鈦合金與鋁合金異種金屬焊接的研究現(xiàn)狀

于得水，張巖，周建平，畢元波，鮑陽

(新疆大學(xué)，烏魯木齊 830046)

0 前言

鈦合金因其具有密度小、比強(qiáng)度高及耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于工業(yè)制造、船舶以及口腔醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域。特別在航空航天領(lǐng)域中鈦合金的需求量很大，鈦合金結(jié)構(gòu)件的使用降低了航空產(chǎn)品的的重量[1]。鋁合金因具有良好的可加工性和導(dǎo)電導(dǎo)熱性[2]，在交通、微電子、航空航天等行業(yè)廣泛應(yīng)用。由于鋁合金具有良好的導(dǎo)熱性，在汽車行業(yè)中常用鋁合金來制造需要熱傳導(dǎo)的零件，例如散熱器、油冷卻器等。制備鈦合金與鋁合金的復(fù)合結(jié)構(gòu)，實(shí)現(xiàn)這兩種材料在性能和經(jīng)濟(jì)上的優(yōu)勢(shì)互補(bǔ)。開展鈦/鋁異種材料復(fù)合結(jié)構(gòu)的焊接技術(shù)研究和應(yīng)用推廣，對(duì)于實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的輕量化并降低成本，具有重要意義與廣闊前景。例如，飛機(jī)機(jī)艙散熱片、座位導(dǎo)軌、機(jī)翼蜂窩夾層和高速列車車廂均可采用鈦/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)[3]，這也對(duì)鈦/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)提出了更高的要求?？罩锌蛙嚬静捎免?鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)了飛機(jī)座位導(dǎo)軌以達(dá)到減輕重量和降低制造成本的目的[4]，NASA的YF-12戰(zhàn)斗機(jī)為了減輕飛機(jī)重量，同時(shí)還要其具有較高的比強(qiáng)度和較好的抗疲勞性能，采用了鈦/鋁蜂窩芯復(fù)合板制造機(jī)翼[5]。

對(duì)于鈦合金與鋁合金的焊接，國內(nèi)外研究者們采用多種焊接方法進(jìn)行了試驗(yàn)，其中研究較多的焊接方法有熔釬焊、擴(kuò)散焊、摩擦焊及爆炸焊等。鈦/鋁熔釬焊同時(shí)具備了熔焊和釬焊兩種焊接方法的優(yōu)點(diǎn)，熔釬焊能有效的控制Ti-Al金屬間化合物的形成從而得到性能良好的鈦/鋁接頭；鈦/鋁擴(kuò)散焊在一定溫度和壓力下利用原子互擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)連接，通常會(huì)采用添加中間層的方法來控制Ti-Al金屬間化合物的形成來提高接頭質(zhì)量。Lee等人[6]采用 Al-10Si-Mg 箔片作為夾層在 580～640 ℃范圍內(nèi)對(duì)鈦/鋁異種金屬進(jìn)行液相擴(kuò)散連接，熔合區(qū)中Ti-Al-Si三元金屬間化合物抑制了Ti-Al二元脆性金屬間化合物的形成；鈦/鋁摩擦焊在焊接過程中不需要開坡口和保護(hù)氣體等，生產(chǎn)效率高、有較小的變形并且是用于焊接鋁合金。武靖?jìng)サ热薣7]通過添加不同厚度的釬料對(duì)TC4鈦合金和Al6082鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦焊接，鈦/鋁接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到鋁合金的75%；鈦/鋁爆炸焊則是利用火藥的爆炸沖擊來制備復(fù)合板材[8]，雖然制造成本高且過程危險(xiǎn)，但容易獲得高強(qiáng)度的鈦/鋁接頭。

鈦/鋁異種金屬的焊接性主要取決于它們之間物理性質(zhì)和化學(xué)性質(zhì)的差異。鈦和鋁在熔點(diǎn)、熱導(dǎo)率及線膨脹系數(shù)上都存在較大的差距。首先，鈦與鋁的熔點(diǎn)相差約1 000 ℃，焊接過程中鋁合金開始熔化而鈦合

