于康， 周俊， 周杰

(1.上海空間推進(jìn)研究所,上海201112；2.上海空間發(fā)動(dòng)機(jī)工程技術(shù)研究中心,上海201112)

0 前言

隨著航空、航天、武器裝備性能要求的不斷提高，對于材料性能的要求越來越苛刻[1-2]，而TC4鈦合金具有耐腐蝕、比強(qiáng)度高、高溫性能良好等優(yōu)點(diǎn)，在航天、航空、武器等領(lǐng)域有很好的應(yīng)用前景[3-4]。隨著對材料研究的深入和加工技術(shù)的發(fā)展, TC4鈦合金的綜合性能被逐步得到更全面的認(rèn)識和更廣泛的應(yīng)用，因此受到國內(nèi)外的廣泛關(guān)注[5]。

目前，國內(nèi)外主要采用氬弧焊、激光焊[6-7]、電子束焊[8-9]、釬焊[10]、擴(kuò)散焊等焊接方法進(jìn)行TC4鈦合金材料的連接。但氬弧焊、激光焊、電子束焊作為熔焊方法，對于精度要求較高的產(chǎn)品顯然無法滿足，且其無法實(shí)現(xiàn)一些特殊部位的焊接；釬焊作為一種TC4鈦合金材料連接的常見方法被廣泛使用，但釬焊漫流性過大，易導(dǎo)致母材熔蝕，堵孔等缺陷；擴(kuò)散焊作為一種新型的TC4鈦合金連接方法，日益引起了學(xué)者的重視，成為該材料連接領(lǐng)域的新熱點(diǎn)。擴(kuò)散焊與熔焊及釬焊相比，具有以下的優(yōu)點(diǎn)：①擴(kuò)散焊接頭的顯微組織和性能與母材相同或接近，不存在各種熔焊缺陷，不存在過熱組織的熱影響區(qū)；②可以進(jìn)行內(nèi)部及多點(diǎn)、大面積構(gòu)件的連接，以及電弧可達(dá)性不好或熔焊方法不能實(shí)現(xiàn)的連接。

目前，上?？臻g推進(jìn)研究所主要采用Ti-Zr-Ni-Cu材料作為中間層進(jìn)行鈦合金擴(kuò)散釬焊連接，但該種中間層脆性大，加工困難，同時(shí)材料有較多孔洞缺陷，且價(jià)格昂貴。Ni箔與Ti-Zr-Ni-Cu材料相比，材料塑韌性較好，組織致密，可以采用激光切割加工方法，加工效率高，且價(jià)格便宜。文中結(jié)合TC4鈦合金材料的性能，研究采用加Ni箔中間層材料的擴(kuò)散焊技術(shù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

文中采用的材料為TC4鈦合金。TC4鈦合金材料為α+β雙相組織，晶粒為等軸晶。擴(kuò)散焊試驗(yàn)采用的中間層為純Ni箔片，箔片厚度為14 μm。表1為TC4鈦合金材料的化學(xué)成分。

表1 TC4鈦合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

將TC4待焊表面用Keller試劑(1.0 mL HF + 1.5 mL HCl + 2.5 mL HNO3+ 95 mL H2O)清洗去除TC4氧化膜，經(jīng)去離子水清洗后，將其與中間層材料Ni箔一起置于無水乙醇中清洗 5 min，冷風(fēng)吹干。

試驗(yàn)選用的擴(kuò)散焊設(shè)備為真空輻射加熱擴(kuò)散焊爐(MOV353HP)，主要參數(shù)如下：最高工作溫度1 350 ℃；有效工作區(qū)：300 mm×300 mm×200 mm。焊后采用電子掃描顯微鏡對接頭界面形貌進(jìn)行觀察。

2 結(jié)果及討論

2.1 中間層選擇依據(jù)

