劉李賓，魏守征，王建宏，李志勇，張英喬，李玉新

(中北大學(xué) 焊接研究中心,太原,030051)

0 序言

鈦合金由于其高溫性能好、耐腐蝕、比強(qiáng)度高的特性被廣泛應(yīng)用在航空航天等領(lǐng)域[1]，但單一的鈦合金材料成本高昂，限制了鈦合金的應(yīng)用.鋁合金具有低密度，高比強(qiáng)度，成本低等優(yōu)點(diǎn)[2].為了滿足工業(yè)上對構(gòu)件綜合性能包括輕量化、低成本的要求，采用鈦/鋁復(fù)合構(gòu)件是一種可行的方法.然而鈦/鋁兩種金屬的冶金結(jié)合很容易產(chǎn)生大量的脆性金屬間化合物[3]，可能會影響焊接構(gòu)件的性能.

截至目前，攪拌摩擦焊(FSW)[4-5]和熔釬焊[6-8]被證明是實現(xiàn)鈦/鋁異種金屬無缺陷焊接的有效方法.其中針對鈦與鋁的熔釬焊研究，常采用激光焊[6]、TIG 焊[7]、MIG 焊[8]等方法.其中MIG 熔釬焊由于低成本、熔覆效率高在鈦/鋁異種金屬的焊接方面具有一定的優(yōu)勢.文獻(xiàn)[9-10]使用AlSi5 焊絲對鈦/鋁異種金屬進(jìn)行了冷金屬過渡(CMT)MIG 焊搭接、脈沖電流MIG 焊對接試驗，均實現(xiàn)了鈦與鋁的熔釬焊連接.為了提高Ti/Al 熔釬焊接頭的可靠性，一系列改進(jìn)的MIG 焊接方法被用于鈦與鋁的后續(xù)熔釬焊研究.文獻(xiàn)[11]用附加軸向磁場的CMT 焊接方法對TA2 純鈦和6061-T6鋁合金進(jìn)行了熔釬焊，利用外加磁場可以改善了液態(tài)金屬的流動性，細(xì)化了焊縫晶粒，接頭力學(xué)性能有所提高.文獻(xiàn)[12]采用外加旁路電流的MIG 焊方法對TC4 鈦合金和6061 鋁合金進(jìn)行了熔釬焊，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，旁路電流可以提高焊絲的熔化效率，改善鋁在鈦上的潤濕鋪展行為，獲得接頭的剪切強(qiáng)度最高達(dá)到190 MPa，約為6061 鋁合金的96%.文獻(xiàn)[13]使用雙面冷弧MIG 組合焊對TA2 鈦合金和5A06 鋁合金進(jìn)行了熔釬焊，在焊接熱輸入的影響下，鈦合金與鋁合金形成了Ti3.3Al+TiAl3和TiAl3兩種不同的鈦/鋁界面，接頭最高抗拉強(qiáng)度可超過300 MPa.

綜上所述，采用MIG 焊技術(shù)能夠?qū)崿F(xiàn)鈦與鋁的可靠熔釬焊，研究鈦合金與鋁合金的高速M(fèi)IG 熔釬焊，進(jìn)一步提高焊接效率具有重要意義.與普通MIG 焊相比，超威弧MIG 焊技術(shù)利用大功率電子開關(guān)元件控制輸出電信號和瞬時電流增長率di/dt，在較小的弧壓下實現(xiàn)了熔滴的超短弧噴射過渡，電弧能量集中，方向性和穩(wěn)定性好；強(qiáng)大的電弧力和熔滴沖擊力利于獲得大深寬比的焊縫，適用于材料的高速焊接.而關(guān)于鈦與鋁高速超威弧MIG 焊的研究較少，高速超威弧MIG 焊下鈦/鋁界面組織特性尚不明確.文中采用高速超威弧MIG 焊對TC4 鈦合金/5A06 鋁合金進(jìn)行了熔釬焊嘗試，研究了焊接熱輸入對接頭的顯微組織與力學(xué)性能的影響，重點(diǎn)分析了高速超威弧MIG 焊工藝下鈦/鋁界面組織結(jié)構(gòu)特征.研究內(nèi)容及結(jié)果可為實現(xiàn)鈦合金/鋁合金的高速、高效焊接提供數(shù)據(jù)支持和理論基礎(chǔ).

