Ti6Al4V和Al12A12的扩散连接界面组织及力学性能

工程科学学报，第39卷，第7期：1036-1040,2017年7月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.7:1036-1040,July 2017 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2017.07.008:http://journals..ustb.edu.cn Ti6Al4V和A2A12的扩散连接界面组织及力学性能 黄西娜，郎利辉四，王 刚，段文 北京航空航天大学机械工程及自动化学院，北京100191 ☒通信作者，E-mail:lang@buaa.edu.cn 摘要采用热等静压(HP)工艺连接A2A12和T6A4V两种不同的航空航天用材料.利用扫描电镜、能谱仪和X射线衍 射仪观察连接过渡区的微观组织和组成的演化，并测试其主要的力学性能.结果表明：采用热等静压制备这两种材料的界面 连接好：T/A1反应层界面处形成了不同的金属间化合物，例如，A山，Ti、TiAL和TiA;连接接头处硬度为163HV,界面连接处剪 切强度达到了23MP,比只添加镀层而无中间层的连接强度提高了约17.9%，但低于带有中间层的连接强度.由于过烧和孔 隙的形成使得断裂方式是脆性断裂.由此可知，在热等静压成形过程中异种材料的元素发生了相互扩散，在扩散连接处形成 了不同的金属间化合物，这些金属间化合物影响连接处的力学性能 关键词热等静压：扩散连接：微观组织：剪切强度：硬度 分类号TG146.2 Microstructure and mechanical properties of Ti6Al4V and Al2A12 diffusion bonding interface HUANG Xi-na,LANG Li-hui,WANG Gang,DUAN Wen School of Mechanical Engineeringand Automation,Beihang University,Beijing 100191,China Corresponding author,E-mail:lang@buaa.edu.cn ABSTRACT Hot isostatic pressing (HIP)was used to join two dissimilar aerospace alloys,namely Al2A12 and Ti6Al4V,for the first time.The microstructure and compositional evolutions were evaluated in the joint interface by scanning electron microscopy,ener- gy dispersive spectroscopy,and X-ray diffraction.The microhardness and shear strength tests were applied to study the mechanical properties of the joints.As a result,different intermetallic compounds (e.g.,Al,Ti,TiAl,and TiAl)form in the reaction layer of Ti/Al.The findings show that the microhardness value of the joint region is 163 HV.The highest strength in the bonding zone is 23 MPa,which exhibites a 17.9%improvement compared to that only with Cu coating,but is lower than the bonding strength with the in- terlayer.The fracture mode is brittle fracture due to overburden and void formation.The elements of dissimilar materials diffuse into each other during the HIP.Furthermore,various intermetallic compounds form at the interface,which affects the mechanical proper- ties of the joints. KEY WORDS hot isostatic pressing:diffusion bonding:microstructure:shear strength:microhardness 随着结构件功能性需求的日益增强，功能结构一 能、减震等多种性能.2A12铝合金（A2A12)和 体化材料在很多领域引起了人们的重视，尤其是在航T6A4V钛合金因为它们的低密度、高比强度和良好 空、航天、汽车和军事工业领域.以军用飞机结构件为 的耐蚀性而广泛用于航空航天领域习.在一些特殊 例，新型材料要求具有高的飞行速度、长的寿命、隐身 的结构件中，将A12A12和Ti6A4V连接到一起使用对 性能等，要求飞机关键零部件在具有传统高强度和高 于提高结构件的性能、减轻重量和降低成本具有重大 刚度的基础上具有质量轻、耐高温、防腐蚀、抗摩擦、吸 的意义0.Ti6A4V是目前研究和应用最多的钛合金 收稿日期：2016-一11一10