金依然處于固態(tài)，而且密度較低的鋁合金熔化后會(huì)浮于鈦合金之上，導(dǎo)致焊縫成形較差。其次，兩者之間熱導(dǎo)率和線膨脹系數(shù)的差異會(huì)導(dǎo)致焊后接頭處產(chǎn)生較大的變形和內(nèi)應(yīng)力，進(jìn)而產(chǎn)生裂紋。同時(shí)，Ti與Al之間極容易生成TiAl,TiAl3等多種金屬化合物，這會(huì)大大降低鈦/鋁接頭的力學(xué)性能。國內(nèi)外許多研究者對(duì)這一問題進(jìn)行了細(xì)致的研究，針對(duì)不同的焊接方法提出了解決方案。

1 熔化焊

在鈦合金與鋁合金的熔化焊接過程中，對(duì)于焊接熱輸入的精確控制要求較高，可控性較好的激光焊、電子束焊和鎢極惰性氣體保護(hù)焊(TIG)這3類焊接方法被廣泛應(yīng)用。

1.1 無填充材料的焊接

吳新勇等人[9]對(duì)無填充的TC4鈦合金與AA6060鋁合金進(jìn)行了激光搭接焊研究。鈦板在上，激光剛好將下層的鋁板熔透。在接頭中形成了以熱裂紋為主的嚴(yán)重裂紋缺陷，鈦/鋁搭接接頭的橫截面形貌如圖1所示。通過掃描電子顯微鏡(SEM)和能量色散X射線譜儀(EDS)進(jìn)行結(jié)果分析，作者判斷裂紋的產(chǎn)生主要是由于焊縫中形成了大量TiAl,TiAl3等金屬間化合物，提高了接頭的脆性。Peyre等人[10]對(duì)T40鈦合金于A5754鋁合金進(jìn)行激光搭接焊研究。激光聚焦在上側(cè)的鋁板，接頭在焊后發(fā)生斷裂。研究發(fā)現(xiàn)，斷裂發(fā)生在鋁側(cè)熔合區(qū)的TiAl3化合物層，鋸齒狀的TiAl3脆性相促進(jìn)裂紋萌生，降低了接頭的力學(xué)性能。華中科技大學(xué)的Jiang等人[11]對(duì)TC4鈦合金與5083鋁合金進(jìn)行了無填充激光對(duì)接焊。激光束聚焦在鈦/鋁的對(duì)接界面處，焊后的鈦/鋁接頭中同樣出現(xiàn)了裂紋，焊縫組織由α-Ti,TiAl3,Ti2Al,TiAl,Ti3Al和α-Al組成。鈦/鋁接頭的抗拉強(qiáng)度隨Ti-Al金屬間化合物含量的增加而降低。以上研究表明，無填充材料直接焊接的鈦/鋁接頭中形成的大量Ti-Al金屬間化合物是焊縫脆化、接頭力學(xué)性能變差的主要原因。要減少接頭中裂紋的出現(xiàn)，就要避免焊縫中脆性Ti-Al金屬間化合物的生成，這也成為了后續(xù)研究者主要關(guān)注的問題。

