鈦合金具有密度低、比強度高、耐腐蝕等優異的性能，在航空、航天、汽車、船舶等工業領域中占據極其重要的地位[1-3]。TC4鈦合金是一種應用極其廣泛的中等強度的α+β型兩相鈦合金，占鈦合金總產量的 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]。

焊接是復雜結構鈦合金構件制造過程中的一個重要工藝環節，通常用的焊接方式主要有氬弧焊、埋弧焊、真空電子束焊等，上述技術均為高溫下熔焊。焊接過程鈦合金易氧化及產生裂紋、氣孔等缺陷，同時熔焊存在的較大溫度梯度也會導致焊縫區與母材區的組織差異較大，這都會顯著降低焊接零部件的性能可靠性。隨著材料科學及工程技術不斷發展， 為解決同種或異種材料間高可靠性連接問題，擴散連接技術成為了材料連接領域研究熱點之一[8-11]。

國內外相關學者在鈦合金擴散連接方面開展了相關研究工作。CALVO 等[12]研究了850 ℃溫度下TC4鈦合金的擴散連接工藝，發現該溫度下可以獲得質量良好的連接接頭。LEE 等[13]對TC4鈦合金在連接溫度范圍 850~950 ℃時的擴散連接工藝及其高溫氧化行為進行了研究。SANDERS 等[14]通過試驗驗證得出 TC4鈦合金薄板的最佳擴散連接溫度為 900~950 ℃。施曉琦[15]對 TC4鈦合金單層板加強結構 SPF/DB 工藝進行了研究，得到最優擴散連接溫度為 920 ℃。盡管擴散連接為非高溫下熔焊，但擴散連接后TC4鈦合金的力學性能仍有一定程度的降低[16]。

擴散連接工藝可以實現合金完全冶金結合，但是針對擴散區性能降低的原因及調控技術的報道較少。本文研究發現采用鍛造處理可以提高擴散連接TC4鈦合金的性能，因此通過開展鍛造工藝實驗，探索連接界面的顯微組織及力學性能的變化規律，為航空航天領域高性能鈦合金擴散連接構件的研發提供新的思路以及數據支持和理論支撐。

1、 實驗部分

1.1 實驗材料

本實驗的材料是 TC4鈦合金鍛造棒材，規格為直徑100mm，其化學成分見表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。采用金相法測得其相變點溫度為（997±5）℃。

1.2 實驗方法

材料表面狀態（粗糙度、清潔度等）影響著擴散連接的質量。首先采用機械球磨的方式對TC4鈦合金棒材的連接端面進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行清洗去除油污等雜質，處理后的連接端面表面形貌如圖 2 所示，存在磨拋處理產生的微觀溝壑條紋；最后在擴散連接爐（型號 RD500HI）中進行保溫保壓實現冶金結合。相關研究表明 TC4鈦合金在溫度 850~950 ℃、壓力120~160 MPa、保溫時間 4~6 h 的熱等靜壓工藝參數下擴散連接質量良好[13-18]，所以本文采用的擴散連接工藝參數為：溫度 950 ℃、壓力 140 MPa、保溫時間 4 h，隨爐冷卻。

采用表 2 的鍛造工藝對擴散連接棒材進行鍛造加工。按照圖3所示，在原始棒材、擴散連接棒材及不同變形量的鍛件內部分別切取力學性能測試試樣，其中擴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金屬材料拉伸試驗標準要求，在TSE504D萬能試驗機上進行拉伸性能測試，拉伸強度和延伸率取3支試樣的算數平均值。金相樣品通過線切割從擴散連接件上獲取，切割時以擴散連接界面為基準向垂直于界面方向的兩側母材各延伸 10 mm，同時平行于界面方向截取長度 20 mm，獲得面積為 20 mm× 20 mm 的金相試樣，然后進行機械磨拋，采用 V(HNO₃)∶V(HF)∶V(H₂O）=1∶2∶7 的腐蝕液對樣品進行腐蝕 。采用型號為ZEISS AXIOVERT 200 MAT 的金相顯微鏡（OM）觀察試樣連接界面區的金相組織 。采用型號為TESCAN MIRA 的掃描電子顯微鏡（SEM）進行試樣連接界面區的顯微組織觀察和斷口分析。采用型號為DISCOVERXRD 的 X 射線衍射儀（XRD）對試樣連接界面區進行物相分析。

