硬质合金与钛合金真空扩散焊工艺研究

[铝合金部件焊接变形的产生及控制]摘要：铝合金在焊接后会产生变形，这在很大程度上增加了焊后调修量，浪费了很多工时，严重时会导致生产进度延期。为了进一步解决铝合金焊接变形的1"-3题，通过对焊接变形的影响因素...+阅读

摘要：通过对硬质合金(yg8) 与钛合金(ta15)异种材料焊接工艺问题的分析，采用塑性较好的cu作为中间层来缓解ta15厂yg8的接

头热应力。在焊接温度为860℃ 。压力为5 mpa，扩散焊接时间分别为1o，20，3o，5o，60 min的条件下，研究yg8与ta15的扩散焊工

艺．分析了yg8与ta15连接界面的

原子扩散机制、反应相生成及其分布规律。结果表明，yg8／cu界面呈一条亮线，结合良好，而

ta15／cu界面由于生成层状分布的脆性金属间化合物而出现裂纹。剪切试验时接头也是在此界面断开。在扩散焊接时间为60 rain时接头

抗剪强度达到116 mpa。为硬质合金与钛合金复合构件的生产应用提供了理论研究基础。

关键词：真空扩散连接；硬质合金；钛合金；中间相

中图分类号：1ig453．9 文献标识码：a

yg8硬质合金属于wc—co系硬质合金，由于co是金属中与

c相容性最好的金属元素之一。co熔液对碳的润湿角为50。一

7oo，故co作为粘结相对wc具有良好的润湿性，可使yg8获得

良好的物理、力学性能ⅲ．但硬质合金较脆，抗冲击性差，加

工困难．因此．在实际应用中往往将其与韧性好、易加工的金

属材料连接成为复合部件使用。ta15是一种新型的近or．型中强

度钛合金．名义成分为ti一6．5a1—2zr-1mo一1v i2]，有着较好的

综合力学性能．可作为飞机结构的主要用材，用来制造飞机隔

框、壁板等工作温度较高、受力较复杂的重要结构零件，在飞

机结构中有着广阔的应用前景e3]，其与yg8连接的复合构件，

可充分发挥两者的性能优势。但yg8与ta15的线膨胀系数相差

较大(yg8为4_5xl0-6 m／k。ta15为8．oxlo m／k)。焊接过程

中．由于热失配产生的热应力往往会导致在yg8／ta15界面上

或yg8中产生裂纹．从而严重影响接头的力学性能。加之

ta15活性大，易氧化，熔焊焊接性差。由此可见，yg8／ta15

冶金焊接性与工艺焊接性的较大差异是两者可靠连接的瓶颈。

针对硬质合金与金属连接易产生应力的问题，国内外相关

的研究大都集中在中间过渡层的选取上。ti6a14v钛合金与

wc—co硬质合金的摩擦焊可以采用纯nj作为中间过渡层e41。

wc—co类硬质合金和工具钢的扩散焊可以采用fe—ni作沩中间

过渡层i5]，均在应力缓释方面获得良好的效果。使用热等静压

扩散连接方法，采用ni箔作为中间过渡层实现了硬质合金与工

业纯铁、q235钢、45钢、tio钢良好的冶金结合i6]。针对硬质合

金与钢连接界面易形成有害的11相，使结合部位抗弯强度降低

的问题，tig焊时，采用ni—fe—c焊丝，避免了11相的形成，从

收稿13期：2007—03—29；修回13期：2007—08—17

而提高了接头的力学性能et]。基于以上的研究基础，本试验拟

采用塑性更好的cu箔代替作为应力缓释层．研究了yg8与

ta15的真空扩散焊工艺，分析了yg8／ta15接头连接界面的原

子扩散机制、反应相生成及其分布规律。

1 研究方案

试验用ta15的规格为39 mmx26 mm x4 mm．其化学成分

见表1。yg8的规格为24 mm

14 mmx2 mm，含有 (co)8％

和 (wc)92％采用cu作为中间层材料，厚度为0．1 mm。

表1 试验材料的化学成分 (质量分数) (％)

