鈦/鋁異種合金電弧熔釬焊接接頭的組織與斷裂行為

馬志鵬，于心瀧，孟慶武

(1.東北石油大學(xué) 材料科學(xué)與工程系，大慶 163318；2.蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

隨著我國(guó)航空和航天等行業(yè)的快速發(fā)展，鈦合金和鋁合金等輕質(zhì)高強(qiáng)材料所構(gòu)成的異種金屬復(fù)合構(gòu)件具有著巨大的潛在應(yīng)用前景，但鈦/鋁復(fù)合構(gòu)件的應(yīng)用面臨著鈦合金與鋁合金異種金屬能否可靠焊接的技術(shù)瓶頸。在高溫作用下，鈦與鋁會(huì)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)而生成大量的脆性金屬間化合物，包括Ti3Al[1]、TiAl[2]、TiAl2[3]和TiAl3[4-5]等。這些化合物會(huì)快速生長(zhǎng)并以桿狀等形態(tài)分布在整個(gè)接頭中，嚴(yán)重降低焊接接頭的力學(xué)性能。這種現(xiàn)象會(huì)使得鈦/鋁異種金屬的復(fù)合構(gòu)件在現(xiàn)代工業(yè)的應(yīng)用中受到極大的限制，從而影響了鈦/鋁復(fù)合構(gòu)件的使用。

近年來，國(guó)內(nèi)外的學(xué)者對(duì)鈦合金與鋁合金的連接進(jìn)行了廣泛研究，主要集中在焊接工藝[6-9]、焊接接頭性能[10-12]、焊接界面顯微組織[13-14]及界面化合物的形成原因[15-16]等方面。結(jié)果表明，抑制金屬間化合物的形成與長(zhǎng)大才能提高鈦合金與鋁合金焊接接頭的力學(xué)性能。陳彥賓等[8-9]出于控制金屬間化合物的目的，以CO2激光為熱源，在焊接過程中使用Nocolok釬劑，對(duì)1.5 mm厚的Ti-6Al-4V鈦合金板和5056鋁合金板進(jìn)行了激光熔釬焊研究。結(jié)果表明：所得接頭具有熔焊和釬焊雙重性質(zhì)，接頭表面覆蓋殘?jiān)?；鈦合金與焊縫界面會(huì)形成大量的金屬間化合物，其種類與厚度直接決定焊接接頭的抗拉強(qiáng)度，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度穩(wěn)定性較差。呂世雄等[10-11]采用交流TIG電弧對(duì)2 mm厚TC4鈦合金板和6056鋁合金板進(jìn)行電弧熔釬焊連接。在不同焊接電流條件下，鈦合金與焊縫界面主要形成不同形狀的TiAl3化合物，焊接接頭抗拉強(qiáng)度僅為103 MPa。從以上的研究可以看出，在焊接過程中，使用焊劑會(huì)導(dǎo)致焊接后形成熔渣且難于清理；采用鎢極氬弧(TIG)電弧進(jìn)行焊接時(shí)，其接頭抗拉強(qiáng)度較低。而不使用任何焊劑，以TIG電弧熔釬焊方法控制焊接熱輸入，用于焊接鈦合金與鋁合金且得到較理想焊接力學(xué)性能的研究在國(guó)內(nèi)外還未見報(bào)道。本文作者采用TIG的方法，在不使用任何焊劑的情況下，以Al-12Si焊絲為填充材料，針對(duì)3 mm厚TC4鈦合金與2A12鋁合金異種金屬進(jìn)行焊接，并對(duì)其界面組織及斷裂行為進(jìn)行了研究。

1 實(shí)驗(yàn)

鈦合金基體材料為TC4，鋁合金基體材料為2A12，板厚均為3.0 mm。TC4鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)如下，F(xiàn)e≤0.30；C≤0.10；N≤0.05；H≤0.015；O≤0.20；Al 5.5～6.8；V 3.5～4.5；Ti為余量。2A12鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)如下，Si≤0.50；Fe≤0.50；Cu 3.8～4.9；Mn 0.3～1.0；Mg 1.2～1.8；Cr 0.10；Zn 0.25；Al為余量。實(shí)驗(yàn)用釬料是Al-Si共晶焊絲，直徑均為2.0 mm。A1-Si焊絲成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)如下，Si 11.0～13.0；Fe≤0.80；Cu 0.30；Mn 0.15；Mg≤0.10；Zn≤0.20；Al為余量。試驗(yàn)中沒有使用任何焊劑或釬劑。