為了減少鈦/鋁接頭直接焊接過程生成的Ti-Al金屬間化合物，Casalino等人[12-13]對(duì)無填充的5754鋁合金與T40鈦合金以對(duì)接的形式進(jìn)行激光焊，將激光偏移至鈦側(cè)進(jìn)行研究。當(dāng)激光聚焦在鈦側(cè)0.75 mm時(shí)，焊縫的微觀組織主要以TiAl3相為主，接頭的抗拉強(qiáng)度可達(dá)191 MPa，斷裂發(fā)生在鋁側(cè)熔合區(qū)。齊風(fēng)華等人[14]對(duì)無填充的Ti6321鈦合金與5083鋁合金進(jìn)行了電子束偏鈦側(cè)焊接。當(dāng)電子束聚焦在鈦側(cè)0.6 mm時(shí)，得到的接頭內(nèi)部沒有焊接缺陷，接頭的抗拉強(qiáng)度可達(dá)219 MPa，斷口位于鋁側(cè)熔合區(qū)。這是因?yàn)殇X合金的熱導(dǎo)系數(shù)遠(yuǎn)大于鈦合金，鋁側(cè)由于熱傳導(dǎo)形成的熔池快速冷卻，在鋁側(cè)熔合區(qū)形成粗大柱狀組織沿垂直焊縫中心方向生長。俄羅斯的Kuryntsev[15]采用CP-Ti鈦合金與AA2024鋁合金進(jìn)行激光搭接焊并獲得了成形良好的接頭。激光聚焦于上側(cè)的鈦板，焊后接頭中微觀組織以Ti3Al相為主，接頭的抗拉強(qiáng)度在80～120 MPa范圍內(nèi)。曲樹平等人[16-17]采用搭接工藝，對(duì)7075鋁合金和TC4鈦合金進(jìn)行電子束偏鋁側(cè)焊接。在鈦/鋁接頭中形成一層薄的過渡層，接頭中的Ti-Al金屬間化合物以鈦側(cè)為基體向鋁側(cè)生長，其組成相以TiAl3為主。通過電子束偏移抑制了其他Ti-Al金屬間化合物的形成。

圖1 鈦/鋁搭接接頭的橫截面形貌

以上研究的焊接信息和測(cè)試結(jié)果匯總在表1中。這些研究表明，在鈦/鋁異種合金進(jìn)行無填充熱源偏移焊接過程中通過減少單側(cè)母材的熔化量，降低焊縫中Ti-Al金屬間化合物的含量，從而減小了接頭的脆性，提高了接頭的抗拉強(qiáng)度。然而，熱源偏移需要嚴(yán)格控制焊接參數(shù)，熱輸入過高極易在接頭中產(chǎn)生裂紋，而且無填充材料的熱源偏移焊接無法完全避免脆性Ti-Al金屬間化合物的形成，接頭的力學(xué)性能還有待提高。

表1 無填充材料鈦/鋁接頭的試驗(yàn)結(jié)果

1.2填充材料的激光焊

陳紀(jì)宇[18]通過填充V中間層對(duì)鈦/鋁進(jìn)行激光對(duì)接焊，中間層熔化實(shí)現(xiàn)了連接。接頭的抗拉強(qiáng)度為67 MPa，V中間層沒有在焊縫中起到減少脆性金屬間化合物的作用，從圖2接頭形貌看出焊縫中有多種化合物組織形成。而Majumdar等人[19]采用Nb中間層對(duì)鈦/鋁異種材料進(jìn)行了激光焊研究。熔化的Nb層充當(dāng)了將Ti,Al元素在熔池中的擴(kuò)散障礙，并促進(jìn)了鈦合金與鋁合金的良好焊接，最終得到了抗拉強(qiáng)度為127 MPa的鈦/鋁接頭。圖3所示的接頭形貌看到焊縫中組織均勻，接頭中沒有觀察到大量裂紋產(chǎn)生。但是接頭抗拉強(qiáng)度并不是很高，這說明中間層的加入仍無法避免Ti-Al脆性金屬間化合物的形成。

圖2 添加V中間層的鈦/鋁接頭

圖3 添加Nb中間層的鈦/鋁接頭

倪加明等人[20]采用AlSi12焊絲作為填充材料進(jìn)行TC4鈦合金與5056鋁合金的激光焊研究。激光聚焦在焊絲上，在激光的熱作用下焊絲完全熔化而鈦合金、鋁合金少量熔化。焊縫中形成針狀或芽狀Ti-Al-Si系金屬間化合物層和以Ti-Al系金屬間化合物為主的連續(xù)化合物層，接頭的抗拉強(qiáng)度為298.5 MPa，斷裂發(fā)生在鈦側(cè)熔合區(qū)。由于AlSi12焊絲的加入，焊縫中的組織以Ti-Al-Si三元化合物為主，接頭的抗拉強(qiáng)度明顯增加。因此合理選用填充材料對(duì)焊縫界面冶金結(jié)合調(diào)控能夠顯著提高鈦/鋁接頭的力學(xué)性能。