結(jié)合國內(nèi)外文獻(xiàn)及二元相圖，TC4鈦合金材料中主要元素Ti與Cu，Nb，Ni元素相容性較好，因此TC4鈦合金間接擴(kuò)散焊一般采用以上3種箔狀材料進(jìn)行焊接。Cu箔材料塑性較好，與Ti元素?cái)U(kuò)散速度快，擴(kuò)散溫度低，可以實(shí)現(xiàn)固相和液相擴(kuò)散連接，但Cu元素?fù)]發(fā)明顯，且與航天產(chǎn)品推進(jìn)劑不兼容，因此限制了其使用范圍；Nb與Ti無限固溶，但在低于鈦合金相變溫度以下進(jìn)行的擴(kuò)散連接主要為固相擴(kuò)散連接，擴(kuò)散過程無液相產(chǎn)生，要求擴(kuò)散壓力較大，因此變形較大，不利于精度要求較高的產(chǎn)品。因此，文中選用純Ni箔作為中間層進(jìn)行TC4鈦合金材料擴(kuò)散焊。采用Ni中間層優(yōu)點(diǎn)如下：①Ni箔材料高溫塑性比TC4鈦合金好，可以緩解鈦合金的變形，使接觸表面能很好的實(shí)現(xiàn)物理接觸，為實(shí)現(xiàn)良好的擴(kuò)散連接提高條件，避免界面處孔洞的產(chǎn)生；②由Ni-Ti二元相圖可知，鈦與鎳會(huì)形成NiTi，NiTi2和Ni3Ti等金屬間化合物，但Ni箔較薄時(shí)，其金屬間化合物含量較低，此時(shí)金屬間化合物具有一定的塑性，能夠緩解一定的接頭應(yīng)力；③Ni箔中間層的加入形成了硬/軟/硬接頭，由于三向應(yīng)力的作用，接觸強(qiáng)化，界面處的塑性變形受到高強(qiáng)母材的約束而提高了接頭性能。

由Ni-Ti二元相圖可知，Ni與Ti元素在942 ℃時(shí)形成低熔共晶，因此焊接溫度選擇在942 ℃附近。TC4鈦合金擴(kuò)散焊是在鈦合金結(jié)合面上加入與其基體元素Ti生成共晶組織的Ni中間層。在擴(kuò)散焊前期，中間層Ni與TC4本身并不熔化，但隨著Ni-Ti元素之間的相互擴(kuò)散，發(fā)生接觸反應(yīng)，形成低熔共晶，液相漫流，填充原始接觸孔隙，由于共晶液相的存在加速了擴(kuò)散過程，使靠近界面區(qū)域逐層達(dá)到共晶成分而液化，直到中間金屬Ni完全擴(kuò)散并溶于TC4中，形成成分均勻，組織相近的牢固接頭。

2.2 焊接溫度對接頭界面組織的影響

根據(jù)公式(1)阿倫尼烏斯方程可知：擴(kuò)散系數(shù)D與焊接溫度T、激活能E有指數(shù)關(guān)系，溫度越高擴(kuò)散系數(shù)越大，供給金屬原子擴(kuò)散所需的能量越高，從而界面間互相擴(kuò)散的程度越大。焊接溫度不僅影響鈦合金原子的擴(kuò)散能力,也影響其屈服強(qiáng)度，從而影響接頭的焊合率及接頭中成分、組織的均勻性，在整個(gè)擴(kuò)散過程中均起重要作用。隨著溫度的升高，激活能E的降低，元素?cái)U(kuò)散程度逐漸加劇。

(1)

