鍛造變形對(duì)擴(kuò)散連接TC4鈦合金的影響

楊興遠(yuǎn)， 蔡雨升， 姜沐池， 任德春， 吉海賓， 雷家峰， 肖旋

（1. 沈陽理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110159； 2. 中國(guó)科學(xué)院金屬研究所，沈陽 110016）

鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕等優(yōu)異的性能，在航空、航天、汽車、船舶等工業(yè)領(lǐng)域中占據(jù)極其重要的地位[1-3]。TC4 鈦合金是一種應(yīng)用極其廣泛的中等強(qiáng)度的α+β 型兩相鈦合金，占鈦合金總產(chǎn)量的50%，其中TC4 鈦合金加工件占到全部鈦合金加工件的95%以上[4-7]。

焊接是復(fù)雜結(jié)構(gòu)鈦合金構(gòu)件制造過程中的一個(gè)重要工藝環(huán)節(jié)，通常用的焊接方式主要有氬弧焊、埋弧焊、真空電子束焊等，上述技術(shù)均為高溫下熔焊。焊接過程鈦合金易氧化及產(chǎn)生裂紋、氣孔等缺陷，同時(shí)熔焊存在的較大溫度梯度也會(huì)導(dǎo)致焊縫區(qū)與母材區(qū)的組織差異較大，這都會(huì)顯著降低焊接零部件的性能可靠性。隨著材料科學(xué)及工程技術(shù)不斷發(fā)展，為解決同種或異種材料間高可靠性連接問題，擴(kuò)散連接技術(shù)成為了材料連接領(lǐng)域研究熱點(diǎn)之一[8-11]。

國(guó)內(nèi)外相關(guān)學(xué)者在鈦合金擴(kuò)散連接方面開展了相關(guān)研究工作。CALVO 等[12]研究了850 ℃溫度下TC4 鈦合金的擴(kuò)散連接工藝，發(fā)現(xiàn)該溫度下可以獲得質(zhì)量良好的連接接頭。LEE 等[13]對(duì)TC4 鈦合金在連接溫度范圍850～950 ℃時(shí)的擴(kuò)散連接工藝及其高溫氧化行為進(jìn)行了研究。SANDERS 等[14]通過試驗(yàn)驗(yàn)證得出TC4 鈦合金薄板的最佳擴(kuò)散連接溫度為900～950 ℃。施曉琦[15]對(duì)TC4 鈦合金單層板加強(qiáng)結(jié)構(gòu)SPF/DB 工藝進(jìn)行了研究，得到最優(yōu)擴(kuò)散連接溫度為920 ℃。盡管擴(kuò)散連接為非高溫下熔焊，但擴(kuò)散連接后TC4 鈦合金的力學(xué)性能仍有一定程度的降低[16]。

擴(kuò)散連接工藝可以實(shí)現(xiàn)合金完全冶金結(jié)合，但是針對(duì)擴(kuò)散區(qū)性能降低的原因及調(diào)控技術(shù)的報(bào)道較少。本文研究發(fā)現(xiàn)采用鍛造處理可以提高擴(kuò)散連接TC4 鈦合金的性能，因此通過開展鍛造工藝實(shí)驗(yàn)，探索連接界面的顯微組織及力學(xué)性能的變化規(guī)律，為航空航天領(lǐng)域高性能鈦合金擴(kuò)散連接構(gòu)件的研發(fā)提供新的思路以及數(shù)據(jù)支持和理論支撐。

1 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本實(shí)驗(yàn)的材料是TC4 鈦合金鍛造棒材，規(guī)格為直徑100 mm，其化學(xué)成分見表1。合金原始棒材的顯微組織如圖1 所示，為等軸α 相和少量β 相組成。采用金相法測(cè)得其相變點(diǎn)溫度為（997±5）℃。

圖1 TC4鈦合金金相顯微組織（a）和掃描顯微組織（b）Fig.1 Metallographic microstructure （a） and SEM microstructure （b） of TC4 titanium alloy

表1 TC4鈦合金棒材化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of TC4 titanium alloy bar單位：%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

