采用真空扩散连接技术制备了高强度Mo/Ti6Al4V连接接头，研究了不同扩散连接温度和保温时间对Mo与Ti6Al4V连接接头界面组织及力学性能的影响。结果表明，Mo/Ti6Al4V接头的扩散层宽度随着连接温度的不断升高而逐渐变宽，形成了由Mo、Ti、Al和V组成的扩散层，在1100℃下由于热失配的问题界面处出现开裂的现象。在连接温度为900℃时，延长保温时间有助于提高元素的互扩散作用，扩散层的宽度由保温10 min的1.85 μm提高到保温90 min的5.75 μm。Mo/Ti6Al4V接头的拉伸强度呈现出随扩散温度和保温时间先增加后减小的趋势。当扩散温度1000℃，保温时间60 min时，Mo/Ti6Al4V接头拉伸性能达到最大值为323 MPa。

钼合金具有熔点高(2610℃)、热膨胀系数低、耐热应力冲击和导热好等特性，在航空航天、武器装备和核能等工作温度在1600℃以上的高温领域得到广泛应用[1-5]。钛合金因具有比强度高、抗疲劳性好和耐腐蚀性强等优点[6-7]，广泛应用于航空航天、核能、化学和生物医药等领域[8]。由于航空发动机喷管要求材料具备轻量化、耐热冲击性好等特性[9]，因此将Mo合金与Ti6Al4V连接制成整体构件，可充分发挥两种材料的优异特性，实现在极端环境下(3000 K)服役部件对材料的要求。

Mo合金和Ti6Al4V在熔点、热膨胀系数等物理性质上存在较大差异[10-11]，因此在连接过程中容易出现由于应力集中而导致接头开裂的问题。Mo合金的焊接性能差[12]，对气态杂质敏感[13]，在连接过程O、N等气态杂质富集在晶界处引起Mo合金脆化[14]。国内外学者探究了Mo合金与Ti6Al4V的连接问题，其中Chang等人利用红外钎焊连接纯Mo与Ti6Al4V合金，加入中间层Ti-15Cu-15Ni，样品在970℃焊接180 s时，强度为251 MPa[15]；祁凯等人采用Ti-28Cu-12Ni钎料对Mo和Ti6Al4V合金进行了钎焊，钎缝中生成了Ti2Cu、TiCu和Ti2Ni等脆性金属间化合物，导致接头强度低[16]。这些研究中Mo/Ti6Al4V接头中出现了大量的金属间化合物且强度低，限制了整体构件的广泛使用，因而Mo合金与Ti6Al4V实现高强度可靠连接是亟需解决的问题。

本文采用真空扩散连接技术连接Mo和Ti6Al4V合金，研究不同扩散温度和保温时间对接头微观结构与力学性能的影响以获得高强度的连接接头，为钼合金与钛合金连接开辟了新的可能性。

实验

本实验连接样品采用粉末冶金方法制备的Mo合金(Mo的质量分数为94%，TiC的质量分数为6%)和商用Ti6Al4V，尺寸为15 mm×15 mm×20 mm。将待连接表面用100#，400#，600#，800#，1000#，1500#的砂纸磨亮，然后用0.5 μmAl2O3粉末抛光，获得近镜面平面。

扩散连接

本实验研究在800、900、1000和1100℃下直接扩散连接Mo/Ti6Al4V，保温时间60 min，压力为20 MPa；在扩散温度900℃，压力为20 MPa时，分别保温10 min、30 min、60 min和90 min直接扩散连接Mo/Ti6Al4V。

机械测试

扩散连接样品采用线切割方法从Mo/Ti6Al4V连接界面加工出检测样品，分别取四个26 mm工字型拉伸试样用作拉伸实验，两个尺寸为0.5 mm×1 mm×1 mm小方块用于SEM和EPMA的检测。使用万能试验机(Instron3369)以1 mm/min的速度在室温下测量Mo/Ti6Al4V接头的拉伸强度；使用扫描电子显微镜(SEM，Quanta 250 FEG)装配能谱仪(EDX)检测接头界面的微观组织结构和断口形貌；采用电子探针测定扩散层的元素分布。

结果与讨论

Mo/Ti6Al4V连接界面的微观组织

图1显示了不同扩散温度下为(a)800℃，(b) 900℃，(c) 1000℃和(d) 1100℃扩散连接Mo/ Ti6Al4V的连接界面。从图中可以看出，扩散温度为800~1000℃时，随着扩散温度的升高扩散的厚度从0.91 μm增加到12.87 μm，扩散温度为1100℃连接界面产生了裂纹，这可能是由于扩散温度高，两种母材的熔点及热膨胀系数不匹配，从而产生残余应力，导致材料开裂。根据式(1)可知随着扩散温度的升高，组元原子的扩散系数呈指数级增加，扩散距离增加；同时随着温度升高平衡空位浓度增大有利于扩散，因此扩散层变厚。

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式中，D为扩散系数，D0为扩散常数，Q为扩散激活能，R为玻尔兹曼常数，T为温度。