2 釬焊

釬焊是利用熔化的液態(tài)釬料來潤濕兩側(cè)母材進(jìn)而實(shí)現(xiàn)鈦/鋁異種金屬的連接。與熔化焊相比，釬焊過程中的焊接應(yīng)力更小，而且通過改變釬料配比和焊接時(shí)間等參數(shù)可以避免Ti-Al金屬間化合物的形成，實(shí)現(xiàn)鈦合金與鋁合金的有效連接。

Chang等人[21]采用Al8.4Si20Cu10Ge低熔點(diǎn)釬料，通過在釬料中加入稀土元素(La+Pr，共0.1%含量)，在530 ℃下實(shí)現(xiàn)了TC4鈦合金與6061鋁合金的爐內(nèi)真空釬焊。稀土元素的加入降低了釬料的固相線和液相線溫度、降低了界面反應(yīng)能、促進(jìn)了兩側(cè)母材與液態(tài)釬料的冶金反應(yīng)。在釬料/鈦合金的界面處形成了寬度約為3～6 μm的三元金屬間化合物Al5Si12Ti7層，對(duì)比沒加入稀土元素的釬料，鈦/鋁接頭抗拉強(qiáng)度從20 MPa提升到51 MPa，添加Al-Si-Cu-Ge釬料的鈦/鋁釬焊接頭截面形貌如圖4所示。

圖4 添加Al-8.4Si-20Cu-10Ge釬料的鈦/鋁釬焊接頭截面

Chen等人[22]和趙鵬飛等人[23-24]都在釬料中加入Sn元素，對(duì)鈦/鋁異種金屬進(jìn)行了釬焊研究。金屬性比Al強(qiáng)的Sn和Ga占據(jù)了Ti3Al,TiAl和TiAl3相中的Al原子位置，抑制了三元金屬間化合物的形成，接頭的殘余應(yīng)力明顯降低。Chen等人對(duì)比研究了在Al-Si-Zn-Cu-Ni釬料中加入Sn元素前后的試驗(yàn)結(jié)果，焊縫中的主要組成相CuAl2和Ti7Al5Si12沒有發(fā)生變化。雖然抑制了Ti-Al金屬間化合物的形成，但是又形成了CuAl2脆性相。基于以上的研究，張曄[25]進(jìn)行了鈦合金與鋁合金的超聲波輔助高頻感應(yīng)釬焊研究，在鈦合金上預(yù)鍍Al1.5Si后又使用ZnAlCuSn釬料進(jìn)行釬焊。雖然Sn元素鋪展?jié)櫇裥阅芎茫阝F焊過程中Sn沉降到底層且自身強(qiáng)度低，斷裂發(fā)生在富Sn相中，接頭抗拉強(qiáng)度僅為51.43 MPa。

綜上所述，釬料元素和配比的選擇對(duì)于釬焊是至關(guān)重要的。合理的選擇釬料體系，液態(tài)釬料在潤濕母材、填充接頭間隙的同時(shí)，與母材原子之間擴(kuò)散形成的多元化合物會(huì)減少Ti-Al脆性金屬間化合物的形成，提高鈦/鋁接頭的力學(xué)性能。

3 熔釬焊

熔釬焊兼具了熔焊與釬焊的共同特點(diǎn)，通過連續(xù)的送入焊絲對(duì)接頭進(jìn)行填充，鋁合金處于熔化狀態(tài)，而鈦合金不熔化。因此熔化的鋁和焊絲對(duì)鈦合金表面實(shí)現(xiàn)了浸潤與鋪展，通過原子之間的擴(kuò)散和冶金反應(yīng)連接在一起，這種焊接方法靈活、焊接強(qiáng)度高，但要嚴(yán)格控制熱輸入。

