Mo與Ti6Al4V合金的擴(kuò)散連接行為與組織性能

供稿|鄧恒，成會朝，姚青，范景蓮，雷挺

作者單位：1. 西安現(xiàn)代控制技術(shù)研究所，陜西 西安 710054；2. 中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙 410083

內(nèi)容導(dǎo)讀

采用真空擴(kuò)散連接技術(shù)制備了高強(qiáng)度Mo/Ti6Al4V連接接頭，研究了不同擴(kuò)散連接溫度和保溫時間對Mo與Ti6Al4V連接接頭界面組織及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，Mo/Ti6Al4V接頭的擴(kuò)散層寬度隨著連接溫度的不斷升高而逐漸變寬，形成了由Mo、Ti、Al和V組成的擴(kuò)散層，在1100 ℃下由于熱失配的問題界面處出現(xiàn)開裂的現(xiàn)象。在連接溫度為900 ℃時，延長保溫時間有助于提高元素的互擴(kuò)散作用，擴(kuò)散層的寬度由保溫10 min的1.85 μm提高到保溫90 min的5.75 μm。Mo/Ti6Al4V接頭的拉伸強(qiáng)度呈現(xiàn)出隨擴(kuò)散溫度和保溫時間先增加后減小的趨勢。當(dāng)擴(kuò)散溫度1000 ℃，保溫時間60 min時，Mo/Ti6Al4V接頭拉伸性能達(dá)到最大值為323 MPa。

鉬合金具有熔點(diǎn)高(2610 ℃)、熱膨脹系數(shù)低、耐熱應(yīng)力沖擊和導(dǎo)熱好等特性，在航空航天、武器裝備和核能等工作溫度在1600 ℃以上的高溫領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-5]。鈦合金因具有比強(qiáng)度高、抗疲勞性好和耐腐蝕性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)[6-7]，廣泛應(yīng)用于航空航天、核能、化學(xué)和生物醫(yī)藥等領(lǐng)域[8]。由于航空發(fā)動機(jī)噴管要求材料具備輕量化、耐熱沖擊性好等特性[9]，因此將Mo合金與Ti6Al4V連接制成整體構(gòu)件，可充分發(fā)揮兩種材料的優(yōu)異特性，實(shí)現(xiàn)在極端環(huán)境下(3000 K)服役部件對材料的要求。

Mo合金和Ti6Al4V在熔點(diǎn)、熱膨脹系數(shù)等物理性質(zhì)上存在較大差異[10-11]，因此在連接過程中容易出現(xiàn)由于應(yīng)力集中而導(dǎo)致接頭開裂的問題。Mo合金的焊接性能差[12]，對氣態(tài)雜質(zhì)敏感[13]，在連接過程O、N等氣態(tài)雜質(zhì)富集在晶界處引起Mo合金脆化[14]。國內(nèi)外學(xué)者探究了Mo合金與Ti6Al4V的連接問題，其中Chang等人利用紅外釬焊連接純Mo與Ti6Al4V合金，加入中間層Ti-15Cu-15Ni，樣品在970 ℃焊接180 s時，強(qiáng)度為251 MPa[15]；祁凱等人采用Ti-28Cu-12Ni釬料對Mo和Ti6Al4V合金進(jìn)行了釬焊，釬縫中生成了Ti2Cu、TiCu和Ti2Ni等脆性金屬間化合物，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度低[16]。這些研究中Mo/Ti6Al4V接頭中出現(xiàn)了大量的金屬間化合物且強(qiáng)度低，限制了整體構(gòu)件的廣泛使用，因而Mo合金與Ti6Al4V實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度可靠連接是亟需解決的問題。

本文采用真空擴(kuò)散連接技術(shù)連接Mo和Ti6Al4V合金，研究不同擴(kuò)散溫度和保溫時間對接頭微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的影響以獲得高強(qiáng)度的連接接頭，為鉬合金與鈦合金連接開辟了新的可能性。

實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)連接樣品采用粉末冶金方法制備的Mo合金(Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為94%，TiC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6%)和商用Ti6Al4V，尺寸為15 mm×15 mm×20 mm。將待連接表面用100#，400#，600#，800#，1000#，1500#的砂紙磨亮，然后用0.5 μmAl2O3粉末拋光，獲得近鏡面平面。

擴(kuò)散連接

本實(shí)驗(yàn)研究在800、900、1000和1100 ℃下直接擴(kuò)散連接Mo/Ti6Al4V，保溫時間60 min，壓力為20 MPa；在擴(kuò)散溫度900 ℃，壓力為20 MPa時，分別保溫10 min、30 min、60 min和90 min直接擴(kuò)散連接Mo/Ti6Al4V。