工程科学学报，第 39 卷，第 7 期: 1036--1040，2017 年 7 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 39，No． 7: 1036--1040，July 2017 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2017． 07． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn Ti6Al4V 和 Al2A12 的扩散连接界面组织及力学性能 黄西娜，郎利辉，王 刚，段 文 北京航空航天大学机械工程及自动化学院，北京 100191 通信作者，E-mail: lang@ buaa． edu． cn 摘 要 采用热等静压( HIP) 工艺连接 Al2A12 和 Ti6Al4V 两种不同的航空航天用材料． 利用扫描电镜、能谱仪和 X 射线衍 射仪观察连接过渡区的微观组织和组成的演化，并测试其主要的力学性能． 结果表明: 采用热等静压制备这两种材料的界面 连接好; Ti /Al 反应层界面处形成了不同的金属间化合物，例如，Al3Ti、TiAl2和 TiAl; 连接接头处硬度为 163 HV，界面连接处剪 切强度达到了 23 MPa，比只添加镀层而无中间层的连接强度提高了约 17. 9% ，但低于带有中间层的连接强度． 由于过烧和孔 隙的形成使得断裂方式是脆性断裂． 由此可知，在热等静压成形过程中异种材料的元素发生了相互扩散，在扩散连接处形成 了不同的金属间化合物，这些金属间化合物影响连接处的力学性能． 关键词 热等静压; 扩散连接; 微观组织; 剪切强度; 硬度 分类号 TG146. 2 Microstructure and mechanical properties of Ti6Al4V and Al2A12 diffusion bonding interface HUANG Xi-na，LANG Li-hui ，WANG Gang，DUAN Wen School of Mechanical Engineeringand Automation，Beihang University，Beijing 100191，China Corresponding author，E-mail: lang@ buaa． edu． cn ABSTＲACT Hot isostatic pressing ( HIP) was used to join two dissimilar aerospace alloys，namely Al2A12 and Ti6Al4V，for the first time． The microstructure and compositional evolutions were evaluated in the joint interface by scanning electron microscopy，ener￾gy dispersive spectroscopy，and X-ray diffraction． The microhardness and shear strength tests were applied to study the mechanical properties of the joints． As a result，different intermetallic compounds ( e． g． ，Al3Ti，TiAl2，and TiAl) form in the reaction layer of Ti /Al． The findings show that the microhardness value of the joint region is 163 HV． The highest strength in the bonding zone is 23 MPa，which exhibites a 17. 9% improvement compared to that only with Cu coating，but is lower than the bonding strength with the in￾terlayer． The fracture mode is brittle fracture due to overburden and void formation． The elements of dissimilar materials diffuse into each other during the HIP． Furthermore，various intermetallic compounds form at the interface，which affects the mechanical proper￾ties of the joints． KEY WOＲDS hot isostatic pressing; diffusion bonding; microstructure; shear strength; microhardness 收稿日期: 2016--11--10 随着结构件功能性需求的日益增强，功能结构一 体化材料在很多领域引起了人们的重视，尤其是在航 空、航天、汽车和军事工业领域． 以军用飞机结构件为 例，新型材料要求具有高的飞行速度、长的寿命、隐身 性能等，要求飞机关键零部件在具有传统高强度和高 刚度的基础上具有质量轻、耐高温、防腐蚀、抗摩擦、吸 能、减 震 等 多 种 性 能． 2A12 铝 合 金 ( Al2A12 ) 和 Ti6Al4V 钛合金因为它们的低密度、高比强度和良好 的耐蚀性而广泛用于航空航天领域［1--3］． 在一些特殊 的结构件中，将 Al2A12 和 Ti6Al4V 连接到一起使用对 于提高结构件的性能、减轻重量和降低成本具有重大 的意义［4］． Ti6Al4V 是目前研究和应用最多的钛合金