Lei等人[26]用激光熔覆Al-10Si-Mg釬料對(duì)鈦/鋁進(jìn)行熔釬焊。從圖5看出經(jīng)過七層沉積時(shí)鈦/鋁接頭中沒有缺陷且組織分布均勻，抗拉強(qiáng)度可達(dá)240 MPa，斷裂位置在鋁側(cè)的熔合區(qū)。鈦基金屬與焊縫之間的釬焊界面組織為α-Ti、晶粒狀Ti7Al5Si12和不同形狀的Ti(Al，Si)3，其中Ti7Al5Si12相抑制了Ti-Al脆性金屬間化合物的形成。Li等人[27]、Chen等人[28]和Chen等人[29-30]都采用了Al12Si焊絲對(duì)鈦/鋁異種金屬進(jìn)行激光熔釬焊。研究發(fā)現(xiàn)熔池中Si元素向釬焊界面擴(kuò)散，形成的三元化合物Ti7Al5Si12抑制了Ti-Al金屬間化合物反應(yīng)層的生長，提高了鈦/鋁接頭的塑性。在固液界面反應(yīng)過程中Ti7Al5Si12的形成依賴于鈦合金的溶解和Si原子的偏析，Si原子的擴(kuò)散行為對(duì)鈦/鋁接頭界面化合物的形成起著重要作用。

圖5 鈦/鋁熔釬焊接頭的橫截面形貌

王廷等人[31]采用Al5Si焊絲對(duì)TA2 純鈦和1060純鋁進(jìn)行了電子束熔釬焊的研究。接頭抗拉強(qiáng)度為98.8 MPa。焊縫中界面組織主要是TiAl3和TiAl2，由于鈦合金只是少量熔化，大大降低了接頭中Ti-Al金屬間化合物的含量。Miao等人[32]用旁路電流金屬惰性氣體保護(hù)焊(BC-MIG)對(duì)TC4鈦合金和AA6061鋁合金填充Al5Si焊絲進(jìn)行熔釬焊，焊接工藝如圖6所示。鈦側(cè)界面的冶金反應(yīng)形成的金屬化合物層厚度在1.5～ 15 μm，主要由TiAl3和TiAl相組成，接頭的抗拉強(qiáng)度可達(dá)196 MP。熔釬焊可以有效抑制Ti-Al金屬間化合物的形成，對(duì)接頭的性能有較高的提升。Zhang等人[33-34]采用Al5Si絲對(duì)鈦/鋁異種金屬進(jìn)行了MIG/TIG雙面電弧釬焊。焊縫中的微觀組織主要為Mg2Si在α-Al基體中擴(kuò)散分布，接頭中沒有形成Ti-Al金屬間化合物。由于MIG/TIG雙面電弧釬焊的熱輸入較低且非常均勻，過渡層比傳統(tǒng)的MIG熔釬焊更薄。當(dāng)焊接速度為15 mm/s,TIG焊接電流為80～90 A,TIG焊接位置為0 mm時(shí)，接頭的平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到了240.3 MPa，采用了Al5Si焊絲的接頭中并沒有形成Ti-Al-Si三元化合物。接頭的連接主要依靠在鈦合金表面的釬焊反應(yīng)，由于鈦側(cè)僅發(fā)生少量熔化，所形成的Ti-Al金屬間化合物層厚度很薄。雖然熔釬焊接頭沒能抑制Ti-Al金屬間化合物的生成，但是大大降低了Ti-Al金屬間化合物的含量，接頭仍能保持較高的強(qiáng)度。Wang等人[35]采用Al5Mg焊絲對(duì)純鈦與2024鋁合金進(jìn)行電子束對(duì)接熔釬焊。接頭的熔釬焊界面形成了0.5～5 μm的過渡層，主要成分是TiAl3相，明顯抑制了Ti-Al金屬間化合物的形成，鈦/鋁接頭的抗拉強(qiáng)度提高到了316 MPa。

