钛合金因其有比强度高、、、耐侵蚀性好、、、密度低和可塑性好等特点，
，被宽泛利用于航空航天、、、船舶制作、、、生物医学、、、汽车工业等领域[1-3]。在高温高应变速度前提下阐发出优异的力学机能，
，受到了宽泛的关注[7]。目前，
，钛及钛合金的重要衔接步骤蕴含激光焊、、、电子束焊、、、等离子弧焊、、、扩散焊和钎焊等。激光焊和电子束焊形成的焊缝和热影响区会出现粗壮的片状α相；；；等离子弧焊热输入较高，
，易导致焊缝晶粒粗壮和氧化；；；钎焊过程会引入额外的合金元素，
，机能也取决于钎料与合金反映的产品[8-12]。此外，
，钛合金在加热时易与H、、、C、、、N、、、O等元素反映，
，这些杂质原子会形成间隙固溶体或化合物，
，造成晶格畸变故障位错活动，
，导致焊缝处机能降低[13]。扩散焊是一种特殊的衔接技术，
，利用高温前提下接触界面原子相互扩散形成冶金结合的道理，
，实现合金部件之间的衔接，
，这种衔接方式能够确保衔接界面的强度、、、密封性和耐侵蚀性达到较高尺度，
，整体不产生塑性变形且不引入其他元素，
，从而实现高质量衔接[14]。

国内外学者对钛合金扩散衔接发展了有关钻研。PENG等[15]选取仿照与尝试相结合的步骤进行钻研，
，发现扩散衔接TC4合金结合界面庞隙描摹随衔接功夫变动由椭圆形变为圆形。张治川等[16]钻研了扩散衔接温度对TC4合金扩散衔接区显微组织、、、力学机能及断裂机理的影响法规，
，了局批注随衔接温度升高，
，合金的抗拉强度、、、延长率提高，
，达到扩散衔接前的指标。LEE等[17]在惰性气体中对Ti-6Al-4V合金进行扩散衔接，
，钻研了扩散衔接合金的高温氧化形为，
，发现扩散衔接温度达900℃时结合界面形成富氧α相且结合强度较低，
，而扩散衔接温度为850℃时可观察到致密的扩散结合界面。目前，
，针对Ti60高温钛合金扩散衔接的钻研鲜有报道，
，而兼具高温服役机能与轻量化个性的钛合金在航空航天领域的需要日益火急。因而，
，有必要对Ti60高温钛合金的扩散衔接技术进行钻研。本文钻研了热压温度对Ti60高温钛合金衔接界面组织与力学机能的影响法规，
，可为航空航天领域高温钛合金扩散衔接构件的机能优化提供新蹊径。

1、、、尝试部门

尝试资料选取直径150 mm的Ti60(Ti-5.7Al-4.0Sn-3.5Zr-0.9Mo-0.4Nb-1.0Ta-0.4Si)高温钛合金铸造棒材(母材)，
，其化学成分如表1所示。

表 1 Ti60 高温钛合金棒材化学成分（w/%）

Ti60高温钛合金棒材扩散衔接过程如图1(a)所示。在分歧温度下扩散衔接的合金机能有差距，
，为预防合金溶解，
，扩散衔接温度低于资料的熔点。较高的温度通；；；崽岣咴拥睦┥⑺俣，
，加快扩散过程，
，有助于形成优良的冶金结合。因而，
，选择合理的扩散衔接温度是决定衔接合金机能的关键[18]；；；赥i60合金的相变温度，
，本文选用的热压温度为980,1000,1020℃，
，压力为160 MPa(通过氢气周围施压)，
，保温功夫为4 h。热压实现后样品随炉冷却。按热压温度由低到高，
，扩散衔接样品编号别离为980HIP,1000HIP和1020HIP。

按图1(b)所示进行拉伸样品取样，
，扩散衔接界面处于拉伸试样的中心。选取TSE504D型全能试验机测试样品的室和善600℃高温拉伸力学机能，
，

了局取三次拉伸数据的均匀值。

将制备好的样品线切割后进行机械磨抛及Kroll试剂侵蚀，
，随后选取AXIOVERT200MAT型光学显微镜（OM）和TESCANMIRA型场发射扫描电子显微镜（SEM）观察扩散界面显微组织。样品通过震荡抛光处置后，
，使用Oxford Instruments型电子散射衍射仪（EBSD）对其扩散衔接区进行EBSD分析。使用Image J软件对所得SEM图像中的α相尺寸进行丈量和统计。拉伸断口描摹也选取上述扫描电子显微镜观察。