图2显示了扩散温度900℃时，不同保温时间下扩散连接Mo/Ti6Al4V的连接界面。从图中可以观察到，随着保温时间的延长界面扩散层的厚度从1.85 μm增加到5.75 μm，保温时间90 min时在Mo合金母材中发现了微裂纹，微裂纹沿着Mo合金中小的黑色圆形颗粒偏折扩展。根据式(2)可知，保温时间与组元原子扩散的距离呈抛物线关系，保温时间延长扩散层厚度增加。与图1相比，保温时间从10 min延长到90 min，扩散层的厚度由1.85 μm增加到5.75 μm，而扩散温度从800℃升至1000℃，扩散层的厚度由0.91 μm增加到12.87μm。由此可见，扩散层厚度的增加对扩散温度的敏感度大于保温时间。

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式中，x为扩散距离，k为常数(根据C/C0和D的数值确定)，t为扩散时间。

Mo/Ti6Al4V连接界面的元素分布及扩散行为

图3为扩散温度900℃，保温时间60 min直接扩散连接Mo/Ti6Al4V的连接界面的背散射扫描图片和对应的线扫描图。从图中可以看出，扩散层的厚度大约为4 μm，线扫的结果显示在扩散层中Mo、Ti元素的变化明显，从Mo合金侧到Ti6Al4V侧Mo元素的含量连续降低，Ti元素的含量连续升高，Al和V两种元素呈现出缓慢上升的趋势。

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为了确定元素的分布和分析扩散行为，采用EPMA分析扩散连接温度1000℃，保温时间60 min下形成的连接界面，如图4所示。图中可以看出，Mo、Ti、Al和V均匀地分布在扩散层中而没有明显的团聚，界面处区域4的Mo的原子数分数为38.807%，Ti为52.364%；在界面左侧区域3和2的Mo的原子数分数分别为7.724%和0.161%，而在界面右侧区域5处的Ti原子数分数仅有2.291%。根据Mo、Ti元素在界面两侧的含量变化可知，Mo原子向Ti6Al4V基体中扩散的速度比Ti原子向Mo合金基体中扩散的速度快。根据冯亮等人[17]的研究可知，温度为1000℃时，Mo在Ti中的扩散系数为3.95×10–14m2/s，Ti在Mo中的扩散系数为2.80×10–17m2/s，因此在互相扩散过程中，Mo原子向Ti6Al4V母材扩散的速度大于Ti原子向Mo合金母材中的扩散速度，这也与实验结果相吻合。分析原因为：Mo的原子半径(1.39 Å)小于Ti的原子半径(1.47 Å)[18]，因此Mo原子比Ti原子容易扩散；Mo的熔点(2160℃[1])和Ti(1660℃[8])相差较大，金属熔点越高，空位的形成能和迁移能越大，因此在相同条件下，Mo合金基体中形成的空位数比Ti6Al4V基体少，有利于Mo原子扩散到Ti6Al4V基体中。

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Mo/Ti6Al4V连接界面的力学性能和断口分析

图5(a)为不同扩散温度下保温60 min的Mo/Ti6Al4V扩散连接接头的拉伸强度，图5(b)为扩散温度900℃时，不同保温时间下Mo/Ti6Al4V扩散连接样品的拉伸强度。从图5(a)可以看出，随着温度升高拉伸强度先上升后下降，当扩散连接温度为800℃时，接头的抗拉强度相对较低(81 MPa)，随着扩散连接温度的升高拉伸强度提高，在1000℃达到峰值323 MPa。从图5(b)中可以发现，随着保温时间的延长拉伸强度先上升后下降，保温时间10 min时，拉伸强度较低(98 MPa)，随着保温时间延长到60 min时拉伸强度达到峰值(270 MPa)。由此可见，本实验中Mo/Ti6Al4V连接接头的拉伸强度远远超过采用Ni中间层扩散连接的Mo/Cu接头强度(97 MPa)[19]和采用中间层Ti-15Cu- 15Ni红外钎焊Mo/Ti6Al4V的强度(251 MPa)[15]，甚至超过激光连接NiTi/Ti6Al4V接头强度(300 MPa)[20]。图6显示了不同扩散温度下Mo侧的Mo/Ti6Al4V连接界面的断口扫描图像。断口形貌主要表现出脆性断裂形态，为典型的沿晶脆性断裂，随着扩散温度的升高，晶粒无明显长大。

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结束语

(1)采用扩散连接技术制备了Mo/Ti6Al4V连接样品，获得了质量良好的连接接头。(2)随着扩散温度的升高和保温时间的延长，扩散层的厚度都不断增加，且扩散温度的敏感度大于保温时间。(3) Mo/Ti6Al4V连接界面的扩散层由Mo、Ti、Al和V组成，在互相扩散过程中Mo原子向Ti6Al4V基体中扩散的速度比Ti原子向Mo合金基体中扩散的速度快。(4)扩散温度1000℃，保温60 min时，Mo/Ti6Al4V实现高强度连接，拉伸强度为323 MPa，断裂方式为脆性断裂，断裂位置为靠近扩散层的Mo合金母材处。

文章来源——金属世界​

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