1 試驗材料與方法

試驗所采用的是超威弧MIG 焊接的焊接方法，其焊接過程的熔滴過渡特征和電流電壓特征如圖1 所示.試驗所用母材為TC4 鈦合金和5A06 鋁合金，尺寸為100 mm × 150 mm × 3 mm，焊絲采用?1.2 mm 的SAl5183(Al-Mg5)焊絲，母材及焊絲名義化學(xué)成分見表1.焊前使用鋼絲刷將TC4 鈦合金打磨至光亮，再使用體積分?jǐn)?shù)為40%的 HNO3溶液酸洗3 min；對5A06 鋁合金使用40～ 60 ℃、濃度為10% NaOH 溶液堿洗3 min，再使用體積分?jǐn)?shù)為40%的 HNO3溶液酸洗3 min，以去除表面油污和氧化膜；最后所有試板用無水乙醇沖洗，晾干待焊.

表1 母材及焊絲的名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Nominal chemical compositions of base metals and welding wire

圖1 超威弧MIG 焊Fig.1 Force arc MIG welding.(a) droplet transition;(b)real-time curve of current and voltage

采用德國alpha Q 351 puls MIG/MAG 多功能逆變脈沖水冷直流焊機(jī)，選擇超威弧模式進(jìn)行TC4 鈦合金和5A06 鋁合金的焊接.為了增加TC4/5A06 結(jié)合面積、促進(jìn)熔融金屬在TC4 母材上的潤濕鋪展，TC4 板單側(cè)開40°坡口.焊接時，TC4 板和5A06 板對接裝配，調(diào)節(jié)焊絲向鋁側(cè)偏移0.5 mm，焊絲伸出長度為12 mm，焊接速度為180 cm/min.其它主要工藝參數(shù)見表2.焊縫正面采用20 L/min 的體積分?jǐn)?shù)為80%Ar+20%He 的惰性氣體保護(hù)，背面采用15 L/min 的高純Ar(體積分?jǐn)?shù)99.999%)氣體保護(hù).

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Parameters for the welding process

焊接結(jié)束后，垂直于焊縫方向獲取金相試樣.使用JSM-7001F 熱場發(fā)射SEM 觀察Ti/Al 界面處顯微組織；使用X 射線衍射儀分析Ti/Al 界面附近焊接區(qū)物相組成；使用Oxford X-Max 型大面積電制冷EDS 進(jìn)行界面組織的元素分析；使用萬能力學(xué)試驗機(jī)測試試樣的拉伸力學(xué)性能.

2 試驗結(jié)果

2.1 Ti/Al 接頭宏觀成形

不同焊接熱輸入下獲得的TC4/5A06 接頭宏觀形貌如圖2 所示.固定焊接速度，在增大熱輸入的同時，送絲速度同步增大，焊絲填充金屬增多，焊縫更加飽滿.在熱輸入為0.93 kJ/cm 時，熔池焊接熱循環(huán)峰值溫度較低，接頭根部受熱不足，降低了液態(tài)鋁在鈦表面的潤濕性，還沒有完全鋪展到接頭根部時已經(jīng)凝固，形成未熔合缺陷，如圖2a 所示；當(dāng)熱輸入增大到1.11 kJ/cm 時，接頭正、背面焊縫更加飽滿，成形均勻、連續(xù)，背面余高和正面余高均有所增加，焊縫表面及橫截面未發(fā)現(xiàn)明顯的缺陷；熱輸入增大至1.20 kJ/cm 時，電弧能量較高，熔池中液態(tài)金屬過熱，流動性增大，在重力和電弧力綜合作用下，大量鋁液從焊縫背面滴落，形成熔穿缺陷，如圖2c 所示.相比于之前關(guān)于普通MIG 電弧的Ti/Al 異種金屬焊接的研究[14]，采用超威弧技術(shù)電弧能量更加集中，可以在更小的熱輸入下實現(xiàn)Ti/Al 異種金屬的連接.

圖2 不同焊接熱輸入下TC4/5A06 接頭宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of Ti/Al joint with different welding heat input.(a) E=0.93 kJ/cm;(b) E=1.11 kJ/cm;(c) E=1.20 kJ/cm

