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(太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 山西 太原 030024)

γ-TiAl合金具有強(qiáng)度高、密度低、耐高溫性能好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天和汽車工業(yè)領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[1-4]?？煽康暮附蛹夹g(shù)對(duì)其實(shí)際工程應(yīng)用至關(guān)重要[5]。目前常用的γ-TiAl合金的焊接技術(shù)有釬焊[6-7]、摩擦焊[8]和擴(kuò)散焊[3,9]等。其中，擴(kuò)散焊可以連接相同或不同的金屬或非金屬[10-11]，結(jié)合區(qū)域無凝固組織，故無氣孔和裂紋等熔焊缺陷，接頭質(zhì)量高，是最具應(yīng)用前景的連接技術(shù)之一。

大量研究表明，在母材表面制備合適的涂層可顯著提高表面原子的擴(kuò)散能力，降低擴(kuò)散溫度的同時(shí)提高接頭的連接性能[12-13]。Ramos等[14-15]利用磁控濺射技術(shù)在TiAl合金表面制備了Ti/Al多層薄膜，成功地將擴(kuò)散焊接溫度降低至900 ℃，同時(shí)提升了合金的焊接強(qiáng)度。Sim?es等[16-17]研究了Ni/Al多層薄膜對(duì)TiAl合金擴(kuò)散焊的影響，發(fā)現(xiàn)多層膜在反應(yīng)過程中會(huì)形成金屬間化合物，該過程釋放的熱量會(huì)成為新的熱源降低擴(kuò)散溫度，通過調(diào)制多層膜的制備周期，可獲得高質(zhì)量的接頭。

雙輝等離子滲金屬技術(shù)可以利用離子轟擊促進(jìn)元素?cái)U(kuò)散，在基材表面制備與其冶金結(jié)合的改性層[18]。但是，目前使用該技術(shù)制備擴(kuò)散焊接中間層的相關(guān)報(bào)道較少。本文采用雙輝等離子滲金屬技術(shù)，選擇與Ti原子尺寸相差很小(僅為0.2%[19])且能夠與其無限互溶的Nb作為靶材，在γ-TiAl合金表面進(jìn)行滲Nb處理。研究在不同滲Nb溫度和焊接溫度下，Nb涂層對(duì)焊接接頭的組織結(jié)構(gòu)和連接性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用名義成分為Ti-45Al-8.5Nb (W, B, Y) 的合金為基底材料。用電火花切割機(jī)將鑄錠切割為2 mm×10 mm×15 mm和4 mm×5 mm×5 mm的塊狀樣品，用砂紙逐級(jí)打磨并將表面拋光至鏡面，然后分別在去離子水、丙酮中超聲波清洗并吹干。將樣品置入雙輝等離子滲金屬設(shè)備中進(jìn)行滲Nb處理，主要試驗(yàn)參數(shù)包括：使用純度為99.99%的Ar作為等離子體激發(fā)氣體，靶材和樣品間距為18 mm，溫度為800、850、900和950 ℃，保溫時(shí)間為40 min，靶材和樣品的電壓差為250 V。

使用ZC-224型焊接爐進(jìn)行真空擴(kuò)散焊接。樣品的裝夾如圖1(a)所示，將純度為99.99%、厚度為10 μm的Ti箔和Ni箔以Ti箔/Ni箔/Ti箔的順序夾在覆有Nb涂層的TiAl合金之間，兩端施加壓力為25 MPa。焊接的工藝參數(shù)如圖1(b)所示，先以10 ℃/min的速度升溫至600 ℃保溫15 min進(jìn)行預(yù)擴(kuò)散，然后以5 ℃/min 的速度升溫至焊接溫度，保溫30 min進(jìn)行擴(kuò)散焊接，而后隨爐冷卻至室溫。其中，焊接溫度分別設(shè)定為850、900和950 ℃。

圖1 擴(kuò)散焊接過程樣品裝夾(a)、焊接工藝(b)及剪切試驗(yàn)示意圖(c)Fig.1 Schematic diagrams of clamping of samples during diffusion welding process(a), welding process(b) and shear test(c)