2、、、尝试了局与会商

2.1 热压温度对扩散衔接界面显微组织的影响

Ti60高温钛合金原始棒材的显微组织如图2所示。从图中能够看出，
，Ti60高温钛合金由等轴状初生α相、、、板条状次生α相以及β相组成，
，为典型双态组织。

图3为Ti60高温钛合金棒材在分歧温度下扩散衔接后的显微组织。Ｄ芄豢闯，
，与原始棒材的显微组织相比，
，扩散衔接后合金的显微组织类型未产生显著扭转，
，仍由等轴状初生α相、、、次生α相以及少量β相组成，
，其中α相的尺寸和数量产生了较显著的变动。如图3(a)所示，
，当热压温度为980℃时，
，与原始棒材(图2(a))相比，
，合金整体显微组织中初生α相数量削减，
，次生α相面积分数增长。这是由于在扩散衔接的高温环境中，
，等轴α相产生相变，
，部门转化成β相，
，又在冷却过程中以板条状次生α相大局析出。当扩散衔接温度增长到1000.1 020℃时，
，冷却过程中等轴α相、、、次生α相均产生相化，
，如图3(b)、、、c)所示。

如图3(a2～c2)所示，
，扩散界面散布着分歧尺寸的α相。随着扩散衔接温度的升高，
，衔接界面中较大尺寸的α相面积分数逐步增长。当扩散衔接温度为980℃时，
，α相尺寸集中在2～5μm领域内，
，面积分数为68.5%，
，险些没有尺寸为20～25μm的α相(见图3(a3))；；；当扩散温度达到1000℃时，
，2～5μm内α相面积分数为35.3%，
，数量有所削减，
，而尺寸领域为20～25μm的α相面积分数增长到5.4%(见图3(b3))；；；扩散温度升至1020℃时，
，2～5μm领域内α相面积分数为38.7%，
，而20～25μm的α相面积分数提升至13.9%(见图3(c3))。

图4为分歧温度扩散衔接Ti60钛合金微观组织的EBSD分析了局。在合金的扩散衔接过程中，
，界面处相的描摹变动及晶界迁徙水平受扩散温度显著影响。随着热压温度升高，
，界面再结晶形成的藐小α相经历了从形核到长大的过程。当热压温度为980℃时，
，合金实现相互接触扩散后，
，界面处产活泼态再结晶形成藐小的α相，
，如图4(a1)所示；；；随着热压温度升至1000℃，
，界面处再结晶形成的藐小α相产生了肯定水平的长大，
，如图4(b1)所示；；；当热压温度升至1020℃时，
，扩散衔接过程中再结晶形成的藐小α相长大速度加快，
，晶界迁徙水平增长，
，界面处的藐小α相隐没，
，如图4(c1)所示。由图4(a2)可见，
，980℃衔接界面有大量再结晶区域，
，且再结晶晶粒边缘还有少量变形组织；；；从图4(a3)观察到部门回复组织的藐小晶粒内部拥有高密度取向差，
，导致晶粒被进一步宰割为多个亚结构。由图4(b2,b3)可见，
，1000℃扩散衔接合金组织取向差密度从基体到界面逐步增大，
，随后在再结晶晶粒中减小。由图4(c2,c3)可见，
，1020℃衔接界面处再结晶晶粒长大，
，取向差重要集中在变形组织左近。上述了局批注，
，最大的取向差密度存在于界面内的再结晶区左近，
，证实该处在在高密度位错和显著的晶格应变。

如图5所示，
，Ti60高温钛合金棒材扩散衔接过程可分为三个阶段[19-22]：：：第一阶段为初始物理接触阶段，
，在施加压力前，
，Ti60高温钛合金棒材的衔接界面通过理论微观凸起实现初始点接触，
，随后在压力作用下接触区产生塑性变形，
，使接触面积逐步增大。第二阶段为相界迁徙阶段，
，随着高温高压的持续作用，
，界面接触点的塑性变形水平逐步增大，
，进而产活泼态再结晶，
，形成藐小α相。第三阶段为界面隐没阶段，
，高温高压促使界面产活泼态再结晶，
，伴随合金元素的互扩散，
，接触面积持续增大，
，同时界面间隙逐步缩小，
，最终实现扩散衔接界面的冶金结合。