材料表面狀態(tài)（粗糙度、清潔度等）影響著擴(kuò)散連接的質(zhì)量。首先采用機(jī)械球磨的方式對(duì)TC4 鈦合金棒材的連接端面進(jìn)行打磨至表面粗糙度R=0.08；隨后依次采用石油醚和酒精進(jìn)行清洗去除油污等雜質(zhì)，處理后的連接端面表面形貌如圖2 所示，存在磨拋處理產(chǎn)生的微觀溝壑條紋；最后在擴(kuò)散連接爐（型號(hào)RD500HI）中進(jìn)行保溫保壓實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合。相關(guān)研究表明TC4 鈦合金在溫度850～950 ℃、壓力120～160 MPa、保溫時(shí)間4～6 h 的熱等靜壓工藝參數(shù)下擴(kuò)散連接質(zhì)量良好[13-18]，所以本文采用的擴(kuò)散連接工藝參數(shù)為：溫度950 ℃、壓力140 MPa、保溫時(shí)間4 h，隨爐冷卻。

圖2 連接端面三維形貌Fig.2 Three-dimensional connection surface

采用表2 的鍛造工藝對(duì)擴(kuò)散連接棒材進(jìn)行鍛造加工。按照?qǐng)D3所示，在原始棒材、擴(kuò)散連接棒材及不同變形量的鍛件內(nèi)部分別切取力學(xué)性能測(cè)試試樣，其中擴(kuò)散連接界面處于試樣的中心部位且與拉伸載荷方向垂直，參照GB/T 228.1—2010金屬材料拉伸試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)要求，在TSE504D萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，拉伸強(qiáng)度和延伸率取3支試樣的算數(shù)平均值。

表2 鍛造工藝參數(shù)Table 2 Forging process parameters

金相樣品通過線切割從擴(kuò)散連接件上獲取，切割時(shí)以擴(kuò)散連接界面為基準(zhǔn)向垂直于界面方向的兩側(cè)母材各延伸10 mm，同時(shí)平行于界面方向截取長(zhǎng)度20 mm，獲得面積為20 mm× 20 mm 的金相試樣，然后進(jìn)行機(jī)械磨拋，采用V(HNO3)∶V(HF)∶V(H2O）=1∶2∶7 的腐蝕液對(duì)樣品進(jìn)行腐蝕。采用型號(hào)為ZEISS AXIOVERT 200 MAT 的金相顯微鏡（OM）觀察試樣連接界面區(qū)的金相組織。采用型號(hào)為TESCAN MIRA 的掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行試樣連接界面區(qū)的顯微組織觀察和斷口分析。采用型號(hào)為DISCOVERXRD 的X 射線衍射儀（XRD）對(duì)試樣連接界面區(qū)進(jìn)行物相分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 擴(kuò)散連接界面處顯微組織