焊接之前，將兩種母材對(duì)接端面開Y形坡口，鈦側(cè)和鋁側(cè)坡口角度為30°左右，用鋼絲刷、粗砂紙去除焊件表面及坡口端面的油污和氧化膜，直至露出新鮮金屬表面。再依次用無水乙醇和丙酮進(jìn)行清洗。在焊件下面放置Cu墊板，并使用鋼夾具固定，Cu墊板上開8 mm×0.5 mm規(guī)格的凹槽，焊件對(duì)接間隙為1.0～2.0 mm左右。采用交流TIG電源焊接，氬氣對(duì)焊縫表面進(jìn)行保護(hù)。焊接工藝參數(shù)如下：焊接電流70～150 A，電弧長(zhǎng)度 3.0～4.0 mm，焊接速度 70～80 mm/min，送絲速度 500～700 mm/min，氬氣流量 10～12 L/min。鈦/鋁焊接過程示意圖如圖1所示。

焊接之后，對(duì)焊接獲得的接頭經(jīng)過線切割取樣和鑲嵌作成金相試樣。試樣采用水砂紙和金相砂紙按順序打磨，然后用2.5 μm和1 μm的金剛石拋光劑拋光。拋光后接頭試樣采用日本Olympus公司生產(chǎn)的PM-20型萬能金相顯微鏡觀察宏觀形貌組織。采用美國(guó)FEI公司生產(chǎn)的Quanta 200F型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織形貌，并利用自帶能譜儀(EDS)分析焊縫各區(qū)域化學(xué)成分及元素分布。透射電鏡試樣的制取分為切割、研磨和減薄3個(gè)過程：首先采用線切割方法切取焊接接頭界面區(qū)域試樣大小為8 mm×8 mm，厚度約為500μm的薄片；其次將切取好的試樣薄片依次用粗砂紙、細(xì)砂紙打磨拋光，直至厚度為40～60μm為止，用酒精清洗后吹干，沖制成直徑d 3 mm的薄片；最后采用Gatan 691型離子減薄儀將d 3 mm薄片進(jìn)行減薄，至獲得可供觀察的薄區(qū)。采用Tecnai G2F30型透射電子顯微鏡(TEM)對(duì)焊接接頭的界面反應(yīng)物進(jìn)行分析，并對(duì)不同相進(jìn)行選區(qū)電子衍射花樣(SADP)分析，加速電壓設(shè)為300 kV?？估瓘?qiáng)度測(cè)試試樣在測(cè)試前將接頭余高銑平，并打磨去除試樣側(cè)面的加工痕跡，然后利用Instron 5569型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸測(cè)試，加載速率為1 mm/min。

2 結(jié)果與分析

2.1 接頭的宏觀組織分析

圖2所示為焊接電流110A時(shí)鈦/鋁熔釬焊試樣表面形貌。從圖2可以看出，采用Al-Si共晶焊絲但不使用任何焊劑進(jìn)行焊接時(shí)，能夠?qū)崿F(xiàn)焊接，且接頭表面光滑，無表面裂紋和未熔合的現(xiàn)象。

圖2 焊接電流為110A時(shí)鈦/鋁焊接接頭典型試樣外觀形貌Fig.2 Typical weld appearances of Ti/Al dissimilar alloy welding joint at welding current of 110A

在整個(gè)焊接過程中，不同焊接電流電弧產(chǎn)生的熱效應(yīng)并不相同，而焊接材料在不同熱效應(yīng)作用下會(huì)產(chǎn)生不同程度熔化現(xiàn)象及冶金反應(yīng)，所以，可以通過調(diào)整焊接電流來控制焊接熱輸入的大小。圖3所示為不同焊接電流下鈦/鋁接頭的橫截面組織。由圖3可以看出，焊接接頭上存在6個(gè)不同的區(qū)域，分別包括鋁母材和鈦母材區(qū)、鋁鍘熱影響區(qū)、鋁側(cè)熔合區(qū)、焊縫區(qū)以及鈦側(cè)界面化合物區(qū)。當(dāng)焊接電流為70A時(shí)，液態(tài)Al-Si釬料與部分熔化鋁合金形成熔化接頭，但是在鈦合金表面上的鋪展并不充分，導(dǎo)致鈦合金與焊縫非圓滑過渡(見圖3(a))；當(dāng)焊接電流升高到90A時(shí)，可以觀察到液態(tài)釬料在鈦合金坡口內(nèi)潤(rùn)濕鋪展，但是部分區(qū)域沒有發(fā)生結(jié)合，能夠觀察到焊縫區(qū)與鈦合金母材界面出現(xiàn)裂紋；當(dāng)焊接電流達(dá)到100 A時(shí)，鈦合金沒有發(fā)生熔化，與焊縫結(jié)合較好(見圖3(d))；當(dāng)焊接電流達(dá)到120A以上時(shí)，鈦合金表面開始出現(xiàn)微熔現(xiàn)象(見圖3(h))。從圖3可以看出，隨著焊接電流的變化，液態(tài)Al-Si釬料與鋁合金母材和鈦合金母材的結(jié)合會(huì)發(fā)生明顯變化。當(dāng)電流合適時(shí)，不借助外來釬劑的輔助，焊接接頭中鋁合金側(cè)母材均發(fā)生熔化，與釬料混合在一起形成了熔焊接頭；而鈦合金與釬料發(fā)生了反應(yīng)，從而實(shí)現(xiàn)了連接，鈦合金側(cè)為釬焊結(jié)合。

