铌（Nb）含量对TiAl/Ti-2AlNb合金接头微观结构和力学性能的影响 该接头采用Ti-50-xZr-12.5Hf-12.5Cu-25Nb合金作为填充材料，在真空条件下进行钎焊

《International Journal of Refractory Metals and Hard Materials》：Effect of Nb content on microstructure and mechanical properties in TiAl/Ti 2AlNb alloy joint vacuum brazed with Ti 50-xZr 12.5Hf 12.5Cu 25Nb x filler metal

　　摘要：TiAl/Ti2AlNb合金复合部件能够有效提高航空航天器的比强度。然而，这种复合结构中存在脆性相和应力失配问题，限制了其应用。在本研究中，设计并制备了含有不同Nb含量的Ti50-xZr12.5Hf12.5Cu25Nbx填充金属。研究了钎焊接缝的微观结构演变，揭示了TiAl/Ti2AlNb钎接头的强化和断裂机制。添加适量的Nb促进了钎接缝中韧性β-(Ti, Nb)相的形成。当填充金属中的Nb含量达到4 wt%时，第二区域的韧性β-(Ti, Nb)相比例最高，有效地缓解了应力集中。同时，脆性(Ti, Zr, Hf)2Cu相变得不连续分布。随着填充金属中Nb含量的增加，焊缝处的晶粒得到细化。第一区域中的高角度晶界(HAGBs)比例增加到94.4%，而第二和第三区域中的低角度晶界(LAGBs)分别增加到39.2%和20.2%。相应地，这些区域中的亚结构比例分别达到40.7%和86.6%。第二区域的平均晶粒取向错位(KAM)角相对于第一和第三区域最大，为4.95°。因此，第二区域表现出较高的应力-应变值。当填充金属中的Nb含量为4 wt%时，接头的最大剪切强度达到157 MPa。裂纹起源于(Ti, Zr, Hf)2Cu相和β-(Ti, Nb)相的界面，并沿此界面扩展。断口分析表明断裂方式为脆性断裂。

引言：基于TiAl的金属间化合物因其低密度、高比强度和优异的高温性能而受到全球研究人员的广泛关注[1]。TiAl合金（Ti-48Al-2Cr-2Nb）主要由α2-Ti3Al相和γ-TiAl相组成。γ-TiAl相具有面心四方(FCT)结构，具有低密度、优异的抗氧化性和高刚性等优点。α2-Ti3Al相具有六方密排(HCP)结构，具有很强的固溶强化能力，在高温下保持高强度和抗蠕变性。这两种相形成的独特层状结构使其性能得到了协同优化，使TiAl合金成为最有前途的轻质高温结构材料之一[2][3]。然而，γ-TiAl和α2-Ti3Al相本身是脆性的，室温下的延展性较差，这限制了TiAl合金的应用，并在制造大型或复杂部件时带来挑战[4][5]。近年来，通过对合金的深入研究，人们在Ti3Al合金中添加Nb以改善其韧性和延展性。Ti2AlNb合金的微观结构包括B2相、强化的O-Ti2AlNb相和脆性的α2-Ti3Al相[6][7]。其优异的室温延展性和抗裂纹扩展性能使其成为最成熟和最广泛使用的基于TiAl的合金之一。然而，Nb的引入增加了材料密度，如果大量使用会提高部件的整体重量，这对飞机的轻量化设计不利[8]。在实际工程应用中，将这些两种材料连接起来可以整合它们各自的优点，从而拓宽它们在航空航天领域的应用潜力。