TC4 鈦合金棒材擴(kuò)散連接界面處的顯微組織如圖4所示。由樣品擴(kuò)散連接的位置，確定擴(kuò)散連接界面如圖4（a）中所示，擴(kuò)散連接界面處的組織與原始棒材（圖1）的組織保持一致，由等軸α 相和少量β 相組成（圖4（b））。在界面處未發(fā)現(xiàn)明顯的孔洞等缺陷，這說明采用溫度950 ℃、壓力140 MPa、保溫時(shí)間4 h，隨爐冷卻的擴(kuò)散連接工藝得到的TC4 鈦合金連接棒材界面結(jié)合良好，實(shí)現(xiàn)了完全的冶金結(jié)合。擴(kuò)散連接是互相接觸的材料表面在高溫、高壓和真空或保護(hù)氣體的作用下，相互靠近從而發(fā)生局部塑性變形，經(jīng)過一定時(shí)間后結(jié)合層的原子相互擴(kuò)散，實(shí)現(xiàn)各種材料、特殊結(jié)構(gòu)的連接，最終形成整體可靠連接的過程。連接過程中金屬材料不發(fā)生熔化和宏觀塑性變形，直接通過固相原子相互擴(kuò)散達(dá)到連接目的，避免了普通焊接中因金屬熔化而產(chǎn)生的缺陷[19-22]。該研究中TC4 鈦合金棒材在壓力作用下，互相接觸的擴(kuò)散連接面會(huì)發(fā)生微小的塑性變形，同時(shí)，高溫下Ti、Al 和V 原子相互擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)連接。與傳統(tǒng)TC4鈦合金熔焊相比，擴(kuò)散連接TC4 鈦合金連接區(qū)域沒有出現(xiàn)明顯的焊縫區(qū)、熱影響區(qū)等焊接組織。這是因?yàn)閿U(kuò)散連接溫度一般低于母材熔點(diǎn)，為0.5～0.8Tm（Tm為熔點(diǎn)溫度），本實(shí)驗(yàn)擴(kuò)散連接溫度950 ℃為0.57Tm，因此在擴(kuò)散連接過程中不會(huì)發(fā)生合金熔化現(xiàn)象。同時(shí)由于擴(kuò)散連接溫度低于合金相變點(diǎn)（（997±5） ℃），因此擴(kuò)散連接區(qū)的顯微組織不會(huì)發(fā)生顯著變化，母材區(qū)的組織接近，與原始棒材組織保持一致（圖1）。

圖4 擴(kuò)散連接界面處金相顯微組織（a）和掃描顯微組織(b)Fig.4 Metallographic microstructure (a) and SEM microstructure (b) at diffusion bonding interface

TC4 鈦合金棒材擴(kuò)散連接過程具體可分為3 個(gè)階段[23]，該過程示意圖如圖5 所示。其中第1 階段為物理接觸階段，高溫下對(duì)相互接觸的TC4 鈦合金棒材施加壓力后，圖5（a）中的溝壑凸起部分優(yōu)先接觸后發(fā)生塑性變形，在持續(xù)壓力作用下，連接面的接觸面積逐漸增大，形成如圖5（b）中所示的局部物理接觸；第2階段為TC4鈦合金棒材表面擴(kuò)散及界面推移階段：在壓力作用下接觸面積增加后，界面處原子在高溫下會(huì)發(fā)生擴(kuò)散遷移，經(jīng)過一定時(shí)間保溫后，如圖5（b）中界面推移所示的界面間的間隙逐漸減小，擴(kuò)散的結(jié)合面逐步增加；第3階段為TC4鈦合金棒材界面和孔洞愈合階段：在原子互相擴(kuò)散作用下，界面處的孔洞逐漸消失，經(jīng)過如圖5（b）中的界面愈合過程，合金棒材實(shí)現(xiàn)完全冶金擴(kuò)散結(jié)合（圖4）。

圖5 端面三維輪廓(a) 和擴(kuò)散連接過程(b)示意Fig.5 Schematic diagram of three-dimensional profile of end face (a) and diffusion connection process (b)

2.2 擴(kuò)散連接界面處元素分布

擴(kuò)散連接在圖5（b）所示第3階段剛開始形成緊密接觸時(shí)，材料間所產(chǎn)生的結(jié)合力還不足以產(chǎn)生原子量級(jí)的牢固連接。隨著擴(kuò)散連接時(shí)間的延長(zhǎng)，在高溫的作用下表面的原子發(fā)生接觸活化，表面原子的激活會(huì)導(dǎo)致原子的運(yùn)動(dòng)脫離原來位置而進(jìn)入新平衡位置，產(chǎn)生新的原子與電子間相互作用，之后獲得原子量級(jí)的牢固連接[24]。在TC4鈦合金擴(kuò)散連接過程中，Ti原子優(yōu)先發(fā)生擴(kuò)散且擴(kuò)散速率最快，V屬于近Ti原子，擴(kuò)散能力次之，而Al原子擴(kuò)散速度較慢[25,4]。對(duì)圖4（a）中擴(kuò)散界面及其相鄰區(qū)域的元素分布進(jìn)行檢測(cè)，EDS測(cè)試結(jié)果如圖6所示，從圖6中可以看出，在選擇的實(shí)驗(yàn)制度之下，TC4鈦合金棒材擴(kuò)散連接界面所在區(qū)域的合金元素分布均勻，擴(kuò)散速度較慢的Al原子也發(fā)生了充分的擴(kuò)散，未發(fā)現(xiàn)合金元素偏析現(xiàn)象。鈦合金在高溫下與氧具有較大的活性，因此擴(kuò)散連接過程中會(huì)在棒材擴(kuò)散端表面形成一層氧化膜，由于氧化膜的厚度小于3 μm，并且O元素的特征X射線能量較低容易被吸收，所以EDS的測(cè)試結(jié)果中O元素在擴(kuò)散界面處的衍射峰沒有明顯高于基體處。