采用GeminiSEM 300型掃描電鏡對(duì)Nb涂層表面形貌和接頭截面形貌進(jìn)行觀察，采用牛津能譜儀對(duì)接頭組織成分進(jìn)行分析；采用Rigaku Smartlab型X射線衍射儀對(duì)涂層和接頭斷口的物相進(jìn)行測(cè)定；采用GTK-1型白光干涉儀對(duì)Nb涂層的表面粗糙度進(jìn)行測(cè)試；利用ETM503B型萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)接頭的剪切強(qiáng)度，剪切時(shí)試樣如圖1(c)所示進(jìn)行裝夾，每個(gè)試驗(yàn)參數(shù)選取3個(gè)樣品進(jìn)行剪切試驗(yàn)，加載速率為0.1 mm/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Nb涂層表面形貌與物相

圖2為不同滲Nb溫度下Nb涂層表面形貌。由圖2可知，不同滲Nb溫度下均在γ-TiAl合金表面形成了致密的Nb涂層，隨滲Nb溫度的提高，Nb表面形貌大體相同，晶粒尺寸不斷增大。保溫溫度為800 ℃時(shí)，晶粒尺寸約為100～200 nm，當(dāng)溫度升高至950 ℃時(shí)，晶粒尺寸長(zhǎng)大為430～680 nm。由表1的粗糙度數(shù)據(jù)可知，表面粗糙度也隨滲Nb溫度的升高不斷增加。滲金屬過程中Ar+離子轟擊和Nb原子沉積的相對(duì)強(qiáng)弱共同決定了Nb涂層的表面形貌，隨著滲Nb溫度增加，原子沉積作用加強(qiáng)，相比之下轟擊作用較弱，晶粒不斷長(zhǎng)大，導(dǎo)致表面粗糙度不斷增加。粗糙的表面會(huì)影響擴(kuò)散焊接過程中擴(kuò)散表面的接觸面積，進(jìn)而影響接頭的組織和性能。

表1 不同滲Nb溫度下Nb涂層表面粗糙度

圖3為不同滲Nb溫度下Nb涂層的XRD圖譜，可知在滲Nb溫度為850、900和950 ℃時(shí)，除位于2θ為31.8°、38.9°、44.4°、45.5°、65.5°、77.9°和79.6°處的基體γ-TiAl相(PDF #05-0678)衍射峰外，在2θ為38.5°、55.5°、69.6°和82.5°處位置出現(xiàn)了(110)Nb、(200)Nb、(211)Nb和(220)Nb晶面的衍射峰(PDF #35-0789)，表明制備的涂層為Nb涂層。隨滲Nb溫度的升高，Nb晶體的衍射峰強(qiáng)度不斷增強(qiáng)，這可能是由于滲Nb溫度升高，涂層增厚，增加了衍射峰的強(qiáng)度。

圖4 不同滲Nb溫度下Nb涂層試樣焊接接頭背散射電子像(850 ℃×30 min擴(kuò)散焊接)Fig.4 Backscattered electron images of joint specimens with Nb coating deposited at different temperatures(welded at 850 ℃ for 30 min)(a) 800 ℃; (b) 850 ℃; (c) 900 ℃; (d) 950 ℃

圖2 不同滲Nb溫度下Nb涂層的表面形貌Fig.2 Surface morphologies of the Nb coating deposited at different temperatures(a) 800 ℃; (b) 850 ℃; (c) 900 ℃; (d) 950 ℃

圖3 不同滲Nb溫度下Nb涂層的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the Nb coating deposited at different temperatures

2.2 接頭組織及性能

2.2.1 滲Nb溫度對(duì)接頭組織及性能的影響

圖4為不同滲Nb溫度下的樣品經(jīng)過850 ℃保溫30 min擴(kuò)散焊接后接頭的背散射電子圖像。由于擴(kuò)散焊接時(shí)樣品為基體/Nb涂層/Ti箔/Ni箔/Ti箔/Nb涂層/基體的對(duì)稱裝夾，圖4中均選取由基體到Ni箔焊后形成的區(qū)域進(jìn)行分析。表2為圖4中對(duì)應(yīng)點(diǎn)的EDS成分分析結(jié)果。從圖4可以看出，不同滲Nb溫度下，接頭組織大致分為4個(gè)反應(yīng)層。

當(dāng)滲Nb溫度為800 ℃時(shí)，結(jié)合能譜點(diǎn)掃描結(jié)果可知，Ni向基體方向進(jìn)行擴(kuò)散，在Nb涂層甚至基體中均存在少量的Ni，Ti箔主要向Ni箔方向進(jìn)行擴(kuò)散；最左側(cè)黑色區(qū)域?yàn)門iAl合金基體，白色的II層為Nb涂層，二者的交界處為Nb涂層和基體擴(kuò)散層I，III層為Ti箔和Ni箔擴(kuò)散后形成的富Ti層，IV層為形成的近等原子比的TiNi層，推測(cè)為TiNi相。

