热处理对TiAl/Ti2AlNb放电等离子扩散焊接头微观组织与力学性能的影响

吕彦龙，贺建超，侯金保，张博贤

(1 中国航空制造技术研究院 航空焊接与连接技术航空科技重点实验室，北京 100024；2 大连交通大学 材料科学与工程学院，辽宁 大连 116028)

钛铝金属间化合物具有密度小、使用温度高、高温强度好、弹性模量高、抗氧化性能及抗蠕变性能优异等特点，已经成为航空航天、舰船、现代化武器装备领域中最具潜力的中高温结构材料之一[1-3]。但TiAl在室温时其塑性、断裂韧度极差；并且当服役温度超过800 ℃时，材料本身的抗高温蠕变和抗高温氧化性能也急剧下降，在实际工程中的应用存在一定的不利。添加Nb元素可显著提高钛铝合金室温塑性和高温性能[4-5]。Ti2AlNb合金是Ti3Al合金的一种，其Nb含量较高，名义成分通常为Ti-(18～30)Al-(12.5～30)Nb(原子分数/%，下同)[6]。其室温塑性、高温比强度、断裂韧度较普通TiAl合金高出许多。但是由于其本身Nb含量较高，导致其密度较TiAl合金的密度大[7]，这在一定程度上限制了其在航天发动机涡轮叶片上的应用。采用TiAl合金为叶片，Ti2AlNb合金为环体的涡轮结构，在保证整体结构的高温可靠性的基础上，可进一步提高航空发动机推重比和效率等性能，这必然会涉及TiAl合金与Ti2AlNb合金的连接。

静永娟等[8]采用Ti-Zr-Cu-Ni非晶箔带为中间层，研究了过渡液相扩散连接Ti-23Al-17Nb合金的界面组织演变过程。结果表明，Ti元素和Nb元素向中间层扩散而Ni，Cu和Zr元素向母材扩散驱动了界面组织演变。刘加奇[9]采用Ti-Ni钎料进行了TiAl/Ti2AlNb的钎焊，对接头断裂路径的研究发现，钎焊接头断裂在钎缝中间的金属间化合物反应层，即Ti2Ni反应层为焊接薄弱区。Cao等[10]采用Ti-27Co钎料进行了TiAl/Ti2AlNb的钎焊，研究发现，当焊接温度较低时，板条状Ti2Co相的生成降低了接头强度。随着焊接温度的升高，Co元素的扩散加剧，板条状的Ti2Co相消失，接头强度提高。但是接头的剪切强度最高只达到223 MPa。任海水等[11-12]采用Ti-Zr-Cu-Ni-Fe合金箔进行了Ti3Al/TiAl过渡液相扩散焊，当采用较低的焊接温度时，TiAl基合金与Ti-Zr-Cu-Ni-Fe中间层反应不充分，残余中间层的界面处为焊接薄弱区。当焊接温度升高时，Ti2Al反应层将会过度生长，对接头性能产生不利影响。

综上所述，采用上述方法可以实现两种材料的焊接，但是由于其他合金元素的添加，焊缝组织难以控制，易形成脆性的金属间化合物，影响接头质量，焊后的力学性能远不能达到工程应用，因此对于两种材料的焊接需要更深入的研究。

本课题组前期采用放电等离子扩散焊(spark plasma diffusion bonding,SPDB)实现了TiAl/Ti2AlNb的无缺陷连接[13]，焊后接头的抗拉强度为300 MPa。但经过加热和快速冷却之后，接头中可能存在残余应力、组织不稳定等缺陷，需要对接头进行热处理以消除上述缺陷。因此，本工作采用4种不同的热处理制度，研究了热处理工艺对TiAl/Ti2AlNb接头显微组织与力学性能的影响。

1 实验材料及方法

实验采用两种材料，一种材料为TiAl金属间化合物，其显微组织如图1(a)所示，室温组织为全片层α2/γ，名义成分为Ti-46Al-2Cr。另一种材料为Ti2AlNb，其显微组织如图1(b)所示，室温组织为大量的O相+少量的板条α2相分布在β/B2基体上，其中β/B2相颜色最亮呈白色，α2相颜色最深呈黑色，O相颜色较浅呈灰色且板条的长度为10 μm，名义成分为Ti-22Al-27Nb。

图1 母材原始显微组织 (a)TiAl；(b)Ti2AlNbFig.1 Original microstructures of base materials (a)TiAl;(b)Ti2AlNb

放电等离子焊接示意图如图2所示。通过上下电极对待焊材料进行加压和通电，石墨模具在待焊材料和电极之间，采用红外测温仪和反馈系统控制焊接温度。焊接温度925 ℃，保温60 min，升温速率50 ℃/min，压力10 MPa。