2.2 Ti/Al 界面顯微組織特性分析

為了分析接頭TC4/5A06 界面顯微組織特性，選擇接頭厚度方向上不同部位進(jìn)行顯微組織分析，如圖2a 所示.不同熱輸入下TC4/5A06 界面顯微組織如圖3～ 圖5 所示.在熱輸入E=0.93 kJ/cm時，沿接頭厚度方向上TC4/5A06 界面處僅形成了一層厚度不足1 μm 的牙狀界面反應(yīng)層，如圖3 所示，接頭上部反應(yīng)層最厚，接頭下部最薄.當(dāng)E=1.11 kJ/cm 時，熱輸入的增大使得熔池溫度升高，界面冶金反應(yīng)時間變長，接頭各部位反應(yīng)層厚度增加，如圖4 所示，接頭上部和中部厚約1.5 μm，接頭下部厚約0.7 μm.當(dāng)E=1.20 kJ/cm 時，接頭界面存在兩種界面結(jié)構(gòu)，接頭上部和中部形成了雙層結(jié)構(gòu)：靠近焊縫側(cè)的厚度為1.5～ 5 μm 的界面反應(yīng)層I和靠近TC4 側(cè)的厚約1 μm 的界面反應(yīng)層Ⅱ，如圖5 所示，接頭下部仍為單層牙狀反應(yīng)層，厚度約1 μm.在高焊接速度和超威弧的作用下，接頭厚度方向上的組織差異較小.

圖3 E=0.93 kJ/cm 時TC4/5A06 界面顯微組織Fig.3 Microstructure of TC4/5A06 interface at E=0.93 kJ/cm.(a) top of joint;(b) middle of joint;(c) bottom of joint

圖4 E=1.11 kJ/cm 時TC4/5A06 界面顯微組織Fig.4 Microstructure of TC4/5A06 interface at E=1.11 kJ/cm.(a) top of joint;(b) middle of joint;(c) bottom of joint

圖5 E=1.20 kJ/cm 時TC4/5A06 界面顯微組織Fig.5 Microstructure of TC4/5A06 interface at E=1.20 kJ/cm.(a) top of joint;(b) middle of joint;(c) bottom of joint

分析認(rèn)為，由于焊接電弧溫度場沿TC4 側(cè)坡口面分布不均勻，且熔融的液態(tài)金屬自下而上填充到坡口間隙中，導(dǎo)致TC4/5A06 界面沿厚度方向上不同部位的熱輸入存在差異，形成的界面組織在厚度和形態(tài)上也有差異[15].接頭上部和中部距離電弧較近，焊接熱輸入相對較大，焊接熱循環(huán)高溫停留時間長，TC4 與5A06 冶金反應(yīng)持續(xù)時間較長，形成的界面反應(yīng)層較厚；接頭下部距離電弧較遠(yuǎn)，焊接熱輸入相對較小，形成的界面反應(yīng)層較薄.當(dāng)熱輸入達(dá)到1.20 kJ/cm 時，接頭上部TC4/5A06 界面附近的峰值溫度進(jìn)一步提高，Ti 與Al 元素擴(kuò)散速度加快，在復(fù)雜的冶金反應(yīng)后形成了雙層結(jié)構(gòu)；而接頭下部距離電弧中心較遠(yuǎn)，冶金反應(yīng)不足僅形成單層界面反應(yīng)層.

2.3 接頭拉伸力學(xué)性能

對不同焊接熱輸入下TC4/5A06 接頭的抗拉強(qiáng)度進(jìn)行測試(每個接頭截取3 個拉伸試樣)，結(jié)果如圖6 所示.TC4/5A06 接頭抗拉強(qiáng)度隨著焊接熱輸入的增大逐漸增大，在保證焊縫成形的前提下，抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)232 MPa.TC4/5A06 接頭強(qiáng)度主要與Ti-Al 金屬間化合物有關(guān)，而金屬間化合物的形成主要與焊接熱輸入有關(guān).熱輸入過低時，界面反應(yīng)層厚度整體較薄；接頭根部出現(xiàn)未熔合區(qū)域，界面有效結(jié)合面積減小，且未熔合缺口尖端存在應(yīng)力集中導(dǎo)致接頭強(qiáng)度低.隨著熱輸入的增加，界面反應(yīng)層厚度增加，接頭強(qiáng)度逐漸提高.當(dāng)熱輸入過大時，界面冶金反應(yīng)劇烈形成雙層結(jié)構(gòu)，界面反應(yīng)層厚度進(jìn)一步增大，接頭強(qiáng)度最高達(dá)到260 MPa，但由于在此工藝下焊縫存在熔穿缺陷，不適用于鈦與鋁的焊接.