黄西娜等：Ti6A4V和A12A12的扩散连接界面组织及力学性能 ·1037· 材料，因此对于该种材料与其他金属连接的研究已经 接是可行的，但是由于这两种材料的表面容易形成致 有了很大的进展，目前已经采用的连接方法有摩擦焊、 密的氧化膜，镀铜工序复杂且十分困难，再加上S基 压力焊、扩散连接等5-刀.其中扩散连接的方法正逐渐 合金的制备也存在一定的难度，本文初步提出了两种 成为最典型的应用之一.因为它可以解决异种合金材 材料无镀层和无中间层的直接热等静压扩散连接制 料熔点、热导率、热膨胀系数等物理性能差异所带来的 备，并将该种方法第一次应用到A12A12粉末和 一些问题 Ti6A4V固体上. 一些学者已经对铝合金和钛合金的液相扩散连接 本文作者采用热等静压技术连接A2A12粉末和 进行了研究.Alhazaa与Khan对带有l00um厚Sn Ti6A4V固体，测试连接处的硬度和剪切强度，对扩散 基中间层的镀铜的A7075和T6A14V的扩散连接进 层中生成的金属间化合物进行分析，并研究金属间化 行了研究，指出扩散连接强度随时间增加而提高.此 合物对接头区力学性能的影响. 外，Kenevisi与Khoie可研究了放置50um厚Sn基中间 层的镀铜的A7075和Ti6A4V的扩散连接，表明对于 1实验 A7075和Ti6A4V两种材料，最大剪切强度是在扩散 1.1实验材料 连接进行了6Omin时得到的.在此之后，Samavatian 实验采用的Ti6A4V试样是30mm×60mm的圆 等u@成功连接了中间层厚度为80μm的纯Sn箔的镀 柱形固体，A2A12预合金粉末是由陕西海宝特种金属 铜的A12024和T6A4V,提出硬度和剪切强度与扩散 材料有限公司提供的，包套材料是不锈钢.A2A12预 连接时间有着直接的关系.Alhazaa等研究了只有 合金粉末表面形貌如图1所示，主要是直径为150~ 铜镀层而无任何中间层的A17075和Ti6Al4V的扩散 180um的球形粉.Al2A12和Ti6A4V的化学成分如 连接，发现随着连接时间的增加，接头的均匀性更好 表1所示. 这些研究说明，带有中间层和镀层的T雪/1的扩散连 表1基体材料的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical compositions of the parent metals 名 合金 Al Cu Si Fe Mn Mg Zn 其他 A2A12 基体 0.15 4.1 0.5 0.5 0.4 1.5 0.3 0 0.15 Ti6Al4V 6.2 基体 0 0 0.3 0 0 0 4.1 0.20 A2AI2粉末 -200um 图1A2A12预合金粉表面形貌 Fig.1 Surface morphology of the Al2A12 power Ti6A14V实体 1.2实验步骤 图2扩散连接示意图 首先，将T6A4V试样放置在包套的底部.不锈 Fig.2 Schematic diagram of the diffusion bonding 钢包套的厚度是3mm:其次，焊合包套，预留装粉孔， 连接后的试样用SiC砂纸进行打磨，然后用kl- 然后，填充A2A12粉末并震动，焊封包套，用-620 ler's(1.5mL盐酸，2.5mL硝酸，1mL氢氟酸和95 分子泵将真空抽至1.0×104Pa;最后利用艾波比集 mL蒸馏水)和krol's(5mL氢氟酸，5mL硝酸和90 团生产的QIH-一15设备进行热等静压，工艺参数如下： mL蒸馏水)试剂进行腐蚀，用作金相实验分析 温度为590℃，压力为130MPa,保温保压时间是2.5h. 1.3性能检测 图2是扩散连接的示意图，其中剖面线代表T6A4V 采用JSM6010扫描电镜(SEM)和CamScan3400 固体，圆形表示A2A12粉末. 能谱仪(EDS)观察接头区域的微观组织并确定其化学

黄西娜等: Ti6Al4V 和 Al2A12 的扩散连接界面组织及力学性能 材料，因此对于该种材料与其他金属连接的研究已经 有了很大的进展，目前已经采用的连接方法有摩擦焊、 压力焊、扩散连接等［5--7］． 其中扩散连接的方法正逐渐 成为最典型的应用之一． 因为它可以解决异种合金材 料熔点、热导率、热膨胀系数等物理性能差异所带来的 一些问题［8］． 一些学者已经对铝合金和钛合金的液相扩散连接 进行了研究． Alhazaa 与 Khan［8］对带有 100 μm 厚 Sn 基中间层的镀铜的 Al7075 和 Ti6Al4V 的扩散连接进 行了研究，指出扩散连接强度随时间增加而提高． 此 外，Kenevisi 与 Khoie［9］研究了放置 50 μm 厚 Sn 基中间 层的镀铜的 Al7075 和 Ti6Al4V 的扩散连接，表明对于 Al7075 和 Ti6Al4V 两种材料，最大剪切强度是在扩散 连接进行了 60 min 时得到的． 在此之后，Samavatian 等［10］成功连接了中间层厚度为 80 μm 的纯 Sn 箔的镀 铜的 Al2024 和 Ti6Al4V，提出硬度和剪切强度与扩散 连接时间有着直接的关系． Alhazaa 等［11］研究了只有 铜镀层而无任何中间层的 Al7075 和 Ti6Al4V 的扩散 连接，发现随着连接时间的增加，接头的均匀性更好． 这些研究说明，带有中间层和镀层的 Ti /Al 的扩散连 接是可行的，但是由于这两种材料的表面容易形成致 密的氧化膜，镀铜工序复杂且十分困难，再加上 Sn 基 合金的制备也存在一定的难度，本文初步提出了两种 材料无镀层和无中间层的直接热等静压扩散连接制 备，并将该种方法第一次应用到 Al2A12 粉 末 和 Ti6Al4V 固体上． 本文作者采用热等静压技术连接 Al2A12 粉末和 Ti6Al4V 固体，测试连接处的硬度和剪切强度，对扩散 层中生成的金属间化合物进行分析，并研究金属间化 合物对接头区力学性能的影响． 1 实验 1. 1 实验材料 实验采用的 Ti6Al4V 试样是 30 mm × 60 mm 的圆 柱形固体，Al2A12 预合金粉末是由陕西海宝特种金属 材料有限公司提供的，包套材料是不锈钢． Al2A12 预 合金粉末表面形貌如图 1 所示，主要是直径为 150 ～ 180 μm 的球形粉． Al2A12 和 Ti6Al4V 的化学成分如 表 1 所示． 表 1 基体材料的化学成分 ( 质量分数) Table 1 Chemical compositions of the parent metals % 合金 Al Ti Cu Si Fe Mn Mg Zn V 其他 Al2A12 基体 0. 15 4. 1 0. 5 0. 5 0. 4 1. 5 0. 3 0 0. 