材料 al mo v zr c fe h si o n 其它

ta15 5．5—7．0 0．2

2．0 0．8

2．5 1．5

2．5 o．1 0．25 0．015 0．15 0．15 0．03 0_3 ba1．

焊前依次用32 ，5 ，1 200 和1 5oo&emsp的sic砂纸打磨2个

试样的待焊面至平整，并去除试样和cu表面的氧化膜，采用

trio0粗糙度仪测量表面r <0．2 m后，用去离子水超声波清

洗cu和yg8 3—5 min，keller试剂(hf 2 ml，hc1 3 ml，

hno3 15 ml，h2o 190 ml)清洗ta15 1—2 min，乙醇超声波

清洗3—5 min后，再存放于乙醇中待焊。

试验用fjk一2型辐射加热扩散焊机．均温区为6300 mm

300 mm，最高加热温度1 350℃ ，温度控制精度±3℃，加载

能力100 n一100 kn，热态极限真空度4．3xlo pa。在选取焊接

温12全文查看度为860℃ ，压力为5 mpa。以及扩散连接时间分别为

1o，2o，3o，5o，60 min的条件下，研究yg8与ta15的扩散焊

工艺。采用光学显微镜与扫描电子显微镜进行微观分析，并观

测接头微观结构，采用电子探针对接头结合界面区域元素分布

规律进行研究和分析。焊缝抗剪强度的测试采用专用的剪切卡

具

在instron拉伸试验机上进行，加载速率6xlo n·s一。

12 ·试验与研究· 焊接技术第36卷第5期2007年10月

2 试验结果及分析

2．1 接头显微组织分析

同一焊接参数下yg8与ta15扩散焊接头不同区域的微观

形貌如图l所示。

(a)yg8基体与cu中间层

(860℃ ．30rain)

cu中问层

(b)ta15基体与cu中间层

(860℃ ，30rain)

图l ta15／yg8接头微观组织形貌

其中图la，b分别反映了焊接温度为860℃ ．时间为30 min

条件下yg8与cu中间层以及ta15与cu中间层的界面结合情况。

由图1a可见，cu以其优良的延展性和变形能力嵌入yg8表面凹

陷之处，与其表面紧密贴合．大大增加了yg8／cu接头的有效

接触面积，加速了原子扩散过程，提高了该连接界面的结合强

度。另外，从图1a中还可以明显看出，在yg8／cu界面处存在

一条亮线，分析认为，是co原子在界面产生偏析、聚集的结

果，其产生原因为，yg8焊前经砂纸打磨处理后，co包裹wc

结构被破坏，致使表层约2—3 m的深度内co含量极低(w(co)