当前关于TiAl和Ti2AlNb合金连接的研究主要集中在扩散键合和钎焊上。黄等人研究了温度和保温时间对TiAl/Ti2AlNb接头界面微观结构和力学性能的影响[9]。最佳扩散键合参数确定为975°C下20 MPa的压力保持60分钟。层I和层II之间的细小的缝线结构有效抑制了裂纹扩展，而分散的Al(Nb, Ti)2颗粒缓解了界面的应力集中，从而提高了接头强度。然而，要达到这种性能，需要在20 MPa的压力下进行60分钟的扩散键合。在可用的连接技术中，钎焊具有最大的适用性，尤其是对于不同的金属间化合物[10]。界面金属间化合物的形成主要取决于填充金属的成分。Cu和Ni作为常见的合金元素，可以有效降低填充金属的液相线温度。然而，高含量的Cu或Ni在钎焊过程中可能与Ti或Zr反应形成脆性金属间化合物。当这些化合物在界面区域过度积累时，会严重降低钎接头的力学性能[11][12]。蔡等人使用Ti-37.5Zr-15Cu-15Ni（wt%）非晶填充金属在930°C下钎焊Ti4822[13]。保温60分钟后，接头拉伸强度达到468 MPa。然而，接头内部形成了连续的(Ti, Zr)(Ni, Cu)金属间层，限制了进一步的性能提升。这表明传统的TiZrCuNi填充金属尚未达到钎焊基于TiAl的金属间化合物所需的理想效果。曹等人使用Ti27Co填充金属进行了研究，钎焊接缝由α2-Ti3Al、β-Ti、TiCo、Ti2Co和B2相组成[14]。提高钎焊温度促进了TiAl侧的扩散层生长。更高的温度加速了Co向基体的扩散，导致带状Ti2Co相的溶解和针状Ti3Al相的生长。在1100°C下钎焊10分钟后，接头达到了223 MPa的最大剪切强度。郝等人通过优化填充金属中的Zr含量，抑制了脆性金属间化合物的析出，从而实现了Ti-48Al-2Cr-2Nb和Ti2AlNb合金之间的良好冶金结合[15]。证实Zr元素对接头微观结构有固溶强化作用，并促进了韧性B2相的形成。当填充金属中的Zr含量达到15 wt%时，满足了接头中心连续Zr(Ni, Cu)3的析出条件。Zr(Ni, Cu)3与α2-Ti3Al之间形成的不连续界面被认为是断裂的主要原因。根据蔡和郝等人的研究[14][15]，使用传统的TiZrCuNi钎焊合金制成的接头中，高Zr含量倾向于在接头中形成IMC层，从而降低接头的性能。Hf的原子半径与Ti和Zr相似，在高温下具有无限互溶性。通过使用与基体相同的主要元素，填充金属在基体上具有良好的润湿性，从而促进了接头的形成。这三种元素可以在广泛的成分范围内形成稳定的固溶体，而不形成有害的IMC，因此使用Hf代替Zr作为填充金属。此外，使用含有多种主要元素（TiZrHfCuNb）的填充金属可以提高混合熵，从而降低系统的吉布斯自由能，改善焊接区的相稳定性，并增强抑制元素扩散的能力，进而抑制IMC的形成。王等人使用高熵梯度填充金属（HGFM）（(TiZrHf)50(NiCu)45Al5/(TiZrHf)30(NiCu)65Al5）连接Ti2AlNb合金和GH4169超合金[16]。该接头低热力学偏置和高熵特性防止了IMC的形成，消除了接头中的应力集中，并改善了微观结构稳定性，形成了以(Ni, Cr, Fe)ss和(Ni, Cu, Fe, Cr)ss相为主的固溶体，实现了335 MPa的高剪切强度。添加Nb促进了接头中具有良好延展性的β-BCC固溶相的形成，同样也增加了系统的混合熵，从而抑制了元素过度扩散和IMC的形成。王等人在钎焊合金中添加了10%的Nb[17]，这导致了接头中β-Nb和TiNi相的析出，减少了连续τ?脆相的形成，使接头强度达到318 MPa。任等人使用高熵含Nb的钎焊合金对NbSS和Nb5Si3进行了真空钎焊，形成了γ-Nb5Si3相，消除了低熔点NiTi2相，接头剪切强度达到349 MPa[18]。王等人使用Nb泡沫作为中间层，使得接头中形成了韧性Ti4Nb相；半粘合界面缓解了接头中的应力集中，从而使接头强度达到414.6 MPa[19]。此外，Nb可以有效地细化接头微观结构，从而改善合金的力学性能[20][21]。迄今为止，关于钎焊合金中Nb含量对TiAl/Ti2AlNb接头影响的研究较少。因此，通过将Nb和Hf引入TiZrCu合金并减少填充金属中的Zr含量，开发了一种新型的TiZrHfCuNb钎焊填充金属。目的是研究填充金属中Nb含量对TiAl/Ti2AlNb接头微观结构和力学性能的影响。

本研究设计了Ti50-xZr12.5Hf12.5Cu25Nbx填充金属，用于TiAl/Ti2AlNb接头的真空钎焊。研究了Nb含量对钎焊接缝微观结构和力学性能的影响。阐明了不同Nb含量下的微观结构、晶粒结构、晶界和应力-应变行为的变化。采用纳米压痕法研究了钎焊接缝不同微观区域的显微硬度和弹性模量，从而揭示了TiAl/Ti2AlNb钎接头的强化和断裂机制。

材料与实验程序：实验中使用的基材是TiAl合金和Ti2AlNb合金，其化学成分列于表1中。如图1(a)和(b)所示，Ti2AlNb合金的微观结构主要由深色的α2相、浅灰色的O相和白色的B2相组成。相比之下，TiAl合金主要由浅灰色的γ相和深色的α2相组成。这两种合金通过线切割电火花加工(EDM)切割成两种几何形状。

图3展示了在940°C下钎焊10分钟的TiAl/Ti2AlNb接头界面微观结构的背散射电子(BSE)图像。如图3(a)所示，典型的钎接头表现出良好的界面结合，没有微裂纹或孔隙等缺陷。根据微观结构对比和元素分布，钎接头可以分为三个区域：靠近TiAl一侧的扩散反应区（区域I）、钎焊接缝中心区（区域II）和...

接头的微观结构：图3显示了在940°C下钎焊10分钟的TiAl/Ti2AlNb接头界面的背散射电子(BSE)图像。如图3(a)所示，典型的钎接头具有良好的界面结合，没有微裂纹或孔隙等缺陷。基于微观结构对比和元素分布，钎接头可以分为三个区域：靠近TiAl一侧的扩散反应区（区域I）、钎焊接缝中心区（区域II）和...