图2 放电等离子焊接示意图Fig.2 Schematic diagram of spark plasma diffusion bonding

对焊接后的TiAl/Ti2AlNb合金试样进行不同制度的热处理，热处理温度分别为750,800,850 ℃和900 ℃，保温时间3 h。热处理后的试样由电火花线切割，经逐级砂纸打磨、抛光、腐蚀之后，采用扫描电镜观察接头显微组织和断口形貌，利用能谱仪分析接头成分。采用Z100型电子万能材料试验机进行室温拉伸实验，加载速率为0.5 mm/s，通过计算5个有效强度的平均值最终获得接头强度。显微硬度在HXD-1000显微硬度仪上完成，载荷0.98 N，时间10 s。按距离焊缝中心的远近在接头不同区域选择硬度点，每个区域至少选择5个点测试显微硬度，点与点的间距为0.2 mm。

2 结果与讨论

2.1 热处理对材料显微组织的影响

焊态和热处理状态下焊接界面的显微组织如图3所示。从图3(a)可以看出，界面处没有明显的气孔产生，采用焊接工艺可以实现TiAl/Ti2AlNb的无缺陷连接。在Ti2AlNb侧全部为β/B2相，这是因为焊接过程中，焊接温度高于O相和α2相的相变点，材料发生O/α2相向β/B2相转变，在降温阶段，冷却速率为10～12 ℃/s，亚稳的β/B2相来不及发生转变，进而保留在室温。图3(b)～(e)分别为不同温度热处理状态下焊缝处显微组织，可以看出，热处理状态下，Ti2AlNb侧均发生了相变，有大量灰色针状相析出。同时随着热处理温度的升高，析出的针状相明显增多。这是因为新相的析出需要消耗能量，温度的升高使提供的能量增加，更多的β/B2相发生转变[14]。从图3(b)可以看出，新析出的相主要集中在晶界处，而且有从晶界向晶内生长的趋势。这是因为材料发生固态相变时，新旧两相之间总要形成界面，而界面形成需要界面能。晶界处由于表面能较高，可为相变提高能量；同时晶界处可能存在成分偏析也有利于新相的产生。

图3 焊态和不同温度热处理状态下接头的金相显微组织(a)焊态;(b)750 ℃;(c)800 ℃;(d)850 ℃;(e)900 ℃Fig.3 OM microstructures of joints under the condition of as welded and heat treatment at different temperatures(a)as welded;(b)750 ℃;(c)800 ℃;(d)850 ℃;(e)900 ℃

图4所示为850 ℃热处理条件下焊接接头的显微组织，可以看出，Ti2AlNb侧可分为两部分，靠近焊接界面的Ⅰ区和远离界面的Ⅱ区。对各区选取位置进行能谱分析，结果如表1所示。Ⅱ区(A,B)元素成分与原始母材相似。

表1 图4各区域EDS分析结果(原子分数/%)Table 1 EDS analysis results of areas in fig.4(atom fraction/%)

图4 850 ℃热处理条件下接头SEM显微组织Fig.4 SEM microstructure of joints after the post-weld heat treatment at 850 ℃

根据Miracle和Rhodes确定的Ti-22Al随Nb含量变化的垂直截面相图[15]，当Nb含量为25%～45%，在620～930 ℃温度区间内，材料处于β/B2+O相的两相区，因此判断上述析出的针状相为O相，即热处理后材料发生了亚稳B2相转变为O相。相比于母材，Ⅰ区(C,D)Al元素的含量增加，Nb元素的含量降低。这是由于TiAl侧的Al元素含量高而Nb元素含量低，因此焊接过程中发生了Al元素向Ti2AlNb侧扩散，Nb元素向TiAl侧扩散。

图5(a),(b)分别为800,900 ℃热处理温度下焊接接头的显微组织。从图5和图4中可以发现析出的O相呈现细长的针状，方向交错形成类似网篮组织。随着热处理温度的升高，图中Ⅰ区宽度明显减小。从800 ℃的20.9 μm降低到850 ℃的18.7 μm再到900 ℃的16.8 μm，即O相析出区明显增加，从Ⅱ区放大图可以看出析出O相尺寸明显增加，当热处理温度升高到900 ℃时，析出的O相尺寸达到2～3 μm。

图5 不同热处理温度下接头SEM显微组织(a)800 ℃;(b)900 ℃Fig.5 SEM microstructures of joints after the post-weld heat treatment at different temperatures(a)800 ℃;(b)900 ℃