2.2 接頭的顯微組織與物相分析

圖4所示為焊接電流為110A時(shí)焊接接頭的顯微組織。接頭上的焊縫金屬中存在著大量的枝晶狀組織，這些組織主要由局部鋁合金母材和A1-Si釬料在電弧熱作用下熔化混合后凝固所形成(見圖4(a))。所以，可以推測(cè)焊縫組織主要是α(A1)基體，其枝晶狀組織主要是A1-Si共晶和化合物構(gòu)成。在凝固過程中，Al-Si共晶組織在α(A1)晶界處析出，同時(shí)形成較多的細(xì)長(zhǎng)板條狀組織及不規(guī)則狀的化合物。鋁合金側(cè)熔合區(qū)由于緊鄰焊縫的母材，受高溫液態(tài)熔池的傳熱而發(fā)生局部熔化，同時(shí)焊縫中的元素向鋁母材晶界擴(kuò)散滲透，最后在晶界處生成枝晶狀及網(wǎng)狀組織。鋁合金側(cè)熱影響區(qū)的組織沿最大冷卻速度方向迅速長(zhǎng)大，形成沿垂直于熔合區(qū)方向生長(zhǎng)的粗大晶粒組織(見圖4(b))。

圖5所示分別為鈦/鋁焊接接頭中鈦合金側(cè)界面層的顯微組織。從圖5可以看出，接頭上部的界面反應(yīng)層由3種形態(tài)的化合物組成。其中，靠近鈦側(cè)的連續(xù)反應(yīng)層呈亮白色，厚度在2 μm以內(nèi)，在連續(xù)反應(yīng)層的上面分布著由塊狀化合物所構(gòu)成反應(yīng)層，平均厚度約為15 μm(見圖5(b))。另一種斷續(xù)的長(zhǎng)桿狀化合物分布于焊縫內(nèi)部，其長(zhǎng)度可達(dá)100 μm以上。表1所列為圖5中各點(diǎn)處的EDS分析結(jié)果。由表1中各點(diǎn)處元素摩爾比可以看出，長(zhǎng)桿狀和塊狀化合物中主要由Ti、Al和Si這3種元素構(gòu)成，并且A點(diǎn)與B點(diǎn)處含Ti、Al和Si含量都比較接近。塊狀化合物上B點(diǎn)由于靠近鈦合金母材，Ti元素的測(cè)量值略高一點(diǎn)，因此，可以推測(cè)塊狀化合物和長(zhǎng)桿狀化合物應(yīng)為同一種化合物。這種化合物的Ti與Al、Si含量之和的摩爾比基本為1:3，Si原子的原子半徑與Al原子的原子半徑非常接近，因而在TiAl3結(jié)晶的過程中，界面殘留的Si原子很有可能取代Al原子在晶格上的位置，形成TiAl3的置換固溶體，可以確定此化合物應(yīng)為TiAl3，并固溶了Si元素，這種化合物也可以表達(dá)為Ti(Al,Si)3。亮白色化合物較薄且靠近鈦合金母材，導(dǎo)致C點(diǎn)Ti元素測(cè)量值偏高，但Si含量只有14.85%(摩爾分?jǐn)?shù))，與相鄰的塊狀化合物接近。根據(jù)文獻(xiàn)[17]中的研究可知，TiAl3中可以固溶Si量達(dá)到15%(摩爾分?jǐn)?shù))。由此可以推測(cè)，亮白色化合物也應(yīng)為TiAl3，只是形成的機(jī)制不同而導(dǎo)致最后形態(tài)不同。