15 Ti6Al4V 6. 2 基体 0 0 0. 3 0 0 0 4. 1 0. 20 图 1 Al2A12 预合金粉表面形貌 Fig． 1 Surface morphology of the Al2A12 power 1. 2 实验步骤 首先，将 Ti6Al4V 试样放置在包套的底部． 不锈 钢包套的厚度是 3 mm; 其次，焊合包套，预留装粉孔， 然后，填充 Al2A12 粉末并震动，焊封包套，用 FJ--620 分子泵将真空抽至 1. 0 × 10 － 4 Pa; 最后利用艾波比集 团生产的 QIH--15 设备进行热等静压，工艺参数如下: 温度为590 ℃，压力为130 MPa，保温保压时间是2. 5 h． 图 2 是扩散连接的示意图，其中剖面线代表 Ti6Al4V 固体，圆形表示 Al2A12 粉末． 图 2 扩散连接示意图 Fig． 2 Schematic diagram of the diffusion bonding 连接后的试样用 SiC 砂纸进行打磨，然后用 kel￾ler’s ( 1. 5 mL 盐酸，2. 5 mL 硝酸，1 mL 氢氟酸 和 95 mL 蒸馏水) 和 kroll’s ( 5 mL 氢氟酸，5 mL 硝酸和 90 mL 蒸馏水) 试剂进行腐蚀，用作金相实验分析． 1. 3 性能检测 采用 JSM 6010 扫描电镜( SEM) 和 CamScan 3400 能谱仪( EDS) 观察接头区域的微观组织并确定其化学 · 7301 ·

·1038· 工程科学学报，第39卷，第7期 成分：利用D/Max-2500X射线衍射仪分析连接处的 物相组成：选取三组试样，采用CMT5305拉伸试验机 2结果与讨论 测定剪切强度，剪切试样尺寸如图3所示，其中α是试 2.1连接区域的微观组织和成分变化 样总厚度，a是试样的基材厚度，a,是Al2A12层厚度， 热等静压扩散连接的Ti6Al4V固体和A12A12粉 W是试样受剪切面厚度：通过FM800硬度仪，在1.96 末的扫描电镜照片如4(a)所示.从图中可以清晰地 N和15s的条件下测量连接接头处的硬度. 观察到试样由三种不同的区域组成，从左到右依次是 20 Ti6A4V、扩散层和A12A12,扩散层的宽度约为100m. 扩散层厚度和时间的关系可用公式()表示四 y=(K). (1) 式中：y是扩散层厚度，m:t是扩散反应时间，s;K是相 的增长率常数，ms:n是反应动力学指数. Ti和A!原子的扩散是扩散区形成的主要原因. 但是两者的扩散速率存在差异，其中A!原子的扩散比 Ti原子快.所以Ti/A1反应层的宽度与扩散区不同， 65 图4(a)能谱的线图与该结论一致. 图3标准剪切试样（单位：mm) 图4(a)中的红线代表Al,绿线代表Ti.从图中可 Fig.3 Standard specimens for the shear tests (unit:mm) 以清楚地知道，在扩散区中靠近A12A12一侧的位置 b) (a) A T 101.001m Ti6Al4V 扩散连接区 A12A12 200m 图4扩散区扫描电镜照片.()能谱线图分析：(b)能谱点图分析 Fig.4 SEM micrographs of the diffusion zone:(a)lines of EDS:(b)points of EDS 处，Al体积分数几乎是100%，直到Ti出现.Ti/Al反 根据A-Ti二元相图可知，两者之间可能出现五 应层厚度约为15um.在反应层中，Ti的体积分数从靠 种金属间化合物，分别是AL,Ti、TiAL2、TiAl、Ti2AL,和 近A12A12一侧到Ti6Al4V一侧，逐渐上升至趋近 Ti,A图.基于1点的能谱分析，可以推断是AL,T金 100%. 属间化合物.从动力学角度而言，特别是A1含量超过 通过能谱分析可知，在T/l反应层中，存在三种 Ti时，AL,Ti是Ti和Al原子扩散最先形成的.起初，a- 不同的组成成分.如图4(b)和表2所示，点1、2和3 Ti在Ti/A界面连接处形成，然后它与Al反应形成亚 处富含Al、T和C.反应层的成分不均匀，会形成多种 稳相AL,T,并随时间的延长逐渐转变成稳定的ALTi. 金属间化合物，但是它们的形成区域不同.1点和3点 由于ATi的吉布斯自由能小于零，所以AL,Ti相容易 分别位于靠近A12A12和Ti6A4V的一侧，2点位于它 生成4-切.A,Ti生成后可能会释放一定的热量，使得 们的中间 A2A12熔化并与AL,T反应生成TiA和TiAL·由于 表2能谱分析的T/A!反应层成分 这两种化合物中Ti含量在减少，所以TAl应该接近 Table 2 Composition of the Ti/Al reaction layer by the EDS analysis Ti6A4V而TiAL,相对较远，正如点3和点2的位置 质量分数/% 所示. 区域 可能的相 Al Ti C 2.2X射线衍射分析 46.08 15.13 38.79 AlyTi 为了更准确的确定能谱对扩散区的分析结果，采 2 56.60 28.89 14.51 TiAl 用X射线衍射分析对A2A12到Ti6A4V的扩散区进 3 47.83 46.75 5.42 TiAl 行物相分析，分析过程中采用SiC砂纸逐层打磨.X射