機(jī)械測試

擴(kuò)散連接樣品采用線切割方法從Mo/Ti6Al4V連接界面加工出檢測樣品，分別取四個26 mm工字型拉伸試樣用作拉伸實(shí)驗(yàn)，兩個尺寸為0.5 mm×1 mm×1 mm小方塊用于SEM和EPMA的檢測。使用萬能試驗(yàn)機(jī)(Instron3369)以1 mm/min的速度在室溫下測量Mo/Ti6Al4V接頭的拉伸強(qiáng)度；使用掃描電子顯微鏡(SEM，Quanta 250 FEG)裝配能譜儀(EDX)檢測接頭界面的微觀組織結(jié)構(gòu)和斷口形貌；采用電子探針測定擴(kuò)散層的元素分布。

結(jié)果與討論

Mo/Ti6Al4V連接界面的微觀組織

圖1 Mo /Ti6Al4V連接界面在不同擴(kuò)散溫度下保溫60 min微觀組織的SEM圖像：(a) 800 ℃；(b) 900 ℃；(c) 1000 ℃；(d) 1100 ℃

圖1顯示了不同擴(kuò)散溫度下為(a)800℃，(b) 900℃，(c) 1000℃和(d) 1100℃擴(kuò)散連接Mo/Ti6Al4V的連接界面。從圖中可以看出，擴(kuò)散溫度為800～1000 ℃時，隨著擴(kuò)散溫度的升高擴(kuò)散的厚度從0.91 μm增加到12.87 μm，擴(kuò)散溫度為1100 ℃連接界面產(chǎn)生了裂紋，這可能是由于擴(kuò)散溫度高，兩種母材的熔點(diǎn)及熱膨脹系數(shù)不匹配，從而產(chǎn)生殘余應(yīng)力，導(dǎo)致材料開裂。根據(jù)式(1)可知隨著擴(kuò)散溫度的升高，組元原子的擴(kuò)散系數(shù)呈指數(shù)級增加，擴(kuò)散距離增加；同時隨著溫度升高平衡空位濃度增大有利于擴(kuò)散，因此擴(kuò)散層變厚。

式中，D為擴(kuò)散系數(shù)，D0為擴(kuò)散常數(shù)，Q為擴(kuò)散激活能，R為玻爾茲曼常數(shù)，T為溫度。

圖2顯示了擴(kuò)散溫度900 ℃時，不同保溫時間下擴(kuò)散連接Mo/Ti6Al4V的連接界面。從圖中可以觀察到，隨著保溫時間的延長界面擴(kuò)散層的厚度從1.85 μm增加到5.75 μm，保溫時間90 min時在Mo合金母材中發(fā)現(xiàn)了微裂紋，微裂紋沿著Mo合金中小的黑色圓形顆粒偏折擴(kuò)展。根據(jù)式(2)可知，保溫時間與組元原子擴(kuò)散的距離呈拋物線關(guān)系，保溫時間延長擴(kuò)散層厚度增加。與圖1相比，保溫時間從10 min延長到90 min，擴(kuò)散層的厚度由1.85 μm增加到5.75 μm，而擴(kuò)散溫度從800 ℃升至1000 ℃，擴(kuò)散層的厚度由0.91 μm增加到12.87 μm。由此可見，擴(kuò)散層厚度的增加對擴(kuò)散溫度的敏感度大于保溫時間。

圖2 Mo/Ti6Al4V連接界面在900 ℃時不同保溫時間下微觀組織的SEM圖像：(a) 10 min；(b) 30 min；(c) 60 min；(d) 90 min

式中，x為擴(kuò)散距離，k為常數(shù)(根據(jù)C/C0和D的數(shù)值確定)，t為擴(kuò)散時間。

Mo/Ti6Al4V連接界面的元素分布及擴(kuò)散行為

圖3 Mo/Ti6Al4V連接界面的微觀組織和元素分析

圖3為擴(kuò)散溫度900 ℃，保溫時間60 min直接擴(kuò)散連接Mo/Ti6Al4V的連接界面的背散射掃描圖片和對應(yīng)的線掃描圖。從圖中可以看出，擴(kuò)散層的厚度大約為4 μm，線掃的結(jié)果顯示在擴(kuò)散層中Mo、Ti元素的變化明顯，從Mo合金側(cè)到Ti6Al4V側(cè)Mo元素的含量連續(xù)降低，Ti元素的含量連續(xù)升高，Al和V兩種元素呈現(xiàn)出緩慢上升的趨勢。