圖3 不同焊接電流下鈦/鋁焊接接頭宏觀組織Fig.3 Macroscopic cross-section morphologies of Ti/Al dissimilar alloy welding joints made at different welding currents:(a)70 A;(b)80A;(c)90 A;(d)100A;(e)110A;(f)120A;(g)130A;(h)140A

接頭下部的界面反應(yīng)層只由一種針狀的化合物組成，其平均厚度約為2 μm。通過表1可以看出，D點(diǎn)Si含量可達(dá)到25.46%，遠(yuǎn)超出Si元素在TiAl3中的最大固溶度，這說明針狀化合物應(yīng)是一種Ti-Al-Si三元化合物。

圖4 焊接電流為110A時(shí)鈦/鋁焊接接頭中焊縫及鋁側(cè)界面的顯微組織Fig.4 Microstructures of Ti/Al dissimilar alloy welding joint at welded seam(a)and interfacial zone close to Al alloy(b)at welding current of 110A

圖5 焊接電流為110A時(shí)鈦/鋁焊接接頭鈦側(cè)上部和下部界面組織Fig.5 Microstructures of Ti/Al dissimilar alloy welding joint at top part(a)and bottom part(b)of interfacial zone close to Ti alloy at welding current of 110A

表1 圖5中界面反應(yīng)層的能譜元素分析結(jié)果Table 1 EDS analysis results of interfacial reaction layer shown in Fig.5

為了進(jìn)一步研究焊接接頭鈦合金與焊縫界面的金屬間化合物的成分和結(jié)構(gòu)，對(duì)其進(jìn)行透射電鏡觀察分析，界面化合物的TEM像及選區(qū)電子衍射花樣如圖6所示。圖6中呈塊狀形貌的組織應(yīng)為圖5中的塊狀化合物。將表1中B點(diǎn)的EDS結(jié)果與衍射花樣的標(biāo)定結(jié)合起來，與PDF卡片對(duì)比發(fā)現(xiàn)，此種化合物是以10]為晶帶軸的四方晶系，(002)晶面和(110)晶面夾角為90°，TiAl3這兩種晶面夾角為90.01°，可以證實(shí)塊狀化合物就是TiAl3。圖5中所示的亮白色連續(xù)化合物層在圖6(a)中呈黑色，也證實(shí)為TiAl3。接頭下部的須狀化合物在TEM形貌中呈針狀，將表1中D點(diǎn)的EDS結(jié)果與衍射花樣的標(biāo)定結(jié)合起來，與PDF卡片對(duì)比，可發(fā)現(xiàn)此種化合物是以10]為晶帶軸的四方晶系，(004)晶面和(112)晶面夾角為80.01°，這兩種晶面夾角為79.4658°，可以確認(rèn)須狀化合物為τ1。

圖7所示為焊接電流140A時(shí)鈦/鋁接頭上部和下部鈦側(cè)的界面組織。從圖7可以看出，接頭上部一整塊鈦合金從母材上溶解并進(jìn)入到焊縫中，在這塊鈦合金周圍分布大量長(zhǎng)桿狀化合物TiAl3。同樣在接頭下部也形成了大約300 μm厚的TiAl3等化合物，并且在化合物內(nèi)部出現(xiàn)了裂紋。這說明隨著焊接電流的增大，溫度隨之升高，熱效應(yīng)也明顯增強(qiáng)，固態(tài)鈦合金開始發(fā)生溶解，溶解的鈦原子將進(jìn)一步向焊縫中擴(kuò)散，致使在鈦合金界面前沿附近匯集了一定含量的鈦原子，隨著溫度的升高與時(shí)間的延長(zhǎng)，界面前沿鈦原子的含量不斷上升。當(dāng)鈦合金界面前沿的濃度達(dá)到飽和溶解度時(shí)，大塊的固態(tài)鈦合金就會(huì)進(jìn)入到焊縫中，出現(xiàn)如圖7(a)中所觀察到的現(xiàn)象。由于鈦合金界面處鈦原子濃度較高，且依附于界面進(jìn)行非均勻形核時(shí)需要的能量起伏較少，化合物TiAl3優(yōu)先在界面處形核。隨著溫度的快速下降，TiAl3將依附于界面漸漸長(zhǎng)大。焊縫金屬在電弧作用下發(fā)生劇烈流動(dòng)，在界面上形成的長(zhǎng)桿狀化合物TiAl3在流動(dòng)金屬的沖擊下發(fā)生折斷，形成最終斷續(xù)的化合物。隨著溫度降低到一定值，焊縫開始凝固，殘余應(yīng)力導(dǎo)致靠近鈦合金界面的化合物出現(xiàn)裂紋(見圖7(b))。