工程科学学报，第 39 卷，第 7 期 成分; 利用 D /Max--2500 X 射线衍射仪分析连接处的 物相组成; 选取三组试样，采用 CMT5305 拉伸试验机 测定剪切强度，剪切试样尺寸如图 3 所示，其中 a 是试 样总厚度，ab是试样的基材厚度，aa是 Al2A12 层厚度， W 是试样受剪切面厚度; 通过 FM800 硬度仪，在 1. 96 N 和 15 s 的条件下测量连接接头处的硬度． 图 3 标准剪切试样( 单位: mm) Fig． 3 Standard specimens for the shear tests ( unit: mm) 2 结果与讨论 2. 1 连接区域的微观组织和成分变化 热等静压扩散连接的 Ti6Al4V 固体和 Al2A12 粉 末的扫描电镜照片如 4( a) 所示． 从图中可以清晰地 观察到试样由三种不同的区域组成，从左到右依次是 Ti6Al4V、扩散层和 Al2A12，扩散层的宽度约为100 μm． 扩散层厚度和时间的关系可用公式( 1) 表示［12］ y = ( Kt) n ． ( 1) 式中: y 是扩散层厚度，m; t 是扩散反应时间，s; K 是相 的增长率常数，m·s － 1 ; n 是反应动力学指数． Ti 和 Al 原子的扩散是扩散区形成的主要原因． 但是两者的扩散速率存在差异，其中 Al 原子的扩散比 Ti 原子快． 所以 Ti /Al 反应层的宽度与扩散区不同， 图 4( a) 能谱的线图与该结论一致． 图 4( a) 中的红线代表 Al，绿线代表 Ti． 从图中可 以清楚地知道，在扩散区中靠近 Al2A12 一侧的位置 图 4 扩散区扫描电镜照片． ( a) 能谱线图分析; ( b) 能谱点图分析 Fig． 4 SEM micrographs of the diffusion zone: ( a) lines of EDS; ( b) points of EDS 处，Al 体积分数几乎是 100% ，直到 Ti 出现． Ti /Al 反 应层厚度约为 15 μm． 在反应层中，Ti 的体积分数从靠 近 Al2A12 一 侧 到 Ti6Al4V 一 侧，逐 渐 上 升 至 趋 近 100% ． 通过能谱分析可知，在 Ti /Al 反应层中，存在三种 不同的组成成分． 如图 4( b) 和表 2 所示，点 1、2 和 3 处富含 Al、Ti 和 C． 反应层的成分不均匀，会形成多种 金属间化合物，但是它们的形成区域不同． 1 点和 3 点 分别位于靠近 Al2A12 和 Ti6Al4V 的一侧，2 点位于它 们的中间． 表 2 能谱分析的 Ti /Al 反应层成分 Table 2 Composition of the Ti /Al reaction layer by the EDS analysis 区域 质量分数/% Al Ti C 可能的相 1 46. 08 15. 13 38. 79 Al3 Ti 2 56. 60 28. 89 14. 51 TiAl2 3 47. 83 46. 75 5. 42 TiAl 根据 Al--Ti 二元相图可知，两者之间可能出现五 种金属间化合物，分别是 Al3 Ti、TiAl2、TiAl、Ti2 Al5 和 Ti3Al［13］． 基于 1 点的能谱分析，可以推断是 Al3 Ti 金 属间化合物． 从动力学角度而言，特别是 Al 含量超过 Ti 时，Al3Ti 是 Ti 和 Al 原子扩散最先形成的． 起初，α-- Ti 在 Ti /Al 界面连接处形成，然后它与 Al 反应形成亚 稳相 Al3Ti，并随时间的延长逐渐转变成稳定的 Al3 Ti． 由于 Al3Ti 的吉布斯自由能小于零，所以 Al3 Ti 相容易 生成［14--17］． Al3Ti 生成后可能会释放一定的热量，使得 Al2A12 熔化并与 Al3 Ti 反应生成 TiAl 和 TiAl2 ． 由于 这两种化合物中 Ti 含量在减少，所以 TiAl 应该接近 Ti6Al4V 而 TiAl2 相对 较 远，正 如 点 3 和 点 2 的 位 置 所示． 2. 2 X 射线衍射分析 为了更准确的确定能谱对扩散区的分析结果，采 用 X 射线衍射分析对 Al2A12 到 Ti6Al4V 的扩散区进 行物相分析，分析过程中采用 SiC 砂纸逐层打磨． X 射 · 8301 ·

黄西娜等：Ti6A4V和A12A12的扩散连接界面组织及力学性能 ·1039· 线衍射分析采用40kV电压的Cu靶，电流为200mA. 合物随时间的延长而逐渐在接头处形成，该结论与能 X射线衍射分析结果如图5所示.从X射线衍射相图 谱分析结果吻合，两者是一致的 可以看出，A山，Ti集中在A2A12一侧，其他的金属间化 14 18 (a) OAI ) OAI 12 ☐AL,Ti 16 OTiAL, 14 to 12 10 6 8 6 4 3 0 20 40 60 80 20 0 60 80 20) 20M) (c) △Ti 30 OTiAI 20 10 20 40 60 80 20所） 图5连接处X射线衍射分析结果.(a)A2A12一侧：(b)反应层中间位置：(c)T6A4V一侧 Fig.5 XRD results of the joint:(a)Al2A12 side:(b)middle of the reaction layer:(c)Ti6Al4V side 2.3扩散区的力学性能 测定扩散连接区的硬度和剪切强度.从T6A4V 到A2A12的硬度值如图6所示.零位置处的硬度值 是163HV,该值比两个基体材料的硬度值低.导致该 结果的原因是扩散连接形成的反应层比基体材料软. 最后一点的值比前一个点的高，是因为最后一个点的 力施加在了比A2A12硬的非金属夹杂物上，如图7 所示。 340 图7硬度测试点分布 300 Fig.7 Distribution of the hardness points 260 Ti6Al4V A12A12 mavation等a、Alhazaa等图和Sohn等研究得到的 220 连接强度值低。因为他们在研究过程中除了对基体材 180 料进行了镀层之外还使用了中间层金属. 140 此外，在A!侧的晶粒边界可以发现大量的缺陷. -200-100 0 因为在590℃时，A2A12内部出现了过烧现象.在A1 100 200 距离μm 的一侧可以发现重熔共晶相，即晶粒连接处熔化后的 图6接头处硬度值 局部晶粒边界增厚和三角结晶区.A、Cu和Mg是 Fig.6 Microhardness profile of the joint A2A12的基本组成元素.根据Al-Cu-Mg三元相图可 利用剪切实验测得界面连接处的剪切强度是23 知：a(AI),0(CAL,)和S(CuMgAl,)是主要组成相. MPa.它比只有22μm铜镀层而没有其他中间层的扩 它们发生的共晶反应如下闲： 散连接强度提高了约17.9%u.比Kenevisi等回、Sa- L=a (Al)+0(CuAL), (2)