<0．5％)，疏松、空隙较多[8]，从而形成了co原子在yg8基体内部

与表面层的浓度梯度。在此焊接条件下，co原子不可避免地

会发生扩散现象，并在该浓度梯度的作用下不断向表层迁移，

在yg8／cu界面处发生co颗粒富集或长大．由于co与wc有非常

好的润湿性．它将填满部分由于打磨脱co后wc颗粒间的空

隙，把wc颗粒紧密粘结在一起．产生co原子在界面的偏析、

聚集。从而进一步提高了该细dxwc表层的韧性和抗弯强度．

提高了yg8／cu界面的结合强度。由能谱分析结果也可以看出，

图1a中亮线处co原子的质量分数为12．19％．大于yg8基体中co

原子的质量分数(8％)。这一点也很好地印证了以上的分析。

与图1a中yg8／cu界面不同，ta15／cu的界面结合没有明显的界

限，但存在一定宽度且颜色呈现明暗不同的界面层。总界面层

厚度达到38．5 m左右，其中．0层厚度约为7．4 m；6层厚度

约为14．6 m；c层厚度约为16．5 m。这是由于高温下和cu

原子发生了互扩散．在ta15与cu中间层界面一侧形成了有明

显界限且结构不同的新相化合物层。

2．2 原子扩散机制及中间相分析

界面上形成化合物是反应扩散的基本特征。在扩散、反应

过程中能够生成哪些化合物．以及生成物的先后顺序问题是比

较复杂的，应从热力学和动力学的角度综合考虑。通过能谱分

析结果(图2和表2)可以看出，在ta15与cu中间层的连接界

面附近，相互扩散明显，形成了厚度明显不同的反应层．各个

反应层生成的中间相也不同。在靠近cu中间层一侧为cu(ti)

固溶体以及少量的ticu中间相，由点2的原子比约为1：4可知．

此处为ticu 中间相；点3的原子比约为1：1．8，可知．此处为

ticu：和ti2cu，中间相的混合物，而ti2cu，中间相只可能由固相

反应生成，其在固相中与ticu 中间相平衡[9 3；点4的原子比

约为1：1，可知，此处为ticu中间相；靠近基体ta15钛合金一

侧为o／．一ti(cu)固溶体，此时，ti可以溶解大约10％的cu。

taguchi等人[】在690—870 oc条件下对ti／cu进行了扩散反应试

验，研究结果证实，在扩散区域会产生6种类型的ti—cu金属间

化合物，依次为ticu4，ticu2，ti2cu3，ti3cu4，ticu，ti2cu。

这与本次试验中出现化合物的顺序是一致的。

(a)点扫描结果 (b)线扫描结果

图2 ta15与cu界面一侧能谱分析结果(860℃。30 mil1)

表2 对应图2a中spectmm 1-5各点的化学成分 (摩尔分数) (％)

点号 c al _n c1,1

spectrum 1 14．58 1．26 4．25 79．9l

spectrum 2 20．6l 3．16 l5．6l 60．61

spectrum 3 l9．32 3．47 28．62 48．59

spectrum 4 2l_87 3．58 40．96 33 59

spectrum 16．o8 9．39 64．86 9．67

图2中，cu原子自界面的扩散距离均达n5o一60 m，ti

原子成分分布曲线tlcu原子的成分分布曲线起伏幅度大。表

明tj原子比cu原子有更大的扩散活性(图2b)。很显然以上现

象与tj，cu扩散行为有着密切的联系。由化学势公式[11]：

=og／on ， (1)