圖6 擴(kuò)散連接界面處元素分布Fig.6 Element distribution at diffusion connection interface

2.3 變形量對(duì)擴(kuò)散連接處顯微組織影響

采用20%、40%和60%的變形量對(duì)擴(kuò)散連接后的TC4鈦合金棒材進(jìn)行鍛造處理。圖7所示為經(jīng)過不同變形量鍛造后界面區(qū)域的顯微組織，可以發(fā)現(xiàn)，鍛造后的棒材與原始棒材（圖1）以及擴(kuò)散連接后的棒材（圖4）顯微組織不同，發(fā)生了明顯的變化。鍛造后的擴(kuò)散連接界面完全消失，顯微組織中出現(xiàn)了次生α相，整個(gè)棒材由等軸α相、次生α相及少量β相組成。

圖7 不同變形量條件下鍛造后的擴(kuò)散連接界面區(qū)金相顯微組織和掃描顯微組織形貌：(a)、(b) 20%；(c)、(d) 40%；(e)、(f) 60%Fig.7 Metallographic microstructure and SEM microstructure of diffusion bonding interface area after forging under different deformation: (a),(b) 20%；(c),(d) 40%；(e),(f) 60%

圖8 所示為不同狀態(tài)下TC4鈦合金的XRD圖譜，可以看出原始棒材、擴(kuò)散連接后以及經(jīng)過鍛造后擴(kuò)散連接區(qū)域均出現(xiàn)了多角度的α相衍射峰和短小而尖銳的β相衍射峰。衍射峰的形狀獨(dú)立，角度的寬幅較小，沒有明顯的寬化現(xiàn)象，表明合金的結(jié)晶情況良好，晶粒度適中。鍛造處理后，衍射峰的位置未發(fā)生偏移，僅隨著變形量的增加，（002）α衍射峰的強(qiáng)度增強(qiáng)。次生α相生長(zhǎng)具有擇優(yōu)取向的特點(diǎn)，反映在XRD圖譜中，表現(xiàn)出較強(qiáng)的（002）α衍射峰[26]。結(jié)合圖7 與圖8 分析相組成與組織演變之間規(guī)律，鍛造過程不僅可以增大元素的固溶度，提升原子擴(kuò)散速率，促進(jìn)沿晶界富集的等軸α相穩(wěn)定元素Al在β相內(nèi)均勻分布，便于均勻形核，加快β相向α相轉(zhuǎn)變。還可以增大β相和等軸α相的自由能差，提升相變驅(qū)動(dòng)力，從而促進(jìn)了次生α相的析出[27]，因此，鍛造后的界面區(qū)域的組織如圖7和圖8所示，由等軸α相、次生α相及少量β相組成。

圖8 不同狀態(tài)的TC4鈦合金XRD圖譜Fig.8 XRD patterns of TC4 titanium alloy in different states