黄西娜等: Ti6Al4V 和 Al2A12 的扩散连接界面组织及力学性能 线衍射分析采用 40 kV 电压的 Cu 靶，电流为 200 mA． X 射线衍射分析结果如图 5 所示． 从 X 射线衍射相图 可以看出，Al3Ti 集中在 Al2A12 一侧，其他的金属间化 合物随时间的延长而逐渐在接头处形成，该结论与能 谱分析结果吻合，两者是一致的． 图 5 连接处 X 射线衍射分析结果． ( a) Al2A12 一侧; ( b) 反应层中间位置; ( c) Ti6Al4V 一侧 Fig． 5 XＲD results of the joint: ( a) Al2A12 side; ( b) middle of the reaction layer; ( c) Ti6Al4V side 2. 3 扩散区的力学性能 测定扩散连接区的硬度和剪切强度． 从 Ti6Al4V 到 Al2A12 的硬度值如图 6 所示． 零位置处的硬度值 是 163 HV，该值比两个基体材料的硬度值低． 导致该 结果的原因是扩散连接形成的反应层比基体材料软． 最后一点的值比前一个点的高，是因为最后一个点的 力施加在了比 Al2A12 硬的非金属夹杂物上，如图 7 所示． 图 6 接头处硬度值 Fig． 6 Microhardness profile of the joint 利用剪切实验测得界面连接处的剪切强度是 23 MPa． 它比只有 22 μm 铜镀层而没有其他中间层的扩 散连接强度提高了约 17. 9%［11］． 比 Kenevisi 等［9］、Sa- 图 7 硬度测试点分布 Fig． 7 Distribution of the hardness points mavation 等［10］、Alhazaa 等［8］和 Sohn 等［12］研究得到的 连接强度值低． 因为他们在研究过程中除了对基体材 料进行了镀层之外还使用了中间层金属． 此外，在 Al 侧的晶粒边界可以发现大量的缺陷． 因为在 590 ℃时，Al2A12 内部出现了过烧现象． 在 Al 的一侧可以发现重熔共晶相，即晶粒连接处熔化后的 局部晶粒 边 界 增 厚 和 三 角 结 晶 区． Al、Cu 和 Mg 是 Al2A12 的基本组成元素． 根据 Al--Cu--Mg 三元相图可 知: α ( Al) ，θ ( CuAl2 ) 和 S( CuMgAl2 ) 是主要组成相． 它们发生的共晶反应如下［18］; Lα( Al) + θ( CuAl2 ) ， ( 2) · 9301 ·

·1040· 工程科学学报，第39卷，第7期 Lea (Al)+0(CuAl)+S(CuMgAl,).(3) B] Zhao L,Cui C X.Liu S J,et al.Microstructure and mechanical 三元相的共晶温度是507℃，远低于本文采用的 properties of TC4 alloy modified and reinforced by TiB TiN/Ti 热等静压温度.过烧成分的组成随着温度的增加，经 inoculants ribbons.Mater Sci Eng A,2016,663:8 4 Immarigeon J P.Holt R T,Koul A K,et al.Lightweight materials 历了从重熔共晶到三角结晶区的变化.除此之外，柯 for aircraft applications.Mater Charact,1995,35(1):41 肯达尔效应还导致了在A2A12一侧孔隙的形成.过 [5]Fukutomi H,Nakamura M,Suzuki T,et al.Void formation by 烧和孔隙得共同作用使得力学性能下降.断裂和剥落 the reactive diffusion of titanium and aluminum foils.Mater Trans, 容易在过烧区和孔隙处发生，试验中所有的断裂均发 JM,2000,41(9):1244 生在扩散区靠近A12A12一侧也验证了这一结论.根 [6]Wei Y N,Li J L,Xiong J T,et al.Joining aluminum to titanium 据图8断口的形貌分析可知，断裂方式是脆性断裂. alloy by friction stir lap welding with cutting pin.Mater Charact, 2012,71:1 Ren J W,Li Y J,Feng T.Microstructure characteristics in the in- terface zone of Ti/Al diffusion bonding.Mater Lett,2002,56 (5):647 [8]Alhazaa A N,Khan T I.Diffusion bonding of Al7075 to Ti-6Al- 4V using Cu coatings and Sn-3.6Ag-1Cu interlayers.J Alloys Compd,2010,494(12):351 [9]Kenevisi M S,Khoie S MM.A study on the effect of bonding time on the properties of Al7075 to Ti-6Al-4V diffusion bonded joint.Mater Lett,2012,76:144 [10]Samavatian M,Halvace A,Amadeh AA,et al.An investigation 图8断口处扫描电镜照片 on microstructure evolution and mechanical properties during liq- Fig.8 SEM micrograph of the fracture uid state diffusion bonding of Al2024 to Ti-6Al-4V.Mater Charact,2014,98:113 [11]Alhazaa A,Khan T