圖6 焊接電流為110A時(shí)鈦/鋁焊接接頭鈦側(cè)上部和下部界面區(qū)的TEM明場(chǎng)形貌及衍射花樣Fig.6 Bright-field TEM images and diffraction patterns of Ti/Al dissimilar alloy welding joint at top part(a)and bottom part(b)of interfacial zone close to Ti alloy at welding current of 110A

圖7 在140A焊接電流下鈦/鋁焊接接頭鈦側(cè)上部和下部界面組織Fig.7 Microstructures of Ti/Al dissimilar alloy welding joint at top part(b)and bottom part(b)of interfacial zone close to Ti alloy at welding current of 140A

當(dāng)焊接電流為110A時(shí)，電弧熔釬焊過程中電弧通過加熱釬料使其熔化，并促使釬料流動(dòng)把熱量傳遞給鈦合金，液態(tài)釬料流動(dòng)的同時(shí)伴隨內(nèi)部元素的擴(kuò)散。當(dāng)熱量傳遞不均勻的液態(tài)釬料與鈦合金相接觸后，一方面會(huì)導(dǎo)致鈦合金部分區(qū)域發(fā)生微溶解，這樣溶解的鈦元素通過擴(kuò)散及隨著釬料流動(dòng)進(jìn)入焊縫區(qū)；另一方面液態(tài)釬料會(huì)在其鈦合金界面發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成化合物。化合物的形成與長(zhǎng)大一般分為兩種機(jī)制：第一階段為界面反應(yīng)控制，在時(shí)間非常短的情況下，化合物只在平行于界面的方向上非均勻形核，形成一層連續(xù)的反應(yīng)層；第二階段為擴(kuò)散控制，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，化合物層的厚度增加，開始在垂直于界面的方向上通過擴(kuò)散開始生長(zhǎng)[18-19]。電弧熔釬焊過程中電弧加熱時(shí)間短，溫度適合時(shí)會(huì)導(dǎo)致界面反應(yīng)控制的金屬間化合物層厚度較薄，應(yīng)為圖5中最靠近鈦合金的呈亮白色連續(xù)化合物。緊挨著亮白色化合物層是由大量塊狀化合物所構(gòu)成的反應(yīng)層，其厚度并不一致且存在擇優(yōu)生長(zhǎng)。這種形態(tài)的化合物是由擴(kuò)散機(jī)制所控制，即鈦元素通過擴(kuò)散與焊縫中的鋁元素反應(yīng)所得到塊狀的化合物。當(dāng)焊接電流為110A時(shí)，電弧熱量較適中，生成的這種塊狀的化合物層的厚度表達(dá)式為[20]

式中：L為界面反應(yīng)層總的厚度；k為與擴(kuò)散系數(shù)及熱力學(xué)性能有關(guān)的生長(zhǎng)系數(shù)；t為保溫時(shí)間；b為初始時(shí)刻下界面反應(yīng)層的原始厚度。

方程中的k遵循Arrhenius關(guān)系：

式中：A為指數(shù)系數(shù)；Q為生長(zhǎng)激活能；R為摩爾氣體常數(shù)(8.31462 J/K)；T為反應(yīng)溫度。從式(1)和(2)可以看出，塊狀化合物層厚度由反應(yīng)時(shí)間和反應(yīng)溫度所決定。最外層的長(zhǎng)桿狀化合物可能是由微溶解的鈦元素與焊縫中的鋁元素反應(yīng)生成，且與鈦合金溶解量成正比關(guān)系。這些長(zhǎng)桿狀金屬間化合物垂直于界面方向生長(zhǎng)，高溫液態(tài)釬料流動(dòng)過程中對(duì)金屬間化合物產(chǎn)生沖擊，使一些長(zhǎng)桿狀金屬間化合物在焊縫中斷裂。這些斷裂的化合物之間為塑性較好的焊縫金屬，通過這樣犬牙交錯(cuò)的形式與焊縫金屬牢固地結(jié)合在一起。