變形量對(duì)鍛造加工后擴(kuò)散連接界面處合金組織種類影響不大，但是對(duì)等軸α相的尺寸和次生α相的含量卻存在一定的影響。圖9所示為原始棒材、擴(kuò)散連接棒材及鍛造后棒材內(nèi)部等軸α 相的尺寸變化規(guī)律，擴(kuò)散連接后等軸α 相的尺寸由15 μm 增大到26 μm。等軸α 相尺寸的長(zhǎng)大是由于擴(kuò)散連接過程中，較高的溫度為等軸α 相的長(zhǎng)大提供了驅(qū)動(dòng)力，導(dǎo)致其尺寸顯著增大。隨著鍛造變形量的增加，等軸α相平均尺寸從鍛造前的26 μm 分別降低到20%、40%、60%變形量的21、18、16 μm。在鍛造過程中大尺寸等軸α 相被破碎，逐漸實(shí)現(xiàn)球化、細(xì)化，最終表現(xiàn)出隨變形量的增加，等軸α 相的尺寸逐漸減小。從圖7（b）、圖7（d）、圖7（f）可以看出，隨變形量的增加，等軸α相尺寸呈現(xiàn)降低趨勢(shì)的同時(shí)次生α相（β轉(zhuǎn)變組織）含量逐漸增加。變形量較小時(shí)，位錯(cuò)密度、空位密度和空位團(tuán)密度也相對(duì)較小，次生α 相優(yōu)先在相界和晶界處形核，并向β相內(nèi)長(zhǎng)大形成層片狀次生α。隨變形量增加，β 相內(nèi)產(chǎn)生大量位錯(cuò)和空位團(tuán)等缺陷，次生α 相在晶界、相界和β 相內(nèi)同時(shí)形核與長(zhǎng)大，導(dǎo)致次生α相的含量逐漸增加[28]；另一方面，隨著變形程度的增加，TC4 鈦合金棒材的比表面積增大，冷卻速度加快，產(chǎn)生的次生α相來不及長(zhǎng)大[29]，導(dǎo)致析出的次生α相尺寸較小，含量增加。

圖9 不同狀態(tài)下的等軸α相尺寸Fig.9 Size of equiaxial α phase in different states

2.4 變形量對(duì)擴(kuò)散連接界面力學(xué)性能的影響

圖10 所示為原始棒材、擴(kuò)散連接棒材及鍛造后TC4 鈦合金棒材的室溫拉伸性能，原始態(tài)的TC4 鈦合金棒材抗拉強(qiáng)度為960 MPa，延伸率為20.6%。包含擴(kuò)散連接區(qū)域的擴(kuò)散連接棒材的抗拉強(qiáng)度為938 MPa，強(qiáng)度為原始態(tài)棒材的97.7%，達(dá)到95%以上，其延伸率僅為7%。擴(kuò)散連接后TC4 鈦合金棒材的強(qiáng)度和塑性均下降，特別是塑性降低明顯。這是由于擴(kuò)散連接過程中在棒材擴(kuò)散端表面形成的氧化膜對(duì)界面的冶金結(jié)合有一定的阻礙作用[30]，同時(shí)由于高溫下等軸α 相尺寸會(huì)顯著增大（如圖9所示），這些因素均導(dǎo)致擴(kuò)散連接后合金的強(qiáng)度和塑性均呈現(xiàn)下降趨勢(shì)[31]。

圖10 不同狀態(tài)下的TC4鈦合金棒材的力學(xué)性能Fig.10 Mechanical properties of TC4 titanium alloy bars in different states