式中：D為擴(kuò)散系數(shù)；D0為擴(kuò)散常數(shù)；E為擴(kuò)散過程的激活能；R為氣體常數(shù)；T為絕對溫度。

圖1為保溫時(shí)間120 min、焊接壓力0.1 MPa、不同焊接溫度下接頭及母材的微觀組織。

圖1 保溫時(shí)間120 min、焊接壓力0.1 MPa、不同焊接溫度下接頭及母材微觀組織

通過圖1a可以看出，當(dāng)焊接溫度為920 ℃時(shí)，由于溫度低于Ni-Ti共晶點(diǎn)溫度942 ℃，隨著Ti-Ni元素之間的相互擴(kuò)散，中間層Ni箔始終以固相形式存在，因此TC4/Ni/TC4界面處元素始終為固相擴(kuò)散，由于溫度較低，且元素固相擴(kuò)散激活能E較大，元素?cái)U(kuò)散較緩慢，焊后中間層厚度與Ni箔原厚度相比略有增加，為16.83 μm，且由于界面處沒有液相的存在，擴(kuò)散壓力太小導(dǎo)致界面處物理接觸狀態(tài)較差，界面處有明顯的孔洞存在，如圖1a、圖1b、圖1c所示。當(dāng)焊接溫度達(dá)到Ni-Ti共晶點(diǎn)以上，為950 ℃時(shí)，在擴(kuò)散初期階段為固相擴(kuò)散連接，由于焊接溫度相對較高，元素?cái)U(kuò)散過程較快，隨著元素?cái)U(kuò)散過程的進(jìn)行，當(dāng)Ni，Ti元素比例接近共晶點(diǎn)比例時(shí)，由于焊接溫度超過共晶點(diǎn)溫度，界面處形成液相，此時(shí)擴(kuò)散過程變?yōu)門C4/低熔共晶組織/殘留Ni箔/低熔共晶組織/TC4，固液之間的元素?cái)U(kuò)散激活能較固相擴(kuò)散激活能E小很多，依據(jù)公式(1)可知，元素?cái)U(kuò)散劇烈進(jìn)行，最終使固相中間層完全以Ti-Ni共晶液相組織的形式存在，在擴(kuò)散冷卻過程中最終形成如圖1d、圖1e所示的組織狀態(tài)，反應(yīng)層較厚，但由于液相流動(dòng)不佳焊縫中心有孔隙缺陷。當(dāng)焊接溫度達(dá)970 ℃瞬間液相擴(kuò)散反應(yīng)完全，焊縫中Ni含量降低，焊縫成分逐漸均勻，焊縫形成跨界面的聯(lián)生晶粒。當(dāng)焊接溫度達(dá)980 ℃時(shí)焊縫成分更加均勻，但焊縫組織更加粗大，TC4基體組織也開始明顯長大，如圖1f、圖1g、圖1h所示。綜上所述，確定TC4鈦合金擴(kuò)散焊焊接溫度為970 ℃。

2.3 焊接溫度對接頭力學(xué)性能的影響

為了研究焊接溫度對擴(kuò)散焊接頭力學(xué)性能的影響，對不同焊接溫度參數(shù)下獲得的擴(kuò)散焊接頭進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸數(shù)據(jù)如圖2所示，拉伸試棒如圖3所示。從圖2可以看出，隨著焊接溫度的升高，接頭的抗拉強(qiáng)度按不同梯度逐步增高；當(dāng)焊接溫度在920～940 ℃時(shí)，界面擴(kuò)散過程以固相擴(kuò)散為主，擴(kuò)散反應(yīng)較慢，抗拉強(qiáng)度較低，遠(yuǎn)低于TC4母材的抗拉強(qiáng)度；當(dāng)焊接溫度在940～960 ℃時(shí)，界面擴(kuò)散兼容固相擴(kuò)散和液相擴(kuò)散，接頭處擴(kuò)散不充分，均存在擴(kuò)散孔洞；當(dāng)焊接溫度為960 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度能達(dá)到729 MPa；當(dāng)焊接溫度在970～980 ℃時(shí)，界面擴(kuò)散以液相擴(kuò)散為主，接頭處擴(kuò)散充分，不存在擴(kuò)散孔洞；當(dāng)焊接溫度為970 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度能達(dá)到946 MPa；當(dāng)焊接溫度為980 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度能達(dá)到965 MPa，在該階段，由于擴(kuò)散反應(yīng)已經(jīng)較充分，隨著焊接溫度的升高，抗拉強(qiáng)度提升趨勢逐步變緩。

圖2 焊接溫度對接頭抗拉強(qiáng)度的影響

圖3 拉伸試件圖

3 結(jié)論

(1)采用Ni箔中間層可以實(shí)現(xiàn)先固相后液相的TC4液相界面擴(kuò)散焊，基于Ni-Ti共晶點(diǎn)及TC4材料的相變溫度點(diǎn)選擇焊接溫度，最終選擇為970 ℃。

(2)當(dāng)焊接溫度為970 ℃，保溫時(shí)間為120 min，焊接壓力為0.1 MPa時(shí)，擴(kuò)散接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到946 MPa，接近母材抗拉強(qiáng)度。