當(dāng)滲Nb溫度為850 ℃時(shí)，擴(kuò)散層I的厚度增大，約為2.6 μm(見圖4(b))，III層和800 ℃時(shí)有所區(qū)別，由點(diǎn)8的EDS結(jié)果可知，其為近等原子比TiNi相，而點(diǎn)9則與II層成分相似，Nb含量最多，為焊后的Nb層。通過對(duì)比發(fā)現(xiàn)，II層中Nb含量比800 ℃時(shí)大幅降低，Ti、Ni、Al含量較多，這表明該參數(shù)下，擴(kuò)散更為充分，Ti箔與Nb涂層和Ni箔都發(fā)生了充分的互擴(kuò)散，III層為三者的擴(kuò)散互溶區(qū)。

表2 圖4中點(diǎn)的EDS分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

當(dāng)滲Nb溫度升高至900 ℃和950 ℃時(shí)，擴(kuò)散層I消失，III層形貌與滲Nb溫度為850 ℃時(shí)相似，但厚度增厚，點(diǎn)13和17所在白色區(qū)域的Nb含量較II層有所降低。對(duì)比II層EDS點(diǎn)掃描結(jié)果可知，滲Nb溫度為900 ℃和950 ℃時(shí)，樣品II層的Ti含量均較滲Nb溫度為850 ℃時(shí)低，表明Ti箔向Nb涂層的擴(kuò)散較850 ℃ 弱。由于焊接溫度相同，擴(kuò)散焊過程中各層擴(kuò)散的強(qiáng)弱與不同滲Nb溫度所制備的涂層致密度有關(guān)。根據(jù)J.A.Thornton提出的區(qū)域結(jié)構(gòu)模型[20]可知，溫度是影響薄膜結(jié)構(gòu)的最重要因素，可通過Ts/Tm(Ts為基體溫度，Tm為薄膜材料的熔點(diǎn))的值評(píng)估涂層的微觀結(jié)構(gòu)。Nb的熔點(diǎn)為2468 ℃，在800～950 ℃滲Nb溫度下的Ts/Tm值分別為0.39、0.41、0.43、0.45，即處于0.3

圖5 不同滲Nb溫度下焊接接頭的剪切強(qiáng)度(a)及滲Nb溫度為850 ℃的接頭斷口XRD圖譜(b)(850 ℃×30 min擴(kuò)散焊接)Fig.5 Shear strength of the joint with Nb coating deposited at different temperatures(a) and XRD pattern of fracture surface of the joint with Nb coating deposited at 850 ℃(b)(welded at 850 ℃ for 30 min)

綜合上述截面形貌、EDS成分和XRD物相結(jié)果，可對(duì)焊后接頭的分層進(jìn)行合理推斷：I層為Nb涂層和基體的擴(kuò)散層，II層為含有AlNb2相的Ti-Nb互溶層，III層為含有TiNi相的富Ti-TiNi層，IV層為TiNi層。

圖6 不同焊接溫度下接頭的背散射電子像(滲Nb溫度850 ℃)Fig.6 Backscattered electron images of the joint welded at different temperatures(Nb deposited at 850 ℃)(a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃

2.2.2 焊接溫度對(duì)接頭組織的影響

選用上述優(yōu)化的滲Nb溫度為850 ℃的試樣研究了焊接溫度的影響。圖6為不同焊接溫度下形成的接頭組織，表3為圖6中對(duì)應(yīng)點(diǎn)的EDS分析結(jié)果。由圖6(b)可以看出，焊接溫度為900 ℃時(shí)，接頭截面大致可以分為3個(gè)反應(yīng)層，I層為基體與Nb涂層之間的擴(kuò)散層，其厚度由850 ℃時(shí)的2.8 μm增加至6.7 μm，這主要是由于焊接溫度升高促進(jìn)了元素?cái)U(kuò)散。擴(kuò)散層由靠近基體的灰白色條狀區(qū)和靠近II層的灰黑色致密區(qū)組成，結(jié)合能譜測(cè)試結(jié)果，灰黑色區(qū)域?yàn)楦籘i貧Ni區(qū)，灰白色長(zhǎng)條為含Ni區(qū)，這是由于Ni箔中Ni元素向該區(qū)域擴(kuò)散及基體中的Ti向Nb涂層擴(kuò)散綜合作用導(dǎo)致的。II層形貌變化較大，呈明暗兩相相間分布，無明顯界面存在。點(diǎn)3和4的點(diǎn)掃描結(jié)果表明，兩區(qū)域均存在Al、Ti、Ni和Nb元素，表明II層為Nb涂層與基體、Ti箔和Ni箔發(fā)生的充分?jǐn)U散后的互溶區(qū)，兩區(qū)域元素含量相差不大，明亮區(qū)域Nb含量稍高。III層消失，這是由于高溫使Ti箔向Nb涂層和Ni箔發(fā)生了更充分地?cái)U(kuò)散，導(dǎo)致該層直接消失。IV層仍為Ti箔和Ni箔互擴(kuò)散后形成的近等原子比的TiNi層。