圖6 不同焊接熱輸入下TC4/5A06 接頭抗拉強(qiáng)度Fig.6 Tensile strength of the TC4/5A06 joints with different welding heat input

綜合考慮接頭成形缺陷和拉伸力學(xué)性能因素，取E=1.11 kJ/cm 時所獲接頭進(jìn)行斷裂分析，斷裂路徑如圖7 所示.接頭下部斷裂在Ti/Al 界面處，而上部和中部斷裂在焊縫中.接頭低倍斷口形貌如圖8a 所示，B 區(qū)為Ti/Al 界面處斷裂面形貌，斷面平整光滑，表現(xiàn)為脆性的解理斷裂，圖8b 是B 區(qū)的局部放大圖，表面存在大量細(xì)小的撕裂痕跡；C 區(qū)為焊縫區(qū)斷裂面形貌，局部放大(圖8c)顯示粗糙的斷口存在大量的韌窩，表現(xiàn)為韌性斷裂.分析認(rèn)為，接頭下部冶金結(jié)合相對不足，形成的反應(yīng)層較薄，是整個接頭的強(qiáng)度薄弱區(qū)域，在受到外部的拉伸作用力時，裂紋首先在接頭下部產(chǎn)生，并沿著TC4/5A06 界面延伸；由于界面反應(yīng)層與兩側(cè)材料晶體結(jié)構(gòu)差異大，結(jié)合較弱，主要呈脆性斷裂.當(dāng)裂紋到達(dá)接頭中部時，由于中部反應(yīng)層較厚，結(jié)合強(qiáng)度較高，裂紋擴(kuò)展受到阻礙，偏轉(zhuǎn)后進(jìn)入到焊縫中；焊縫內(nèi)部主要是α-Al 基體，具有較好的塑性，主要呈韌性斷裂.

圖7 TC4/5A06 接頭拉伸斷裂路徑Fig.7 Fracture locations of the TC4/5A06 joints

圖8 TC4/5A06 接頭斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies of the TC4/5A06 joints.(a) Low magnification;(b) High magnification for region B;(c) High magnification for region C

2.4 TC4/5A06 界面物相分析

根據(jù)前文TC4/5A06 界面顯微組織特性分析可知，熱輸入較大時界面處會形成兩種反應(yīng)層結(jié)構(gòu).為較為全面地分析TC4/5A06 界面附近物相組成和TC4/5A06 界面結(jié)合機(jī)制，選取熱輸入為1.11 kJ/cm 和1.20 kJ/cm 的兩個試樣，平行于坡口面打磨至TC4/5A06 界面處，進(jìn)行XRD 分析.熱輸入為1.11 kJ/cm 的TC4/5A06 接頭XRD 分析結(jié)果如圖9a 所示，除Ti、Al 外，在TC4/5A06 界面附近僅檢測到TiAl3一種新相.熱輸入為1.20 kJ/cm 的TC4/5A06 接頭XRD 分析結(jié)果如圖9b 所示，除Ti、Al 外，界面附近還存在TiAl3和Ti3Al 兩種新相.

圖9 TC4/5A06 接頭XRD 分析結(jié)果Fig.9 XRD patterns of TC4/5A06 joint.(a) E=1.11 kJ/cm;(b) E=1.20 kJ/cm

當(dāng)焊接熱輸入為1.11 kJ/cm 時，接頭TC4/5A06 界面處僅形成單層牙狀結(jié)構(gòu)，對界面選區(qū)進(jìn)行EDS 面掃描分析，結(jié)果如圖10a 所示.界面處依靠Ti 和Al 元素的相互擴(kuò)散，發(fā)生冶金反應(yīng)形成了一厚度約1.5 μm 的界面反應(yīng)層.選擇 A 點(diǎn)進(jìn)行EDS 點(diǎn)掃描分析，結(jié)果見表3，Ti∶Al 元素原子占比約為1∶3，結(jié)合XRD 分析結(jié)果，認(rèn)為該界面反應(yīng)層為TiAl3相.分析認(rèn)為，母材中Ti 通過擴(kuò)散進(jìn)入熔池中后，與Al 反應(yīng)可能會形成TiAl、TiAl3等多種Ti-Al 金屬間化合物，其中TiAl3的生成吉布斯自由能最低，Ti 與液態(tài)Al 首先發(fā)生Ti+3Al→TiAl3反應(yīng)，優(yōu)先形成TiAl3相；鑒于擴(kuò)散至熔池中的Ti 相相比于熔池中的Al 占比很小，因此所有Ti 與Al 反應(yīng)全部形成了TiAl3相，沒有形成其它Ti-Al 金屬間化合物.熔池冷卻過程中，固-液界面為TiAl3的形成提供了異質(zhì)形核界面，而TiAl3晶粒優(yōu)先沿溫度梯度方向生長，最終在TC4/5A06 界面處形成了幾乎垂直于界面向焊縫內(nèi)部延伸生長的TiAl3層.