式中：此为组元i的化学势；g为吉布斯自由能；ni是组元i的原

子数。经计算得出ti原子的化学势tlcu原子要高，它们之间的

化学势梯度就是扩散的驱动力，这也与试验分析结果相吻合。

通过对yg8／ta15接头真空扩散焊工艺的分析研究可知，

接头整体性能由yg8／cu与cu／ta15两处结合界面性能共同决

定。在860℃的焊接温度下，焊接过程中各主要元素都发生了

扩散传质过程。扩散传质是进行接头冶金反应和成分均匀化的

基础，扩散过程一方面改善了焊接界面之间的物理接触状况，

形成了扩散焊接头，如yg8／cu界面结合性能良好。但在cu／

ta15界面处同时形成了固溶体和金属间化合物。固溶体可以

产生固溶强化效果，这在中间层的强化过程中占有重要地位，

weldinz technolo

v voli36 no．5 oct．2007 ·试验与研究· 13

而ti—cu金属间化合物硬而脆，在焊后的重复打磨或使用中很

容易导致开裂现象，故对接头性能危害很大。剪切试验时，接

头在位于cu／ta15连接界面处断开即说明了这一点。故在真空

扩散连接yg8与ta15时，对cu／ta15界面处生成ti—cu金属间

化合物的体积分数以及在界面的分布状态必须予以控制，以便

提高整体接头的力学性能。

23 接头的剪切性能

焊后接头的抗剪强度试验结果如图3所示。ta15厂yg8接头

的抗剪强度由yg8硬质合金、ta15钛合金、中间层cu及两结

合面的强度共同决定。其中，两结合面的强度起关键作用，它

受结合面处产生的一系列物理、冶金反应的影响。由图可见，

随着焊接时间的增加，抗剪强度呈升高的趋势，且在焊接温度

为860℃ 、保温时间为30 rain条件下接头的抗剪强度达到最大值

116mpa。之后．当保温时间增加时，接头中脆性金属间化合物

新相逐渐析出．且呈层状聚集分布．必将影响到接头的力学性

能。从而导致抗剪强度随保温时间的继续增加呈下降趋势。

．

，／一＼

&&emsp125;

提高了其结合强度：在cu／ra15界面上形成了不同宽度的化合

物扩散层．依次为cu(ti)固溶体、ticu4中间相、ticu 和ti cu3

中间相的混合物、ticu中间相以及0【一ti(cu)固溶体。其中，固

溶体产生的固溶强化效果进一步提高了接头的力学性能，但中

间相ticua，ticu2，ti2cu3和ticu都较钛合金基体硬且脆，而且

呈层状聚集．这必将影响到界面性能，真空扩散连接时对其体

积分数和形态必须予以控制。

参考文献：

[1]陈献廷．硬质合金使用手册[m]．北京：冶金工业出版社，1986．

[2]马济民，李成功，邓炬，等．中国航空材料手册(第4卷)[m]．

北京：中国标准出版社，2ool_74．

[3]李兴无，沙爱学，张旺峰，等．ta15合金及其在飞机结构中的应

用前景[j]．钛工业进展，2003：20(4—5)：90—94．

[4]shamanian m，salehi m and saatchi a．influence of ni interlayers on

the mechanical properties of ti6a14w(wc—co) friction welds[j]．

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[5]akiomi k，susumu h and k taguchi．difusion bonding of wc—co

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研究学报，1994，6(3)：58—64．

[7]王浩，杨德新，赵秀娟，等．yg30硬质合金与45钢tig焊接头

组织及抗弯强度的研究[j]．焊接，2004，48(8)：1o-13．

[8]匡同春，白晓军，成晓玲，等．金刚石膜与硬质合金刀片间界面

0 20

捏时

40 60 80 c

保温时 ih3／。相的研究[j]．金属学报，1999，35(6)：644—466．

min uu. . . . ’ ’ ’ ‘

1tt3 tal5，yg8接头抗剪强度与保温时间的关系 [9]ande

e w，jarfors．the influence of carbon on the phase in the

3 结论。。pper-fi aiiium sys em and hei precipi 0n [j]·jou al 0f

materials science 1999，34： 4 533—4 544．

(1)在焊接压力5 mpa，焊接温度86o℃条件下分别保温 [1o]o

samu tagilchi，yoshiaki iijim aiid kenichi hiraii。．reacti0n

1o，2o，3o，5o，60 rain，采用cu作为应力缓释层，实现了diff

usi0n in the cu-ti system [j]．j．japan inst．metals，1990，54

yg8硬质合金与ta15钛合金的真空扩散焊接工艺。

保温3o rain f6 ：619— 627．

接头的抗剪强度达到最大值l16 mpa。 [11]胡赓祥

，蔡殉．材料科学基础[m]．上海：上海交通大学出版

(2)在yg8／cu界面的亮线处，发生co原子的偏析和聚集，社．2000．12全文查看摘要：通过对硬质合金(y8) 与钛合金(15)异种材料焊接工艺问题的分析，采用塑性较好的cu作为中间层来缓解15厂y8的接