圖6 旁路電流金屬惰性氣體(BC-MIG)焊工藝

表2總結(jié)了鈦/鋁熔釬焊的測(cè)試結(jié)果，與無填充材料的焊接工藝相比，鈦/鋁熔釬焊接頭的抗拉強(qiáng)度大幅提升。通過選用合適的填充材料，利用熔釬焊工藝可以有效地抑制Ti-Al金屬間化合物的形成，甚至是避免形成Ti-Al金屬間化合物，以此能滿足較高強(qiáng)度性能的使用要求。

表2 鈦/鋁接頭熔釬焊的試驗(yàn)結(jié)果

4 擴(kuò)散焊

擴(kuò)散焊是在一定溫度和壓力的作用下，待焊試樣通過接觸面發(fā)生的蠕變和擴(kuò)散作用，實(shí)現(xiàn)連接的焊接方法，試驗(yàn)中大多對(duì)溫度、時(shí)間和壓強(qiáng)這3個(gè)參數(shù)進(jìn)行研究。宋欣妍[36]對(duì)鈦/鋁異種金屬的真空擴(kuò)散焊參數(shù)變化的規(guī)律展開了研究。結(jié)果表明，隨著保溫溫度的提高，鈦/鋁接頭微觀結(jié)合更加緊密，接頭強(qiáng)度也隨之增加。當(dāng)溫度達(dá)到一定的極限值后，溫度再升高接頭強(qiáng)度反而下降。適當(dāng)延長保溫時(shí)間可以使得鈦/鋁接頭的界面更加平整。當(dāng)保溫溫度為450 ℃、保溫時(shí)間3 h，得到了界面連續(xù)的鈦/鋁接頭，如圖7所示，抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)152 MPa。

圖7 保溫3 h下Ti/A1接頭微觀形貌(450 ℃)

清華大學(xué)的姚為等人[37]進(jìn)行了TA2鈦合金與L4鋁合金的直接擴(kuò)散焊研究，得到了界面結(jié)合良好的鈦/鋁接頭，如圖8所示。結(jié)果表明，在溫度650 ℃、保溫1 200 min條件下，接頭的斷裂全部發(fā)生在鋁合金內(nèi)部，抗拉強(qiáng)度為67 MPa。焊縫中有大量TiAl3新相連接成片層之后，接頭強(qiáng)度接近甚至大于鋁合金強(qiáng)度。直接擴(kuò)散焊顯然不能減少Ti-Al金屬間化合物的形成。由于鈦和鋁直接進(jìn)行擴(kuò)散焊接頭強(qiáng)度往往很低，山東大學(xué)的李亞江等人[38]在鈦板表面滲鋁，實(shí)現(xiàn)了鈦/鋁異種金屬的真空擴(kuò)散連接。當(dāng)加熱溫度為540～610 ℃、保溫時(shí)間為45～80 min、壓力為5.5～12.4 MPa及真空度為(1.86～2.66)×10-4Pa時(shí)，Ti-Al金屬間化合物層的厚度僅3～10 μm，大大減小了Ti-Al脆性金屬間化合物對(duì)接頭力學(xué)性能的不良影響。

從上面的研究看出，擴(kuò)散焊對(duì)鈦/鋁異種金屬產(chǎn)生的影響較小。通過添加中間層或在鈦表面滲鋁及合理控制工藝參數(shù)，能有效減少Ti-Al脆性金屬間化合物的生成，焊后形成的金屬過渡層更薄，接頭的殘余應(yīng)力更低。但是擴(kuò)散焊得到的鈦/鋁接頭的抗拉強(qiáng)度不高，難以在高強(qiáng)度場(chǎng)合廣泛應(yīng)用。