表3 EDS 元素分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 3 EDS results for spot A-C in Fig.10

焊接熱輸入達(dá)到1.20 kJ/cm 時，接頭上部和中部TC4/5A06 界面處形成雙層結(jié)構(gòu)，對該處界面選區(qū)進(jìn)行EDS 面掃描分析，如圖10b 所示.與單層界面反應(yīng)層相比，該處界面處存在與母材不同的2 個明顯的濃度梯度層，靠近焊縫側(cè)的Al 強(qiáng)度較高，靠近TC4 側(cè)的Ti 強(qiáng)度較高.在兩個反應(yīng)層處分別取B、C 點(diǎn)進(jìn)行EDS 點(diǎn)掃描分析，結(jié)果見表3，B 點(diǎn)Ti:Al 元素原子占比約為1∶3，結(jié)合XRD 分析結(jié)果，認(rèn)為此處為TiAl3相；C 點(diǎn)Ti∶Al 元素原子占比約為3∶1，認(rèn)為此處為Ti3Al 相.分析認(rèn)為，當(dāng)焊接熱輸入較大時，Ti 元素向液態(tài)Al 中的擴(kuò)散程度加大，大量的Ti 擴(kuò)散到熔池中，與Al 基液態(tài)金屬發(fā)生冶金反應(yīng)，形成一層較厚的TiAl3相.同時，TC4/5A06界面熱循環(huán)峰值溫度超過了α-Ti→β-Ti 轉(zhuǎn)變溫度，在界面處鈦母材側(cè)中形成一薄層β-Ti；在高溫作用下，Al 元素向β-Ti 中發(fā)生大量擴(kuò)散，形成β-Ti(Al)薄層；冷卻過程中，發(fā)生β-Ti(Al)→α-Ti(Al)轉(zhuǎn)變，形成過固溶的α-Ti(Al)；隨著溫度繼續(xù)下降，Al 在α-Ti(Al)中的溶解度下降，發(fā)生α-Ti(Al)→Ti3Al 反應(yīng)，形成一薄層Ti3Al 相.

綜上，在E≤ 1.11 kJ/cm 時，鈦與焊縫通過TC4/5A06 界面處元素擴(kuò)散形成單層TiAl3實現(xiàn)釬焊結(jié)合.當(dāng)E≥ 1.20 kJ/cm 時，接頭上部和中部鈦與焊縫通過形成TiAl3層、Ti3Al 層雙層結(jié)構(gòu)實現(xiàn)釬焊結(jié)合；其它部位鈦與焊縫通過形成單層TiAl3實現(xiàn)釬焊結(jié)合.即在所有試驗工藝下，鈦側(cè)均為釬焊結(jié)合，而鋁側(cè)均為熔焊結(jié)合，因此是典型的熔釬焊連接.

結(jié)合焊縫成形、顯微組織及力學(xué)性能分析，在試驗參數(shù)條件下，最優(yōu)的TC4/5A06 高速超威弧MIG 焊的焊接熱輸入范圍是1.02～ 1.11 kJ/cm.

3 結(jié)論

(1)填充SAl5183 焊絲，采用高速超威弧MIG 焊接工藝，可以實現(xiàn)TC4 鈦合金和5A06 鋁合金的有效熔釬焊.在熱輸入為0.93 kJ/cm 時，接頭根部出現(xiàn)未熔合缺陷；在熱輸入達(dá)到1.20 kJ/cm時，接頭出現(xiàn)熔穿缺陷.在試驗參數(shù)條件下，合適的高速超威弧MIG 焊接熱輸入范圍是1.02～1.11 kJ/cm.

(2)針對TC4 鈦合金和5A06 鋁合金的高速超威弧MIG 焊，當(dāng)熱輸入E≤ 1.11 kJ/cm 時，Ti/Al 界面處僅形成單層TiAl3；當(dāng)熱輸入E≥1.20 kJ/cm 時，接頭上部和中部Ti/Al 界面處形成厚度為2.5～ 6 μm 的TiAl3+Ti3Al 雙層結(jié)構(gòu)，接頭下部為厚度約1 μm 的 TiAl3層.

(3) TC4/5A06 接頭抗拉強(qiáng)度隨著熱輸入的增大逐漸增大，在保證焊縫成形的前提下，熱輸入為1.11 kJ/cm 時，抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)232 MPa.接頭上部和中部斷裂在焊縫中，表現(xiàn)為韌性斷裂；接頭下部斷裂在Ti/Al 界面處，表現(xiàn)為脆性斷裂.