Ti3Al2.5V/6063異種合金激光焊接頭組織與性能

王程昊,皇甫樂森，趙 勇,馬秋杰,劉 川

(江蘇科技大學(xué) 先進(jìn)焊接技術(shù)省級重點實驗室, 鎮(zhèn)江 212003)

鈦合金以其輕質(zhì),高比強(qiáng)度,高比剛度,優(yōu)異的抗腐蝕性能,無磁等優(yōu)異性能,被稱為“海洋金屬”[1]．鋁合金由于具有比重小、比強(qiáng)度高、易加工成形和無磁性、無低溫轉(zhuǎn)變等特點,在各類高速船舶、鐵路車輛及各兵種武備建設(shè)中得到了日益廣泛的運(yùn)用[2]．航空制造中采用Ti/Al異種合金構(gòu)件可以實現(xiàn)減輕重量、降低成本,同時滿足使用性能要求,因此其焊接工藝受到了廣泛關(guān)注．但Ti和Al在物理、化學(xué)以及冶金性能方面存在較大的差異,采用傳統(tǒng)的熔焊方法焊接時,接頭內(nèi)部容易形成較多的脆性金屬間化合物[3-5],嚴(yán)重降低接頭的性能．

目前異種合金焊接技術(shù)主要有釬焊、擴(kuò)散焊等[6]．但釬焊和擴(kuò)散焊方法所獲得的接頭抗拉強(qiáng)度較低,無法實現(xiàn)大范圍的應(yīng)用．激光焊接時加熱和冷卻速度快,同時激光光束聚焦在很小的區(qū)域,可以精準(zhǔn)地控制激光的加熱位置,短時間內(nèi)可以在接頭處形成一個能量高度集中的局部加熱區(qū),進(jìn)而控制界面反應(yīng),為異種合金的焊接提供了新的思路[7-8]．

文中研究了不同光束偏移量對接頭的組織及性能的影響,以求獲得高質(zhì)量接頭的最佳焊接工藝參數(shù),從而實現(xiàn)Ti/Al異種合金激光焊有效地連接．

1 試驗

1.1 試驗材料及設(shè)備

試驗材料分別為Ti3Al2.5V鈦合金和6063鋁合金,板材厚度均為5 mm,其化學(xué)成分如表1．Ti3Al2.5V是α+β型鈦合金,具有良好的韌性和塑性,組織性能穩(wěn)定,擁有高強(qiáng)度、低密度、低彈性模量,以及極好的抗疲勞性和耐腐蝕性．6063鋁合金屬于Al-Mg-Si系合金,具有良好的加工性、抗腐蝕性及優(yōu)良的可焊接性和擠出性,室溫下抗拉強(qiáng)度Rm≥250 MPa．

焊接設(shè)備是IPG公司生產(chǎn)的YLS-6000-S2-TR光纖激光器,最大輸出功率為6 kW,波長為1 070 nm,焊接過程由ABB機(jī)器人實現(xiàn)．

表1 Ti3Al2.5V和6063合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Ti3Al2.5V and 6061 alloys

1.2 試驗方法

接頭形式為對接,焊接過程如圖1．焊接時通過調(diào)整激光沿垂直于焊接方向偏轉(zhuǎn)角度θ來控制Ti/Al合金熔池的形狀,以防止焊縫中出現(xiàn)局部未熔合;通過調(diào)節(jié)光束偏移量來確定激光的加熱位置,控制Ti/Al界面處不同金屬的熔化量,從而實現(xiàn)異種合金界面處脆性金屬化合物數(shù)量和形態(tài)的調(diào)控,提高接頭的性能．前期試驗表明,當(dāng)激光聚焦在Al一側(cè)時,由于鋁合金屬于高反材料,部分的激光被反射,形成的焊縫表面成形差,此外鋁合金導(dǎo)熱系數(shù)高、熔池凝固快及表面易形成致密的氧化膜等特點均會顯著增加焊縫內(nèi)產(chǎn)生氣孔的傾向,因此本次試驗光束均聚焦在Ti一側(cè)．

前期鈦合金激光自熔焊工藝優(yōu)化試驗表明,當(dāng)焊接速度為1.2 m/min,光束偏轉(zhuǎn)角θ=5°,激光功率P=4 kW時,焊縫正面成形美觀,背面熔透良好,因此本次設(shè)計的焊接工藝參數(shù)如表2．

圖1 激光焊接過程Fig.1 Schematic drawing of laser welding process表2 激光焊接工藝參數(shù)Table 2 Processing parameters of laser welding

激光功率P/kW光束偏移量D/mm光束偏轉(zhuǎn)角θ/(°)焊接速度V/(m·min-1)40.70.80.91.051.2

焊后按照ASME 第IX 卷QW462.1標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行拉伸試樣的截取．拉伸試驗在電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行,溫度為室溫．采用OM、SEM、EDS觀察和分析接頭界面處的微觀組織形貌及成分,從而闡明光束偏移量對接頭組織和性能的影響．

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 光束偏移距離對焊縫接頭成形的影響

如圖2(a),當(dāng)光束偏移量為0.7 mm時,在Ti/Al界面上的激光能量輸入較大,界面處鈦合金與鋁合金熔化,熔池的攪拌作用致使形成參差不齊的Ti/Al熔焊界面,此時的接頭形式是熔焊接頭;隨著光束偏移量增大,作用在界面處的激光能量輸入減小,界面處一部分鈦合金未熔形成厚度均勻的固體鈦層．隨著光束偏移距離的變大,固體鈦層的厚度也在增加,形貌如圖2(b)～(d)．界面處鋁合金由于熔點較低而熔化,鋪展浸潤在固體鈦層上,形成釬焊接頭．