TC4鈦合金棒材經(jīng)過鍛造后，抗拉強(qiáng)度由938 MPa提高到950 MPa 以上，延伸率由7%提高到14%以上（圖10），接近并達(dá)到原始棒材的性能。鍛造后強(qiáng)度和塑性的升高，一方面是由于等軸α相顯著細(xì)化、次生α相數(shù)量增多，增加的相界在拉伸過程中可以有效地抑制位錯(cuò)源的開動(dòng)，在細(xì)晶強(qiáng)化和兩相界面強(qiáng)化的作用下，合金的強(qiáng)度會(huì)有一定的提升；另一方面，在鍛造變形過程中，高溫下擴(kuò)散連接界面處形成的氧化膜會(huì)發(fā)生破裂，進(jìn)而促進(jìn)元素?cái)U(kuò)散，使界面完全消失（圖7），進(jìn)一步提高了界面的冶金結(jié)合質(zhì)量，提升合金的強(qiáng)度和延伸率。因此，隨著鍛造變形量的增加，在等軸α相細(xì)化與次生α相增殖協(xié)同作用下，擴(kuò)散連接合金的抗拉強(qiáng)度升高，特別是當(dāng)變形量達(dá)到60%時(shí)，其抗拉強(qiáng)度達(dá)956 MPa，與原始棒材的強(qiáng)度相當(dāng)。但由于鍛造變形后生成的次生α相導(dǎo)致的相界增多，對(duì)滑移的阻力增大，能夠迅速在相界和晶界處產(chǎn)生位錯(cuò)塞積，促進(jìn)拉伸過程中孔洞和裂紋的過早形成，因此當(dāng)變形量達(dá)到60%時(shí)合金的塑性又有所降低[32]，延伸率呈現(xiàn)降低趨勢(shì)。當(dāng)變形量為40%時(shí)，等軸α相和次生α相含量達(dá)到較優(yōu)匹配度，其抗拉強(qiáng)度為950 MPa，延伸率為17.5%，為較優(yōu)鍛造工藝。

圖11 所示為不同狀態(tài)TC4鈦合金棒材拉伸斷口形貌，原始棒材斷口表面可見大量的韌窩（圖11（a）），為典型的韌性斷裂。圖11（b）為擴(kuò)散連接棒材的斷口形貌，斷口宏觀形貌表面較為平整，未見韌窩，試樣在擴(kuò)散連接界面處發(fā)生斷裂，屬于典型的脆性斷裂[31]；在該斷口表面存在黑色塊狀物，經(jīng)能譜分析，Ti 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為79.39%，O 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4.50%，C 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為7.84%，因此可以判定為氧化物，這些氧化物的存在也是導(dǎo)致如圖10 中所示擴(kuò)散連接后TC4 鈦合金棒材強(qiáng)塑性降低的原因。圖11（c）—圖11（e）為不同變形量鍛造態(tài)試樣的斷口形貌，斷口中心區(qū)域?yàn)槔w維區(qū)，外部一圈為剪切唇，周圍還伴有撕裂棱，表面可以看到大小不一、分布不均的韌窩以及孔洞，裂紋源的位置處于纖維區(qū)，斷裂發(fā)生過程中會(huì)經(jīng)歷孔洞成核、生長(zhǎng)、直到孔洞融合，與原始狀態(tài)試樣的斷裂形式相同，為典型的韌性斷裂。變形量為40%時(shí)，斷口上纖維區(qū)所占比例較大，試樣的塑性較好。變形量為60%時(shí)，纖維區(qū)的孔洞數(shù)量較多，有利于孔洞的聯(lián)生和裂紋的擴(kuò)展，導(dǎo)致試樣的塑性降低[33-35,10]。斷口形貌表現(xiàn)出的試樣斷裂方式，與圖10中的力學(xué)測(cè)試結(jié)果保持一致。

圖11 不同狀態(tài)下的TC4鈦合金棒材拉伸斷口的形貌：（a）原始；（b） 擴(kuò)散連接；（c） 變形量20%；（d） 變形量40%；（e） 變形量60%Fig.11 Tensile fracture morphology of TC4 titanium alloy bar in different states: (a) original; (b) diffusion bonding interface;(c) deformation is 20%; (d) deformation is 40%; (e) deformation is 60%

3 結(jié) 論

1）鍛造后擴(kuò)散連接界面完全消失，促進(jìn)了次生α相的析出，擴(kuò)散連接界面所在區(qū)域的顯微組織由等軸α相、次生α相和少量的β相組成。

2）鍛造過程中等軸α相被破碎，實(shí)現(xiàn)球化、細(xì)化，隨著變形量的增加，等軸α 相尺寸降低，次生α 相的體積分?jǐn)?shù)增大。

3）隨著鍛造變形量的增加，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)升高趨勢(shì)，當(dāng)變形量為40%時(shí)，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到950 MPa，延伸率達(dá)到17.5%。鍛造后合金的斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。