為了確定元素的分布和分析擴(kuò)散行為，采用EPMA分析擴(kuò)散連接溫度1000 ℃，保溫時間60 min下形成的連接界面，如圖4所示。圖中可以看出，Mo、Ti、Al和V均勻地分布在擴(kuò)散層中而沒有明顯的團(tuán)聚，界面處區(qū)域4的Mo的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為38.807%，Ti為52.364%；在界面左側(cè)區(qū)域3和2的Mo的原子數(shù)分?jǐn)?shù)分別為7.724%和0.161%，而在界面右側(cè)區(qū)域5處的Ti原子數(shù)分?jǐn)?shù)僅有2.291%。根據(jù)Mo、Ti元素在界面兩側(cè)的含量變化可知，Mo原子向Ti6Al4V基體中擴(kuò)散的速度比Ti原子向Mo合金基體中擴(kuò)散的速度快。根據(jù)馮亮等人[17]的研究可知，溫度為1000 ℃時，Mo在Ti中的擴(kuò)散系數(shù)為3.95×10-14m2/s，Ti在Mo中的擴(kuò)散系數(shù)為2.80×10-17m2/s，因此在互相擴(kuò)散過程中，Mo原子向Ti6Al4V母材擴(kuò)散的速度大于Ti原子向Mo合金母材中的擴(kuò)散速度，這也與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相吻合。分析原因?yàn)椋篗o的原子半徑(1.39 ?)小于Ti的原子半徑(1.47 ?)[18]，因此Mo原子比Ti原子容易擴(kuò)散；Mo的熔點(diǎn)(2160 ℃[1])和Ti(1660 ℃[8])相差較大，金屬熔點(diǎn)越高，空位的形成能和遷移能越大，因此在相同條件下，Mo合金基體中形成的空位數(shù)比Ti6Al4V基體少，有利于Mo原子擴(kuò)散到Ti6Al4V基體中。

圖4 EPMA檢測在1000 ℃保溫60 min制備的Mo/Ti6Al4V連接界面

Mo/Ti6Al4V連接界面的力學(xué)性能和斷口分析

圖5(a)為不同擴(kuò)散溫度下保溫60 min的Mo/Ti6Al4V擴(kuò)散連接接頭的拉伸強(qiáng)度，圖5(b)為擴(kuò)散溫度900 ℃時，不同保溫時間下Mo/Ti6Al4V擴(kuò)散連接樣品的拉伸強(qiáng)度。從圖5(a)可以看出，隨著溫度升高拉伸強(qiáng)度先上升后下降，當(dāng)擴(kuò)散連接溫度為800 ℃時，接頭的抗拉強(qiáng)度相對較低(81 MPa)，隨著擴(kuò)散連接溫度的升高拉伸強(qiáng)度提高，在1000 ℃達(dá)到峰值323 MPa。從圖5(b)中可以發(fā)現(xiàn)，隨著保溫時間的延長拉伸強(qiáng)度先上升后下降，保溫時間10 min時，拉伸強(qiáng)度較低(98 MPa)，隨著保溫時間延長到60 min時拉伸強(qiáng)度達(dá)到峰值(270 MPa)。由此可見，本實(shí)驗(yàn)中Mo/Ti6Al4V連接接頭的拉伸強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過采用Ni中間層擴(kuò)散連接的Mo/Cu接頭強(qiáng)度(97 MPa)[19]和采用中間層Ti-15Cu-15Ni紅外釬焊Mo/Ti6Al4V的強(qiáng)度(251 MPa)[15]，甚至超過激光連接NiTi/Ti6Al4V接頭強(qiáng)度(300 MPa)[20]。

圖5 不同擴(kuò)散溫度和保溫時間對Mo/Ti6Al4V連接接頭拉伸強(qiáng)度的影響：(a) 擴(kuò)散溫度；(b) 保溫時間

圖6 不同擴(kuò)散溫度下Mo/Ti6Al4V連接接頭斷口在Mo側(cè)的掃描圖：(a) 800 ℃；(b) 900 ℃；(c)1000 ℃；(d)1100 ℃

圖6顯示了不同擴(kuò)散溫度下Mo側(cè)的Mo/Ti6Al4V連接界面的斷口掃描圖像。斷口形貌主要表現(xiàn)出脆性斷裂形態(tài)，為典型的沿晶脆性斷裂，隨著擴(kuò)散溫度的升高，晶粒無明顯長大。

結(jié)束語

(1) 采用擴(kuò)散連接技術(shù)制備了Mo/Ti6Al4V連接樣品，獲得了質(zhì)量良好的連接接頭。

(2) 隨著擴(kuò)散溫度的升高和保溫時間的延長，擴(kuò)散層的厚度都不斷增加，且擴(kuò)散溫度的敏感度大于保溫時間。

(3) Mo/Ti6Al4V連接界面的擴(kuò)散層由Mo、Ti、Al和V組成，在互相擴(kuò)散過程中Mo原子向Ti6Al4V基體中擴(kuò)散的速度比Ti原子向Mo合金基體中擴(kuò)散的速度快。

(4) 擴(kuò)散溫度1000 ℃，保溫60 min時，Mo/Ti6Al4V實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度連接，拉伸強(qiáng)度為323 MPa，斷裂方式為脆性斷裂，斷裂位置為靠近擴(kuò)散層的Mo合金母材處。

【撥動心弦】喻躍生