头热应力。在焊接温度为860℃ 。压力为5 mp，扩散焊接时间分别为1o，20，3o，5o，60 min的条件下，研究y8与15的扩散焊工

艺．分析了y8与15连接界面的

原子扩散机制、反应相生成及其分布规律。结果表明，y8／cu界面呈一条亮线，结合良好，而

15／cu界面由于生成层状分布的脆性金属间化合物而出现裂纹。剪切试验时接头也是在此界面断开。在扩散焊接时间为60 rin时接头

抗剪强度达到116 mp。为硬质合金与钛合金复合构件的生产应用提供了理论研究基础。

关键词：真空扩散连接；硬质合金；钛合金；中间相

中图分类号：1i453．9 文献标识码：

y8硬质合金属于wc—co系硬质合金，由于co是金属中与

c相容性最好的金属元素之一。co熔液对碳的润湿角为50。一

7oo，故co作为粘结相对wc具有良好的润湿性，可使y8获得

良好的物理、力学性能ⅲ．但硬质合金较脆，抗冲击性差，加

工困难．因此．在实际应用中往往将其与韧性好、易加工的金

属材料连接成为复合部件使用。15是一种新型的近or．型中强

度钛合金．名义成分为i一6．51—2zr-1mo一1v i2]，有着较好的

综合力学性能．可作为飞机结构的主要用材，用来制造飞机隔

框、壁板等工作温度较高、受力较复杂的重要结构零件，在飞

机结构中有着广阔的应用前景3]，其与y8连接的复合构件，

可充分发挥两者的性能优势。但y8与15的线膨胀系数相差

较大(y8为4_5l0-6 m／k。15为8．olo m／k)。焊接过程

中．由于热失配产生的热应力往往会导致在y8／15界面上

或y8中产生裂纹．从而严重影响接头的力学性能。加之

15活性大，易氧化，熔焊焊接性差。由此可见，y8／15

冶金焊接性与工艺焊接性的较大差异是两者可靠连接的瓶颈。

针对硬质合金与金属连接易产生应力的问题，国内外相关

的研究大都集中在中间过渡层的选取上。i614v钛合金与

wc—co硬质合金的摩擦焊可以采用纯nj作为中间过渡层41。

wc—co类硬质合金和工具钢的扩散焊可以采用f—ni作沩中间

过渡层i5]，均在应力缓释方面获得良好的效果。使用热等静压

扩散连接方法，采用ni箔作为中间过渡层实现了硬质合金与工

业纯铁、q235钢、45钢、io钢良好的冶金结合i6]。针对硬质合

金与钢连接界面易形成有害的11相，使结合部位抗弯强度降低

的问题，i焊时，采用ni—f—c焊丝，避免了11相的形成，从

收稿13期：2007—03—29；修回13期：2007—08—17

而提高了接头的力学性能]。基于以上的研究基础，本试验拟

采用塑性更好的cu箔代替作为应力缓释层．研究了y8与

15的真空扩散焊工艺，分析了y8／15接头连接界面的原

子扩散机制、反应相生成及其分布规律。

1 研究方案

试验用15的规格为39 mm26 mm 4 mm．其化学成分

见表1。y8的规格为24 mm

14 mm2 mm，含有 (co)8％

和 (wc)92％采用cu作为中间层材料，厚度为0．1 mm。

表1 试验材料的化学成分 (质量分数) (％)