圖8 650 ℃保溫不同時(shí)間的焊接接頭背散射照片

5 攪拌摩擦焊

攪拌摩擦焊通過攪拌針的高速轉(zhuǎn)動(dòng)，與工件摩擦實(shí)現(xiàn)原子擴(kuò)散形成連接，對(duì)焊接鈦/鋁異種合金具有一定優(yōu)勢(shì)[39]。Zhao等人[40]對(duì)TC4鈦合金與AA6061鋁合金進(jìn)行了攪拌摩擦焊研究，并獲得了良好的鈦/鋁接頭。研究發(fā)現(xiàn)隨著攪拌針長度的增加，Ti-Al金屬間化合物的數(shù)量會(huì)增加。從圖9中觀察到攪拌針長度增加后鈦/鋁接頭中出現(xiàn)不均勻的勾狀組織形貌，探針長度對(duì)界面組織和力學(xué)性能有顯著影響。

Pereira等人[41]采用主軸功率控制模式對(duì)鋁/鈦異種金屬進(jìn)行攪拌摩擦焊研究，以盡可能降低接頭處的熱輸入。由于攪拌過程中溫度低、應(yīng)變率高，在攪拌區(qū)混入了少量Ti顆粒且Al3Ti相的晶粒尺寸變小，通過對(duì)焊縫中晶粒的細(xì)化改善了接頭的力學(xué)性能。同時(shí)，Yu等人[42]研究了TC4鈦合金與AA6061鋁合金攪拌摩擦焊接接頭的界面組織。隨著焊接速度的提高，焊縫組織的晶粒尺寸減小。當(dāng)焊接速度達(dá)到80 mm/min時(shí)，焊縫中僅檢測(cè)到TiAl3，未發(fā)現(xiàn)大量Ti-Al金屬間化合物形成。

圖9 不同攪拌針長度的接頭界面

為了進(jìn)一步抑制Ti-Al金屬間化合物的形成，武靖?jìng)サ热薣7]通過添加不同厚度的釬料Zn對(duì)TC4鈦合金和Al6082鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦焊研究，得到了不同釬料厚度下的鈦/鋁接頭，如圖10所示。當(dāng)釬料Zn的厚度為0.05 mm時(shí)，鈦/鋁接頭的抗拉強(qiáng)度為154 MPa，接頭強(qiáng)度最高。焊縫中的金屬間化合物為AlZn，幾乎沒有Ti-Al 金屬間化合物生成，接頭呈現(xiàn)脆性和韌性斷裂混合型斷裂形式。釬料的加入明顯抑制了Ti-Al金屬間化合物形成，鈦/鋁接頭的斷裂形式轉(zhuǎn)變?yōu)榛旌蠑嗔?，提高了?鋁接頭的抗拉強(qiáng)度。

圖10 不同釬料厚度時(shí)接頭邊緣區(qū)域微觀形貌圖

從以上的研究可以看出，攪拌摩擦焊能得到一定強(qiáng)度的鈦/鋁接頭，但是靈活性差、熱輸入量難以控制，不適合精細(xì)加工。此外，攪拌摩擦焊的鈦/鋁接頭內(nèi)組織成分不均勻，容易出現(xiàn)氣孔缺陷，接頭力學(xué)性能的提升受到限制。

6 爆炸焊

爆炸焊可以制備牢固的鈦/鋁復(fù)合板，炸藥量多大，界面組織會(huì)更加細(xì)化，但是組織層也會(huì)變得不均勻。退火處理能使得某些金屬相持續(xù)生長，這也是常用的辦法，但有些情況下焊縫仍會(huì)開裂。

Fronczek等人[43-44]對(duì)爆炸焊接制備鈦/鋁復(fù)合材料進(jìn)行了綜合研究。研究了825 K下和不同退火時(shí)間下鈦/鋁焊接界面的組織演變。在爆炸焊接后焊縫中由TiAl3,TiAl2,TiAl和Ti3Al金屬相組成，形成細(xì)小的半島狀組織，如圖11所示。在熔合區(qū)中沒有裂紋和氣孔等缺陷，利用爆炸焊的沖擊效果得到了界面結(jié)合良好的鈦/鋁接頭。退火處理后，由于二次再結(jié)晶，在鋁中觀察到異常的晶粒增長，而在鈦中則發(fā)生形變孿晶的湮沒。退火過程主要促進(jìn)了TiAl3金屬間相的生長發(fā)展，從而形成連續(xù)的Ti-Al金屬間化合物層。