2、 結果與討論

2.1 擴散連接界面處顯微組織

TC4鈦合金棒材擴散連接界面處的顯微組織如圖 4所示。由樣品擴散連接的位置，確定擴散連接界面如圖 4（a）中所示，擴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））。在界面處未發現明顯的孔洞等缺陷，這說明采用溫度 950 ℃、壓力140MPa、保溫時間4 h，隨爐冷卻的擴散連接工藝得到的 TC4鈦合金連接棒材界面結合良好，實現了完全的冶金結合。擴散連接是互相接觸的材料表面在高溫、高壓和真空或保護氣體的作用下，相互靠近從而發生局部塑性變形，經過一定時間后結合層的原子相互擴散，實現各種材料、特殊結構的連接，最終形成整體可靠連接的過程。連接過程中金屬材料不發生熔化和宏觀塑性變形，直接通過固相原子相互擴散達到連接目的，避免了普通焊接中因金屬熔化而產生的缺陷[19-22]。

該研究中 TC4鈦合金棒材在壓力作用下，互相接觸的擴散連接面會發生微小的塑性變形，同時，高溫下 Ti、Al 和 V 原子相互擴散實現連接。與傳統 TC4鈦合金熔焊相比，擴散連接 TC4鈦合金連接區域沒有出現明顯的焊縫區、熱影響區等焊接組織。這是因為擴散連接溫度一般低于母材熔點，為 0.5~0.8 Tm（Tm 為熔點溫度），本實驗擴散連接溫度 950 ℃為0.57 Tm，因此在擴散連接過程中不會發生合金熔化現象。同時由于擴散連接溫度低于合金相變點（（997±5） ℃），因此擴散連接區的顯微組織不會發生顯著變化，母材區的組織接近，與原始棒材組織保持一致（圖 1）。

TC4鈦合金棒材擴散連接過程具體可分為 3 個階段[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先接觸后發生塑性變形，在持續壓力作用下，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發生擴散遷移，經過一定時間保溫后，如圖5（b）中界面推移所示的界面間的間隙逐漸減小，擴散的結 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：在原子互相擴散作用下，界面處的孔洞逐漸消失，經過如圖 5（b）中的界面愈合過程，合金棒材實現完全冶金擴散結合（圖4）。

2.2 擴散連接界面處元素分布

擴散連接在圖5（b）所示第3階段剛開始形成緊密接觸時，材料間所產生的結合力還不足以產生原子量級的牢固連接。隨著擴散連接時間的延長，在高溫的作用下表面的原子發生接觸活化，表面原子的激活會導致原子的運動脫離原來位置而進入新平衡位置，產生新的原子與電子間相互作用，之后獲得原子量級的牢固連接[24]。在TC4鈦合金擴散連接過程中，Ti原子優先發生擴散且擴散速率最快，V屬于近Ti原子，擴散能力次之，而 Al原子擴散速度較慢[25, 4]。對圖 4（a）中擴散界面及其相鄰區域的元素分布進行檢測，EDS測 試結果如圖6所示，從圖6中可以看出，在選擇的實驗制度之下，TC4鈦合金棒材擴散連接界面所在區域的合金元素分布均勻，擴散速度較慢的Al原子也發生了充分的擴散，未發現合金元素偏析現象。鈦合金在高溫下與氧具有較大的活性，因此擴散連接過程中會在棒材擴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的測試結果中O元素在擴散界面處的衍射峰沒有明顯高于基體處。

2.3 變形量對擴散連接處顯微組織影響

采用20%、40%和60%的變形量對擴散連接后的TC4鈦合金棒材進行鍛造處理。圖7所示為經過不同變形量鍛造后界面區域的顯微組織，可以發現，鍛造后的棒材與原始棒材（圖1）以及擴散連接后的棒材（圖4）顯微組織不同，發生了明顯的變化。鍛造后的擴散連接界面完全消失，顯微組織中出現了次生α相，整個棒材由等軸α相、次生α相及少量β相組成。圖8所示為不同狀態下TC4鈦合金的XRD圖譜，可以看出原始棒材、擴散連接后以及經過鍛造后擴散連接區域均出現了多角度的α相衍射峰和短小而尖銳的β相衍射峰。衍射峰的形狀獨立，角度的寬幅較小，沒有明顯的寬化現象，表明合金的結晶情況良好，晶粒度適中。鍛造處理后，衍射峰的位置未發生偏移，僅隨著變形量的增加，（002）α衍射峰的強度增強。次生α相生長具有擇優取向的特點，反映在XRD圖譜中，表現出較強的（002）α衍射峰[26]。結合圖 7 與圖 8 分析相組成與組織演變之間規律，鍛造過程不僅可以增大元素的固溶度，提升原子擴散速率，促進沿晶界富集的等軸α相穩定元素Al在β相內均勻分布，便于均勻形核，加快β相向α相轉變。還可以增大β相和等軸α相的自由能差，提升相變驅動力，從而促進了次生α相的析出[27]，因此，鍛造后的界面區域的組織如圖 7和圖 8所示，由等軸α相、次生α相及少量β相組成。