材料 l mo v zr c f h si o n 其它

15 5．5—7．0 0．2

2．0 0．8

2．5 1．5

2．5 o．1 0．25 0．015 0．15 0．15 0．03 0_3 b1．

焊前依次用32 ，5 ，1 200 和1 5oo&emsp的sic砂纸打磨2个

试样的待焊面至平整，并去除试样和cu表面的氧化膜，采用

rio0粗糙度仪测量表面r &l;0．2 m后，用去离子水超声波清

洗cu和y8 3—5 min，kllr试剂(hf 2 ml，hc1 3 ml，

hno3 15 ml，h2o 190 ml)清洗15 1—2 min，乙醇超声波

清洗3—5 min后，再存放于乙醇中待焊。

试验用fjk一2型辐射加热扩散焊机．均温区为6300 mm

300 mm，最高加热温度1 350℃ ，温度控制精度±3℃，加载

能力100 n一100 kn，热态极限真空度4．3lo p。在选取焊接

温[]度为860℃ ，压力为5 mp。以及扩散连接时间分别为

1o，2o，3o，5o，60 min的条件下，研究y8与15的扩散焊

工艺。采用光学显微镜与扫描电子显微镜进行微观分析，并观

测接头微观结构，采用电子探针对接头结合界面区域元素分布

规律进行研究和分析。焊缝抗剪强度的测试采用专用的剪切卡

具

在insron拉伸试验机上进行，加载速率6lo n·s一。

12 ·试验与研究· 焊接技术第36卷第5期2007年10月

2 试验结果及分析

2．1 接头显微组织分析

同一焊接参数下y8与15扩散焊接头不同区域的微观

形貌如图l所示。

()y8基体与cu中间层

(860℃ ．30rin)

cu中问层

(b)15基体与cu中间层

(860℃ ，30rin)

图l 15／y8接头微观组织形貌

其中图l，b分别反映了焊接温度为860℃ ．时间为30 min

条件下y8与cu中间层以及15与cu中间层的界面结合情况。

由图1可见，cu以其优良的延展性和变形能力嵌入y8表面凹

陷之处，与其表面紧密贴合．大大增加了y8／cu接头的有效

接触面积，加速了原子扩散过程，提高了该连接界面的结合强

度。另外，从图1中还可以明显看出，在y8／cu界面处存在

一条亮线，分析认为，是co原子在界面产生偏析、聚集的结

果，其产生原因为，y8焊前经砂纸打磨处理后，co包裹wc

结构被破坏，致使表层约2—3 m的深度内co含量极低(w(co)

&l;0．5％)，疏松、空隙较多[8]，从而形成了co原子在y8基体内部

与表面层的浓度梯度。在此焊接条件下，co原子不可避免地

会发生扩散现象，并在该浓度梯度的作用下不断向表层迁移，

在y8／cu界面处发生co颗粒富集或长大．由于co与wc有非常

好的润湿性．它将填满部分由于打磨脱co后wc颗粒间的空

隙，把wc颗粒紧密粘结在一起．产生co原子在界面的偏析、

聚集。从而进一步提高了该细dwc表层的韧性和抗弯强度．

提高了y8／cu界面的结合强度。由能谱分析结果也可以看出，

图1中亮线处co原子的质量分数为12．19％．大于y8基体中co

原子的质量分数(8％)。这一点也很好地印证了以上的分析。

与图1中y8／cu界面不同，15／cu的界面结合没有明显的界

限，但存在一定宽度且颜色呈现明暗不同的界面层。总界面层

厚度达到38．5 m左右，其中．0层厚度约为7．4 m；6层厚度

约为14．6 m；c层厚度约为16．5 m。这是由于高温下和cu

原子发生了互扩散．在15与cu中间层界面一侧形成了有明

显界限且结构不同的新相化合物层。

2．2 原子扩散机制及中间相分析

界面上形成化合物是反应扩散的基本特征。在扩散、反应

过程中能够生成哪些化合物．以及生成物的先后顺序问题是比

较复杂的，应从热力学和动力学的角度综合考虑。通过能谱分

析结果(图2和表2)可以看出，在15与cu中间层的连接界

面附近，相互扩散明显，形成了厚度明显不同的反应层．各个

反应层生成的中间相也不同。在靠近cu中间层一侧为cu(i)

