞和不焊合等缺陷。 接頭反應(yīng)層厚度明顯增大，約為270 μm，說(shuō)明中間層與母材發(fā)生了劇烈的溶解反應(yīng)。 由圖4（b）可見，1 150 ℃時(shí)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(fā)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(jìn)一步確定各反應(yīng)層產(chǎn)物，分別將圖4（a）中虛線框和實(shí)線框區(qū)域放大（見圖4（c）和4（d）），并對(duì)各層進(jìn)行能譜（EDS）分析，結(jié)果見表3。 根據(jù)元素比例，推測(cè)微區(qū)“B”為固溶了一定Zr 的γ-Fe，微區(qū)“C”為復(fù)雜的Ti-Cu-Ni-Fe 化合物，微區(qū)“D”為固溶了一定Fe、Ni 的殘余Cu46Zr46Al8中間層，微區(qū)“F”和微區(qū)“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(cè)擴(kuò)散反應(yīng)層中出現(xiàn)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(fā)生劇烈的反應(yīng)形成了成分復(fù)雜的金屬間化合物，各相之間線膨脹系數(shù)等性能差異很大，在冷卻過(guò)程中出現(xiàn)了熱裂紋。

表3 圖4 中A～I(xiàn) 點(diǎn)的EDS 成分分析結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)）/%

2.2 接頭力學(xué)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(diǎn)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(qū)域的顯微硬度高于兩側(cè)母材，從連接接頭中心向兩側(cè)母材顯微硬度呈平滑降低趨勢(shì)，并未出現(xiàn)突變現(xiàn)象，說(shuō)明復(fù)合中間層與兩側(cè)母材發(fā)生了連續(xù)互擴(kuò)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(shí)，溫度較低，中間層與母材之間以固相擴(kuò)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(shí)，擴(kuò)散反應(yīng)加劇，Cu46Zr46Al8非晶合金發(fā)生了晶化并與母材發(fā)生劇烈反應(yīng)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(shí)低；1 150 ℃時(shí)，復(fù)合中間層與兩側(cè)母材發(fā)生了更加劇烈且長(zhǎng)程的擴(kuò)散溶解反應(yīng)，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(dá)到了591HV，界面中心向不銹鋼一側(cè)發(fā)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(qiáng)度及斷口分析

不同連接溫度下接頭的剪切強(qiáng)度見圖6。 由圖6可以看出，接頭剪切強(qiáng)度隨著溫度升高先增加后降低。由前面分析可知，1 000 ℃時(shí)，由于溫度較低，中間層之間及與母材之間以固相擴(kuò)散為主，且接頭中存在熱裂紋，接頭強(qiáng)度較低；1 150 ℃時(shí)，反應(yīng)更加劇烈，接頭中形成了大量的成分復(fù)雜的金屬間化合物，但這些復(fù)雜的金屬間化合物間線膨脹系數(shù)等物理性能差異太大，在冷卻過(guò)程中接頭中出現(xiàn)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(guò)程中協(xié)調(diào)性差，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度降低。 連接溫度1 000 ℃、1 100 ℃、1 150 ℃下接頭的剪切強(qiáng)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(qiáng)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(xiàn)河流狀；圖7（b）斷口形貌出現(xiàn)解理臺(tái)階。 從宏觀上可見斷裂位置主要在TiAl 合金一側(cè)。 通過(guò)接頭顯微結(jié)構(gòu)和物相分析可知，TiAl 合金一側(cè)形成了成分復(fù)雜的金屬間化合物，各相物理化學(xué)性能差異很大，發(fā)生剪切變形時(shí)，各相間協(xié)調(diào)變形能力差，出現(xiàn)應(yīng)力集中現(xiàn)象，當(dāng)達(dá)到材料的臨界應(yīng)力時(shí)便出現(xiàn)裂紋并迅速擴(kuò)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(jī)理

通過(guò)對(duì)接頭顯微結(jié)構(gòu)分析可知，不同連接溫度下，TiAl 合金和不銹鋼TLP 擴(kuò)散連接時(shí)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(rùn)濕母材，在中間層之間以及中間層與母材之間發(fā)生元素?cái)U(kuò)散和溶解反應(yīng)。可以將TLP 擴(kuò)散連接過(guò)程分為以下4個(gè)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(chǎn)生微小塑性變形，增大材料的接觸面積，為后續(xù)TLP 擴(kuò)散連接創(chuàng)造條件。

2） 中間層部分溶解、擴(kuò)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(fā)生互擴(kuò)散反應(yīng)，生成了Ni3Zr、NiZr、AlCuTi等金屬間化合物。 當(dāng)溫度進(jìn)一步升高至1 150 ℃，中間層溶解更多的母材，擴(kuò)散反應(yīng)加劇，反應(yīng)層增寬到270 μm，生成了成分復(fù)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(fā)生強(qiáng)烈的相互作用，母材不斷向液相中間層溶解，同時(shí)液相中間層Cu、Zr 元素不斷向母材中擴(kuò)散，在固液界面上發(fā)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(jié) 論

1） 采用純Ni 箔/Cu46Zr46Al8非晶箔片作為中間層實(shí)現(xiàn)了TiAl 合金/不銹鋼的TLP 擴(kuò)散連接，得到了致密且無(wú)氣孔和未焊合等缺陷的良好接頭。

2） 接頭顯微硬度測(cè)試結(jié)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(fù)合中間層與母材之間發(fā)生了相互擴(kuò)散反應(yīng)。

3） 接頭剪切強(qiáng)度隨連接溫度升高先增加后降低。連接溫度1 100 ℃時(shí)接頭剪切強(qiáng)度達(dá)到了159.46 MPa。接頭斷裂發(fā)生在靠近TiAl 合金一側(cè)的反應(yīng)區(qū)，斷口呈現(xiàn)典型的脆性斷裂特征。