I,Hag I.Transient liquid phase (TLP) 3结论 bonding of Al7075 to Ti-6Al-4V alloy.Mater Charact,2010, (1)采用热等静压工艺连接T6Al4V固体和 61(3):312 A2A12粉末，在590℃，130MPa,保温2.5h的条件下 [12]Sohn W H,Bong HH,Hong S H.Microstructure and bonding 制备成功 mechanism of Al/Ti bonded joint using Al-10Si-1Mg filler met- al.Mater Sci Eng A,2003,355(12)231 (2)Ti/1之间不同的扩散速度引发三种不同金 [13]Okamoto H.Al-Ti alumnium-titanium).J Phase Equilib, 属化合物的形成，分别是ALTi、TiAL,和TiL. 1993,14(1):120 (3)扩散连接处的硬度值是163HV,较软反应层 14]Xu L,Cui YY,Hao YL,et al.Growth of intermetallic layer in 的形成导致该值比基体材料的低. multi-aminated Ti/Al diffusion couples.Mater Sci Eng A, (4)剪切强度比只有22μm铜镀层而没有其他中 2006,435436:638 间层的高了约17.9%，但低于带有中间层的连接强 [15]Luo J G,Acoff V L.Using cold roll bonding and annealing to 度.由于过烧和孔隙的形成使得断裂方式是脆性 process Ti/Al multi-ayered composites from elemental foils.Ma- ter Sci Eng A,2004,379(12):164 断裂. [16]Liu J P,Luo L S,Su Y Q,et al.Numerical simulation of inter- mediate phase growth in Ti/Al alternate foils.Trans Nonferrous 参考文献 Met Soc China,2011,21(3):598 [1]Yan J,Zeng X Y,Gao M,et al.Effect of welding wires on micro- [17]Romankov S,Sha W,Ermakov E,et al.Characterization of alu- structure and mechanical properties of 2A12 aluminum alloy in minized layer formation during annealing of Ti coated with an Al CO2 laser-MIG hybrid welding.Appl Surf Sci,2009,255 (16): film.J Alloys Compd,2006,420(12):63 7307 [18]De Wilde J,Froyen L,Rex S.Coupled two-phase Lo (Al)+ Dong H G,Yu L Z,Deng D W,et al.Effect of post-weld heat (AlCu]planar growth and destabilisation along the univariant treatment on properties of friction welded joint between TCA titanium eutectic reaction in Al-Cu-Ag alloys.Scr Mater,2004,51 (6): alloy and 40Cr steel rods.J Mater Sci Technol,2015,31(9):962 533

工程科学学报，第 39 卷，第 7 期 Lα( Al) + θ( CuAl2 ) + S( CuMgAl2 ) ． ( 3) 三元相的共晶温度是 507 ℃，远低于本文采用的 热等静压温度． 过烧成分的组成随着温度的增加，经 历了从重熔共晶到三角结晶区的变化． 除此之外，柯 肯达尔效应还导致了在 Al2A12 一侧孔隙的形成． 过 烧和孔隙得共同作用使得力学性能下降． 断裂和剥落 容易在过烧区和孔隙处发生，试验中所有的断裂均发 生在扩散区靠近 Al2A12 一侧也验证了这一结论． 根 据图 8 断口的形貌分析可知，断裂方式是脆性断裂． 图 8 断口处扫描电镜照片 Fig． 8 SEM micrograph of the fracture 3 结论 ( 1) 采 用 热 等 静 压 工 艺 连 接 Ti6Al4V 固 体 和 Al2A12 粉末，在 590 ℃，130 MPa，保温 2. 5 h 的条件下 制备成功． ( 2) Ti /Al 之间不同的扩散速度引发三种不同金 属化合物的形成，分别是 Al3Ti、TiAl2和 TiAl． ( 3) 扩散连接处的硬度值是 163 HV，较软反应层 的形成导致该值比基体材料的低． ( 4) 剪切强度比只有 22 μm 铜镀层而没有其他中 间层的高了约 17. 9% ，但低于带有中间层的连接强 度． 由于过烧和孔隙的形成使得断裂方式是脆性 断裂． 