變形量對鍛造加工后擴散連接界面處合金組織種類影響不大，但是對等軸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、擴散連接棒材及鍛造后棒材內部等軸α相的尺寸變化規律，擴散連接后等軸α相的尺寸由 15μm增大到26 μm。等軸α相尺寸的長大是由于擴散連接過程中，較高的溫度為等軸α相的長大提供了驅動力，導 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 26μm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，逐漸實現球化、細化，最終表現出隨變形量的增加，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相尺寸呈現降低趨勢的同時次生α相（β轉變組織）含量逐漸增加。變形量較小時，位錯密度、空位密度和空位團密度也相對較小，次生α相優先在相界和晶界處形核，并向β相內長大形成層片狀 次生α。隨變形量增加，β相內產生大量位錯和空位團等缺陷，次生α相在晶界、相界和 β相內同時形核與長大，導致次生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，產生的次生α相來不及長大[29]，導致析出的次生α相尺寸較小，含量增加。

2.4 變形量對擴散連接界面力學性能的影響

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

TC4鈦合金棒材經過鍛造后，抗拉強度由938 MPa提高到 950 MPa 以上，延伸率由 7% 提高到 14% 以上（圖 10），接近并達到原始棒材的性能。鍛造后強度和塑性的升高，一方面是由于等軸α相顯著細化、次生α相數量增多，增加的相界在拉伸過程中可以有效地抑制位錯源的開動，在細晶強化和兩相界面強化的作用下，合金的強度會有一定的提升；另一方面，在鍛造變形過程中，高溫下擴散連接界面處形成的氧化膜會發生破裂，進而促進元素擴散，使界面完全消失（圖 7），進一步提高了界面的冶金結合質量，提升合金的強度和延伸率。因此，隨著鍛造變形量的增加，在等軸α相細化與次生α相增殖協同作用下，擴散連接合金的抗拉強度升高，特別是當變形量達到 60%時，其抗拉強度達 956 MPa，與原始棒材的強度相當。但由于鍛造變形后生成的次生α相導致的相界增多，對滑移的阻力增大，能夠迅速在相界和晶界處產生位錯塞積，促進拉伸過程中孔洞和裂紋的過早形成，因此當變形量達到60%時合金的塑性又有所降低[32]，延伸率呈現降低趨勢。當變形量為40%時，等軸α相和次生α相含量達到較優匹配度，其抗拉強度為 950 MPa， 延伸率為17.5%，為較優鍛造工藝。

圖11所示為不同狀態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，試樣在擴散連接界面處發生斷裂，屬于典型的脆性斷裂[31]；在該斷口表面存在黑色塊狀物，經能譜分析，Ti 元素質量分數為 79.39%，O 元素質量分數為 4.50%，C 元素質量分數為 7.84%，因此可以判定為氧化物，這些氧化物的存在也是導致如圖 10 中所示擴散連接后 TC4鈦合金棒材強塑性降低的原因。圖 11（c）— 圖 11（e）為不同變形量鍛造態試樣的斷口形貌，斷口中心區域為纖維區，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，斷裂發生過程中會經歷孔洞成核、生長、直到孔洞融合，與原始狀態試樣的斷裂形式相同，為典型的韌性斷裂。變形量為 40% 時，斷口上纖維區所占比例較大，試樣的塑性較好。變形量為 60% 時，纖維區的孔洞數量較多，有利于孔洞的聯生和裂紋的擴展，導致試樣的塑性降低[33-35, 10]。斷口形貌表現出的試樣斷裂方式，與圖 10 中的力學測試結果保持一致。

3、 結論

1）鍛造后擴散連接界面完全消失，促進了次生α相的析出，擴散連接界面所在區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，實現球化、細化，隨著變形量的增加，等軸α相尺寸降低，次生α相的體積分數增大。

3）隨著鍛造變形量的增加，抗拉強度呈現升高趨勢，當變形量為40%時，其抗拉強度達到950 MPa，延伸率達到 17.5%。鍛造后合金的斷裂方式轉變為韌性斷裂。

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