2.2 热处理对材料力学性能的影响

图6所示为焊态和热处理状态下焊缝不同区域的显微硬度。在焊态下，界面区(图中横坐标0.0)显微硬度值为376.4HV，Ti2AlNb侧显微硬度值为342HV，即从界面处向Ti2AlNb侧，显微硬度呈现下降趋势，但在热处理状态下Ti2AlNb侧的显微硬度显著大于界面处。在热处理温度为750 ℃时，Ti2AlNb侧的显微硬度达到最大(478.2HV)，远高于界面处的硬度值(363.8HV)。随着热处理温度的升高，Ti2AlNb热影响区的显微硬度值逐渐降低，同时热影响区内硬度值变化程度逐渐减缓，当热处理温度达到850 ℃时，硬度值虽然逐渐增加，但变化的程度显著减小。

图6 不同状态下焊接接头显微硬度Fig.6 Microhardness of joints under different conditions

由此可得，对于Ti2AlNb合金，O相的析出能够提高材料的显微硬度[16]。因此，在焊态下，Ti2AlNb侧由于O相的消失，显微硬度逐渐降低；在热处理状态下，O相从亚稳的β/B2相中析出，因此在Ti2AlNb侧有大量细小的O相析出，显微硬度显著增加。随着热处理温度的升高，析出的O相的尺寸明显增大，而O相尺寸的增加将会抵消O相析出的硬化效果[17]，进而导致硬度值变化趋势减缓，同时导致整体硬度值的下降。

焊态和热处理状态下接头的室温抗拉强度如表2所示。可以看出，随着热处理温度的提高，接头室温抗拉强度逐渐增加，当热处理温度为900 ℃时，接头的室温抗拉强度值最大(376 MPa)，较焊态下提高76 MPa。

表2 不同状态下接头的室温抗拉强度Table 2 Tensile strength of joints at room temperature under different conditions

图7所示为焊态和热处理后接头断口的截面形貌。可以看出，焊态下断口的断裂位置呈现锯齿状，一侧为焊缝界面处，另一侧为靠近焊缝的Ti2AlNb侧。相比于焊态，800 ℃热处理后，接头断裂位置依然为界面处，但靠近焊缝的Ti2AlNb侧的比例明显降低，当热处理温度升高到900 ℃时，断口的截面上基本没有Ti2AlNb侧。图8为接头室温拉伸断裂后的断口形貌。可以看出，断口呈现两种不同的形貌，A处可观察到明显的解理台阶，为解理断裂；B处断面呈现结晶状，断面有韧窝，但韧窝很浅。因此，判断拉伸后的断口为混合式解理脆性断裂。图8(b),(c)分别为800,900 ℃热处理后的断口形貌，由图可知，其断口形貌与焊态下的相似，依然为脆性断裂。但是经过热处理后，韧窝数量明显增加。基于本课题组前期研究[13]，A处对应Ti2AlNb侧，焊态下对A处进行EDS分析，成分为Ti-34Al-12Nb-1Cr，当热处理温度达到900 ℃时，A处的成分为Ti-33.9Al-12.2Nb-1Cr，与焊态基本相同。在Ti-Al-Nb三元系中，Nb溶入体心立方的β固溶体后能促进形成有序的B2相。B2相在快冷过程中还可以进一步分解，产生六方结构的相，该相是亚稳相，随后时效可以进一步有序化，产生ω″相，进一步得到B82相，甚至在Ti-37.5Al-20Nb合金中发现B82相的衍生相[13]。由此可知，在热处理状态下，靠近界面的Ti2AlNb侧发生较为复杂的相变，使Ti2AlNb侧强度提高，进而接头强度显著提高。

图7 接头断口的截面形貌(a)焊态；(b)800 ℃热处理；(c)900 ℃热处理Fig.7 Cross-section morphologies of the fractured surface of joints(a)as welded;(b)post-weld heat treatment at 800 ℃;(c)post-weld heat treatment at 900 ℃

图8 不同状态下断口的SEM形貌(a)焊态；(b)800 ℃热处理；(c)900 ℃热处理Fig.8 SEM morphologies of fractures under different conditions(a)as welded;(b)post-weld heat treatment at 800 ℃;(c)post-weld heat treatment at 900 ℃

3 结论

(1)热处理后，Ti2AlNb热影响区有大量细小的O相从晶界和晶内析出，而且有从晶界向晶内生长的趋势；随着热处理温度的升高，析出的O相的尺寸逐渐增大，呈现层片化。

(2)热处理后，由于O相的析出，Ti2AlNb热影响区的硬度显著增加，当热处理温度为750 ℃时，硬度值达到最大为478.2HV。随着热处理温度的升高，焊缝处硬度逐渐降低，Ti2AlNb热影响区由于析出的O相尺寸增大，硬度值增加的幅度逐渐变缓。

(3)随着热处理温度的升高，焊接接头的室温抗拉强度逐渐增加，当热处理温度为900 ℃时，抗拉强度最大为376 MPa，较焊态提高了76 MPa。热处理后断口为脆性断裂，与焊态相比，断口的韧窝数量明显增加。