圖2 不同光束偏移量下焊接接頭宏觀形貌Fig.2 Weld profile with various laser offset distance

2.2 光束偏移距離對焊縫接頭微觀組織的影響

圖3(a)是光束偏移量為0.7 mm時界面的EDS線掃描分析結(jié)果．該條件下元素擴(kuò)散區(qū)域較大,Ti元素的擴(kuò)散相對Al較平緩．由于光束偏移量較小,輸入的能量致使界面處鈦合金熔化,熔化的鈦合金與熔化的鋁合金反應(yīng)生成大量金屬間化合物．

圖3(b)是光束偏移量為1.0 mm時界面的EDS線掃描分析結(jié)果．該條件下元素擴(kuò)散區(qū)域較小,約為10 μm,界面處Ti、Al兩元素濃度出現(xiàn)明顯的突變．異種合金間形成了較薄的金屬間化合物層,從而得到了高質(zhì)量的接頭．

圖3 接頭界面元素分布Fig.3 Distribution of element in joint’s interface

為研究固體鈦態(tài)層對元素擴(kuò)散的影響,分別對光束偏移量為0.7 mm和1.0 mm的接頭兩側(cè)取點進(jìn)行能譜分析,其位置如圖4．各個點的能譜分析如表3、4．

圖4 接頭能譜分析取點位置Fig.4 Selected positions in EDS analysis表3 圖4(a)中不同區(qū)域的EDS分析Table 3 EDS analysis of different areas in Fig.4(a)

元素w(x)/%x/%ABCABCAl3.8375.4491.256.6063.4592.44Ti96.1724.568.7593.4036.557.56

表4 圖4(b)中不同區(qū)域的EDS分析Table 4 EDS analysis of different areas in Fig.4(b)

通過對比可以發(fā)現(xiàn),光束偏移量為0.7 mm時焊縫中兩種合金反應(yīng)明顯,生成了大量金屬間化合物．

進(jìn)一步確認(rèn)接頭中生成金屬間化合物的物相,對光束偏移量為0.7 mm的接頭,采用X射線衍射(XRD)進(jìn)行分析,結(jié)果如圖5．

〗圖5 光束偏移量為0.7 mm時斷口XRD結(jié)果Fig.5 XRD result of fracture with 0.7 mmlaser offset distance

在D=0.7 mm時,界面熱輸入大,使得鈦合金和鋁合金熔化,在界面處發(fā)生劇烈的反應(yīng)．如圖5,界面中出現(xiàn)了Ti含量較高的AlTi, AlTi3和Ti,Al含量較高的Al2Ti、Al3Ti以及Al．根據(jù)Ti/Al相圖可知在1 125℃左右時發(fā)生共析反應(yīng)(αTi) ? Ti3Al+TiAl,當(dāng)溫度降低到990℃左右時會發(fā)生共析反應(yīng)Ti2Al5? Al2Ti+Al3Ti．由于冷卻速度快,以上反應(yīng)沒有足夠的時間進(jìn)行,因此焊縫中會出現(xiàn)一定量的Al和Ti．

根據(jù)上述分析再結(jié)合表3的數(shù)據(jù)可知,圖4(a)中A點物相主要為Ti,B點物相主要為AlTi，C點物相主要為Al;結(jié)合表4的數(shù)據(jù)可知,在圖4(b)中a點的物相主要為Ti、AlTi3,b點物相為Al2Ti,c點的物相為Al．

2.3 焊接接頭性能測試及分析

圖6為光束偏移量對接頭抗拉強(qiáng)度的影響曲線．當(dāng)光束偏移量為0.7 mm時,界面處生成大量脆性金屬間化合物導(dǎo)致接頭的抗拉強(qiáng)度降低．當(dāng)光束偏移量增大時,界面處存在部分未熔化的鈦合金形成固體鈦層,從而大大減少了金屬間化合物的生成,使接頭的抗拉強(qiáng)度提高．

圖6 光束偏移量對接頭抗拉強(qiáng)度的影響曲線Fig.6 Strength of extension affectedby laser offset distance

拉伸斷裂在接頭熔合區(qū)附近處,斷口的表面與板平面垂直．如圖7(a),光束偏移量為0.7 mm時,觀察斷口微觀形貌可以發(fā)現(xiàn)“河流花樣”,故判斷為脆性斷裂,接頭抗拉強(qiáng)度較低;如圖7(b),光束偏移量為1.0 mm時,斷口表面出現(xiàn)大量分布均勻的圓形韌窩,故接頭屬于韌性斷裂,接頭抗拉強(qiáng)度顯著提高．

圖7 接頭斷口微觀形貌Fig.7 Fracture surface morphology

3 結(jié)論

(1) 在Ti/Al異種合金激光焊試驗中,通過改變光束向鈦合金一側(cè)聚焦的偏移距離,控制界面處不同金屬的熔化量,可實現(xiàn)異種合金界面處脆性金屬化合物數(shù)量和形態(tài)的調(diào)控,提高接頭的性能．

(2) 當(dāng)光束偏移量為0.7 mm時,界面處鈦合金、鋁合金熔化并劇烈反應(yīng),生成大量金屬間化合物,其成分主要為AlTi、AlTi3、Al2Ti、Al3Ti;此時接頭斷裂形式為脆斷,抗拉強(qiáng)度較低．

(3) 隨著光束偏移量的增加,Ti/Al界面處形成固體鈦層,一定程度上降低了界面反應(yīng)程度,有效控制了金屬間化合物層厚度．此時接頭斷裂形式為韌斷．當(dāng)光束偏移量為1.0 mm時,接頭的抗拉強(qiáng)度最大,達(dá)到132 MPa,為鋁合金母材強(qiáng)度的53%.

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