圖11 爆炸焊接試樣中鈦/鋁界面微觀結(jié)構(gòu)的電鏡圖像和Al元素分布圖

Paul等人[45]對(duì)爆炸焊接多層鈦/鋁異種金屬進(jìn)行了研究，成功地制備了無缺陷多層復(fù)合材料。結(jié)果表明，兩側(cè)母材之間的界面呈波浪狀或扁平狀，凝固的熔融包裹體優(yōu)先位于波峰和波渦中。在炸藥裝藥附近的層狀結(jié)構(gòu)中總是形成波浪狀的界面，并且隨著距頂面的距離增加，界面逐漸變平整。Lazurenko等人[46]則采用一次爆炸焊接法制備了40層鈦/鋁復(fù)合材料，利用SEM和EDS分析方法對(duì)復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)進(jìn)行研究。在爆炸焊接過程中的界面處產(chǎn)生了混合區(qū)(渦流)的結(jié)構(gòu)，這些區(qū)域的混合和快速凝固的復(fù)雜過程導(dǎo)致了不同的穩(wěn)定和亞穩(wěn)定結(jié)構(gòu)的形成。爆炸焊接過程中，渦流的局部熔化和快速凝固直接導(dǎo)致Al3Ti和AlTi穩(wěn)定相金屬間化合物的形成，圖12顯示了大量細(xì)化的Al和Ti晶粒，這使得鈦/鋁接頭的強(qiáng)度大大提升。

圖12 爆炸焊接后多層復(fù)合材料中的Al-Ti界面

爆炸焊雖然沒有抑制Ti-Al金屬間化合物的生成，但是該工藝本身的高沖擊力的特點(diǎn)將界面處的晶粒細(xì)化，得到了高強(qiáng)度的焊接接頭，強(qiáng)度和塑性均能滿足工業(yè)生產(chǎn)的要求。

7 結(jié)束語

(1)鈦/鋁焊接性較差的主要是因?yàn)槠湮锢硇阅芎突瘜W(xué)性能差異較大，焊縫中極易形成脆性的Ti-Al金屬間化合物，導(dǎo)致鈦/鋁接頭的強(qiáng)度降低。通過熱源偏移的方式可以降低Ti-Al金屬間化合物含量但無法完全避免。還可以合理采用添加中間層的方式，既能降低Ti-Al金屬間化合物的含量又能形成塑形更好的金屬化合物。

(2)通過熔釬焊這樣的方式也可以大大降低鈦/鋁接頭中Ti-Al金屬間化合物的含量，并將其限制在某一特定區(qū)域內(nèi)。此外，通過釬焊、擴(kuò)散焊也能實(shí)現(xiàn)鈦/鋁接頭的有效連接。在鈦/鋁的釬焊過程中，通過放置釬料能對(duì)鈦/鋁界面進(jìn)行潤濕，抑制Ti-Al金屬間化合物的生成。擴(kuò)散焊通過添加中間層，合理調(diào)節(jié)加熱溫度和保溫時(shí)間能夠避免Ti-Al脆性相的形成，能在一定程度上提高鈦/鋁接頭的抗拉強(qiáng)度。

(3)摩擦焊也可通過添加中間層抑制鈦/鋁接頭中Ti-Al脆性金屬間化合物的形成，獲得性能良好的鈦/鋁接頭。但受到焊件的形狀的影響，其應(yīng)用受到限制。爆炸焊雖然沒能抑制Ti-Al金屬間化合物的形成，但是爆炸焊本身的工藝特點(diǎn)就是利用炸藥的瞬間高溫、高壓即沖擊力將鈦/鋁異種金屬牢固的結(jié)合起來，通過細(xì)化界面中的金屬顆粒，最終也實(shí)現(xiàn)了提高鈦/鋁接頭強(qiáng)度的目的。