2.2 热压温度对扩散衔接界面拉伸机能的影响

2.2.1 室温拉伸机能

图6为扩散衔接Ti60钛合金的室温拉伸机能曲线。由图可见，
，与母材相比，
，扩散衔接合金强度有肯定水平的降低，
，抗拉强度从1 124.0 MPa降低到998.7～1 008.7 MPa，
，屈服强度从1 029.7 MPa降低到909.0～916.3 MPa，
，延长率也大幅度降低，
，从11.7%降低到4.8%。

扩散衔接合金室温拉伸断口描摹如图7和图8所示。由图7可见，
，室温拉伸断口宏观描摹均较为平坦，
，未出现显著的颈缩景象；；；由图8可见，
，断口理论未见显著的韧窝，
，均属于脆性断裂。

扩散衔接Ti60合金的显微组织与母材根基靠近(见图2和图3)，
，力学机能的差距重要受扩散区界面组织的影响。由图4(a)扩散衔接合金的显微组织描摹可见，
，扩散界面区再结晶形成的藐小α相与母材α相之间存在较大的尺寸差距。在合金拉伸变形过程中，
，位错在相界左近累积，
，在尺寸较大的α相中，
，位错密度出现出晶粒中心向相界递增的梯度散布；；；而在藐小的α相中不存在这种梯度差距，
，位错呈均匀的高密度散布。界面与母材α相的晶体学失配导致界面无法协调变形。在拉伸应力作用下，
，位错在界面藐小α相与母材α相的天堑处累积，
，导致部门应力集中[22]，
，使合金在界面处产生脆性断裂，
，合金强度和塑性显著降落。

2.2.2 高温拉伸机能

Ti60是能够持久服役于600℃高温下的一类钛合金，
，其高温下的拉伸机能极其关键。图9为分歧温度扩散衔接Ti60合金的高温拉伸机能曲线。由图可见，
，随着扩散衔接温度升高，
，合金整体强度降低，
，抗拉强度由624.3 MPa降至582.7 MPa，
，屈服强度由483.0 MPa降至475.0 MPa；；；延长率则随着扩散衔接温度升高整体呈上升趋向，
，当温度达到1020℃时，
，合金的延长率提高到14.5%。从图9中显著可见，
，1000℃扩散衔接Ti60高温钛合金的高温塑性与母材靠近。

试样的高温拉伸断口描摹如图10和图11所示。由图10(a)可看出，
，980℃扩散衔接试样的断口宏观描摹理论较为平坦，
，未见初露，
，试样在扩散衔接界面处产生断裂，
，属于典型的脆性断裂。当扩散衔接温度升至1000℃和1020℃时，
，断口理论可见巨细不一、、、散布不均匀的切窝，
，为典型的韧性断裂，
，如图10(b,c)所示。从图11所示微观描摹能够更清澈地看到，
，较高温度衔接试样断口理论存在大量切窝。断口描摹特点与合金延长率变动法规一致。在高温拉伸过程中，
，1000 ℃和1020 ℃扩散衔接界面处形成的再结晶藐小α相在高温作用下归并而长大粗化，
，高温下元素扩散越发充分，
，肯定水平上降低了界面扩散区形成的晶体学失配水平，
，使扩散衔接区的塑性显著提高。而980 ℃扩散衔接界面处的α相过于藐小，
，高温拉伸过程无法提供足够的能量使其长大，
，晶体学失配水平未得到有效改善，
，断口仍阐发出脆性断裂特点。

3、、、结 论

1）选取分歧的热压温度扩散衔接的Ti60高温钛合金实现了优良的冶金结合，
，界面处产生了动态再结晶，
，980 ℃扩散衔接合金的界面处天生了藐小的α相，
，随着热压温度的升高，
，界面处藐小的α相逐步长大。

2）随着热压温度的升高，
，等轴α相、、、次生α相均产生粗化，
，扩散衔接界面处较大尺寸的α相面积分数逐步增大。

3）扩散衔接Ti60高温钛合金的界面存在晶体学失配景象而无法有效协调变形，
，进而导致合金室温强度与塑性显著降低，
，提高热压温度后，
，扩散衔接合金的高温（600 ℃）塑性显著提高。

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