固溶体以及少量的icu中间相，由点2的原子比约为1：4可知．

此处为icu 中间相；点3的原子比约为1：1．8，可知．此处为

icu：和i2cu，中间相的混合物，而i2cu，中间相只可能由固相

反应生成，其在固相中与icu 中间相平衡[9 3；点4的原子比

约为1：1，可知，此处为icu中间相；靠近基体15钛合金一

侧为o／．一i(cu)固溶体，此时，i可以溶解大约10％的cu。

uchi等人[】在690—870 oc条件下对i／cu进行了扩散反应试

验，研究结果证实，在扩散区域会产生6种类型的i—cu金属间

化合物，依次为icu4，icu2，i2cu3，i3cu4，icu，i2cu。

这与本次试验中出现化合物的顺序是一致的。

()点扫描结果 (b)线扫描结果

图2 15与cu界面一侧能谱分析结果(860℃。30 mil1)

表2 对应图2中spcmm 1-5各点的化学成分 (摩尔分数) (％)

点号 c l _n c1,1

spcrum 1 14．58 1．26 4．25 79．9l

spcrum 2 20．6l 3．16 l5．6l 60．61

spcrum 3 l9．32 3．47 28．62 48．59

spcrum 4 2l_87 3．58 40．96 33 59

spcrum 16．o8 9．39 64．86 9．67

图2中，cu原子自界面的扩散距离均达n5o一60 m，i

原子成分分布曲线lcu原子的成分分布曲线起伏幅度大。表

明j原子比cu原子有更大的扩散活性(图2b)。很显然以上现

象与j，cu扩散行为有着密切的联系。由化学势公式[11]：

=o／on ， (1)

式中：此为组元i的化学势；为吉布斯自由能；ni是组元i的原

子数。经计算得出i原子的化学势lcu原子要高，它们之间的

化学势梯度就是扩散的驱动力，这也与试验分析结果相吻合。

通过对y8／15接头真空扩散焊工艺的分析研究可知，

接头整体性能由y8／cu与cu／15两处结合界面性能共同决

定。在860℃的焊接温度下，焊接过程中各主要元素都发生了

扩散传质过程。扩散传质是进行接头冶金反应和成分均匀化的

基础，扩散过程一方面改善了焊接界面之间的物理接触状况，

形成了扩散焊接头，如y8／cu界面结合性能良好。但在cu／

15界面处同时形成了固溶体和金属间化合物。固溶体可以

产生固溶强化效果，这在中间层的强化过程中占有重要地位，

wldinz chnolo

v voli36 no．5 oc．2007 ·试验与研究· 13

而i—cu金属间化合物硬而脆，在焊后的重复打磨或使用中很

容易导致开裂现象，故对接头性能危害很大。剪切试验时，接

头在位于cu／15连接界面处断开即说明了这一点。故在真空

扩散连接y8与15时，对cu／15界面处生成i—cu金属间

化合物的体积分数以及在界面的分布状态必须予以控制，以便

提高整体接头的力学性能。

23 接头的剪切性能

焊后接头的抗剪强度试验结果如图3所示。15厂y8接头

的抗剪强度由y8硬质合金、15钛合金、中间层cu及两结

合面的强度共同决定。其中，两结合面的强度起关键作用，它

受结合面处产生的一系列物理、冶金反应的影响。由图可见，

随着焊接时间的增加，抗剪强度呈升高的趋势，且在焊接温度

为860℃ 、保温时间为30 rin条件下接头的抗剪强度达到最大值

116mp。之后．当保温时间增加时，接头中脆性金属间化合物

新相逐渐析出．且呈层状聚集分布．必将影响到接头的力学性

能。从而导致抗剪强度随保温时间的继续增加呈下降趋势。

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提高了其结合强度：在cu／r15界面上形成了不同宽度的化合

物扩散层．依次为cu(i)固溶体、icu4中间相、icu 和i cu3

中间相的混合物、icu中间相以及0【一i(cu)固溶体。其中，固

溶体产生的固溶强化效果进一步提高了接头的力学性能，但中

间相icu，icu2，i2cu3和icu都较钛合金基体硬且脆，而且

呈层状聚集．这必将影响到界面性能，真空扩散连接时对其体

积分数和形态必须予以控制。

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