表3 圖6中點(diǎn)的EDS分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

圖6(c)為950 ℃擴(kuò)散焊接的接頭組織，可以發(fā)現(xiàn)3個(gè)反應(yīng)層的微觀組織均發(fā)生了變化，I層不再分層，整體均為條紋狀，灰白色區(qū)域(點(diǎn)7)Ni含量略高，致密的富Ti層消失，推測(cè)是由于溫度升高促進(jìn)了Ti和Ni的擴(kuò)散。II層出現(xiàn)顆粒狀的灰黑色析出相，點(diǎn)8的能譜結(jié)果表明其為貧Nb富Ni相，白色區(qū)域(點(diǎn)9)則仍為Nb涂層擴(kuò)散后殘留的富Nb相。IV層由于Nb涂層向該方向發(fā)生了充分地?cái)U(kuò)散，存在一定的Nb，還在II區(qū)附近出現(xiàn)了灰黑色析出相(點(diǎn)10)，其成分與點(diǎn)8相同，Ti、Al和Ni的原子百分比約為1∶1∶2，結(jié)合Al-Ni-Ti三元相圖[21]，推測(cè)該析出相為AlNi2Ti。此外，在圖6(c)中還發(fā)現(xiàn)少量的微孔，這可能是由于高溫?cái)U(kuò)散過程發(fā)生了柯肯達(dá)爾效應(yīng)引起的[22]。

圖7 不同焊接溫度下接頭的剪切強(qiáng)度(滲Nb溫度850 ℃)Fig.7 Shear strength of the joint welded at different temperatures(Nb deposited at 850 ℃)

圖7為不同焊接溫度下接頭的剪切強(qiáng)度。由圖7可知，隨焊接溫度升高，接頭剪切強(qiáng)度呈先增大后減小的變化趨勢(shì)，900 ℃焊接后剪切強(qiáng)度值最高，為82.0 MPa。

結(jié)合以上結(jié)果及分析可以得知，擴(kuò)散焊接溫度的升高會(huì)加速原子之間的擴(kuò)散，促進(jìn)界面的結(jié)合，提高接頭的連接性能，但是焊接溫度過高(950 ℃)，接頭中除了出現(xiàn)顆粒狀的脆性析出相，還出現(xiàn)了微孔，這兩種因素都會(huì)導(dǎo)致接頭剪切強(qiáng)度降低。

3 結(jié)論

1) 在800～950 ℃范圍內(nèi)采用雙輝等離子滲金屬技術(shù)在名義成分為Ti-45Al-8.5Nb (W, B, Y) 的γ-TiAl合金表面制備了致密的Nb涂層，隨滲Nb溫度的升高，Nb涂層晶粒尺寸增大，表面粗糙度增加。

2) 不同滲Nb溫度下焊后接頭的組織由基體向焊縫中心可以分為4層：I層(Nb涂層與基體擴(kuò)散層)、II層(含有少量AlNb2的Ti-Nb互溶區(qū))、III層(富Ti-TiNi層)、IV層(近等原子比TiNi層)。接頭的剪切強(qiáng)度隨滲Nb溫度的升高而先增大后減小，850 ℃滲Nb涂層的焊后剪切強(qiáng)度最高，為37.2 MPa。

3) 擴(kuò)散焊接溫度會(huì)影響接頭的組織和性能，焊接溫度為900 ℃時(shí)焊接接頭擴(kuò)散良好，剪切強(qiáng)度達(dá)到最大值82.0 MPa。當(dāng)焊接溫度升高至950 ℃時(shí)，接頭中會(huì)析出脆性AlNi2Ti相，同時(shí)擴(kuò)散形成柯肯達(dá)爾孔洞，降低剪切強(qiáng)度。