参 考 文 献 ［1］ Yan J，Zeng X Y，Gao M，et al． Effect of welding wires on micro￾structure and mechanical properties of 2A12 aluminum alloy in CO2 laser-MIG hybrid welding． Appl Surf Sci，2009，255 ( 16) : 7307 ［2］ Dong H G，Yu L Z，Deng D W，et al． Effect of post-weld heat treatment on properties of friction welded joint between TC4 titanium alloy and 40Cr steel rods． J Mater Sci Technol，2015，31( 9) : 962 ［3］ Zhao L，Cui C X，Liu S J，et al． Microstructure and mechanical properties of TC4 alloy modified and reinforced by TiB + TiN /Ti inoculants ribbons． Mater Sci Eng A，2016，663: 8 ［4］ Immarigeon J P，Holt Ｒ T，Koul A K，et al． Lightweight materials for aircraft applications． Mater Charact，1995，35( 1) : 41 ［5］ Fukutomi H，Nakamura M，Suzuki T，et al． Void formation by the reactive diffusion of titanium and aluminum foils． Mater Trans， JIM，2000，41( 9) : 1244 ［6］ Wei Y N，Li J L，Xiong J T，et al． Joining aluminum to titanium alloy by friction stir lap welding with cutting pin． Mater Charact， 2012，71: 1 ［7］ Ｒen J W，Li Y J，Feng T． Microstructure characteristics in the in￾terface zone of Ti /Al diffusion bonding． Mater Lett，2002，56 ( 5) : 647 ［8］ Alhazaa A N，Khan T I． Diffusion bonding of Al7075 to Ti--6Al-- 4V using Cu coatings and Sn--3． 6Ag--1Cu interlayers． J Alloys Compd，2010，494( 1-2) : 351 ［9］ Kenevisi M S，Khoie S M M． A study on the effect of bonding time on the properties of Al7075 to Ti--6Al--4V diffusion bonded joint． Mater Lett，2012，76: 144 ［10］ Samavatian M，Halvaee A，Amadeh A A，et al． An investigation on microstructure evolution and mechanical properties during liq￾uid state diffusion bonding of Al2024 to Ti--6Al--4V． Mater Charact，2014，98: 113 ［11］ Alhazaa A，Khan T I，Haq I． Transient liquid phase ( TLP) bonding of Al7075 to Ti--6Al--4V alloy． Mater Charact，2010， 61( 3) : 312 ［12］ Sohn W H，Bong H H，Hong S H． Microstructure and bonding mechanism of Al /Ti bonded joint using Al--10Si--1Mg filler met￾al． Mater Sci Eng A，2003，355( 1-2) : 231 ［13］ Okamoto H． Al--Ti ( alumnium--titanium) ． J Phase Equilib， 1993，14( 1) : 120 ［14］ Xu L，Cui Y Y，Hao Y L，et al． Growth of intermetallic layer in multi-laminated Ti /Al diffusion couples． Mater Sci Eng A， 2006，435-436: 638 ［15］ Luo J G，Acoff V L． Using cold roll bonding and annealing to process Ti /Al multi-layered composites from elemental foils． Ma￾ter Sci Eng A，2004，379( 1-2) : 164 ［16］ Liu J P，Luo L S，Su Y Q，et al． Numerical simulation of inter￾mediate phase growth in Ti /Al alternate foils． Trans Nonferrous Met Soc China，2011，21( 3) : 598 ［17］ Ｒomankov S，Sha W，Ermakov E，et al． Characterization of alu￾minized layer formation during annealing of Ti coated with an Al film． J Alloys Compd，2006，420( 1-2) : 63 ［18］ De Wilde J，Froyen L，Ｒex S． Coupled two-phase ［α( Al) + θ ( Al2Cu) ］planar growth and destabilisation along the univariant eutectic reaction in Al--Cu--Ag alloys． Scr Mater，2004，51( 6) : 533 · 0401 ·