在相同焊接電流情況下，處于焊接接頭下部的鈦合金界面也會(huì)在第一時(shí)間生成化合物TiAl3，但鈦合金通過電弧所獲得的熱量明顯下降，降低了鈦元素的擴(kuò)散和鈦合金的溶解，同時(shí)界面化學(xué)反應(yīng)速率變慢，這些都為焊縫中Si元素?cái)U(kuò)散到鈦合金側(cè)界面提供了時(shí)間。由文獻(xiàn)[21]可知，鈦合金會(huì)吸引Si在其表面集聚，同時(shí)Si在化合物TiAl3中可以大量固溶，當(dāng)Si的含量超過TiAl3固溶度時(shí)，Si元素會(huì)與化合物TiAl3發(fā)生反應(yīng)生成τ1。因此，處于鈦合金界面的TiAl3會(huì)不斷與從焊縫擴(kuò)散過來的Si元素發(fā)生反應(yīng)，消耗完所有的TiAl3，直至反應(yīng)結(jié)束。

當(dāng)焊接電流升高時(shí)，電弧熱量增加，鈦合金側(cè)表面的溫度升高，同時(shí)鈦合金的溶解量增大，各種元素的擴(kuò)散速率相應(yīng)加快，液態(tài)釬料與鈦合金的界面反應(yīng)會(huì)更加劇烈，形成了較厚的金屬間化合物反應(yīng)層。

2.3 接頭的力學(xué)性能與斷裂分析

對(duì)所有鈦/鋁異種合金焊接接頭的試樣進(jìn)行抗拉強(qiáng)度的測(cè)試，可以發(fā)現(xiàn)接頭的斷裂類型分為兩種情況：一種是部分?jǐn)嗔延诤缚p中，部分?jǐn)嗔延阝伜辖鸾缑嫣帲涣硪环N是完全斷裂于鈦合金界面處。其中當(dāng)焊接電流為70～90A時(shí)，焊接接頭完全斷裂于鈦合金界面處。在這種情況下焊接熱輸入較少，接頭下部的界面溫度低，鈦合金與液態(tài)釬料作用時(shí)間短，界面鋪展和界面反應(yīng)不夠充分，會(huì)出現(xiàn)非冶金結(jié)合區(qū)，致使界面處的連接可能僅僅為機(jī)械結(jié)合，在焊接接頭受到載荷時(shí)，有可能萌生裂紋，并沿界面擴(kuò)展，所以導(dǎo)致接頭強(qiáng)度不高(小于82 MPa)。當(dāng)焊接電流達(dá)到110～120A時(shí)，焊接接頭部分?jǐn)嗔延诤缚p處，部分?jǐn)嗔延阝伜辖鸾缑嫣?見圖8(a))。斷裂路徑呈現(xiàn)裂紋在接頭上部焊縫內(nèi)部擴(kuò)展，到接頭下部時(shí)轉(zhuǎn)向沿著鈦合金界面擴(kuò)展。在這種情況下，隨著電流的增加，熱輸入量隨之增加，接頭下部的界面溫度與焊接電流較小時(shí)有所升高，鈦合金與液態(tài)釬料進(jìn)行反應(yīng)，生成了化合物τ1。且焊接接頭上部所形成的參差不齊的桿狀化合物TiAl3與拉伸方向成一定角度，這樣的結(jié)構(gòu)有利于阻止裂紋的擴(kuò)展，起到了“釘扎”裂紋的作用[22-23]。因此，當(dāng)焊接電流達(dá)到110～120 A時(shí)，界面金屬間化合物能阻止裂紋擴(kuò)展，大幅提高了鈦與焊縫的結(jié)合強(qiáng)度，故焊接接頭的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)到158 MPa。當(dāng)焊接電流超過130A時(shí)，焊接接頭完全斷裂于鈦合金界面處(見圖8(b))。這時(shí)的焊接熱輸入進(jìn)一步加大，根據(jù)上面的分析可知，鈦合金表面出現(xiàn)了局部微熔，界面化合物層急劇增厚(超過200 μm)，而且在化合物層內(nèi)部出現(xiàn)了微裂紋，拉伸時(shí)，裂紋完全在界面化合物層中產(chǎn)生和擴(kuò)展，最后破壞整個(gè)焊接接頭，所以接頭的抗拉強(qiáng)度急劇降低(小于 58 MPa)。

圖9所示為焊接電流為110A鈦/鋁焊接接頭鈦合金側(cè)的斷口形貌。接頭上部和下部鈦合金側(cè)斷口形貌表現(xiàn)了兩種完全不同形式，接頭上部斷口中存在大量的韌窩，同時(shí)在韌窩中還存在一些氣孔，應(yīng)為韌窩狀塑性斷裂(見圖9(a))。但從圖9(b)中可以觀察到在接頭下部區(qū)域存在著一些片層狀物質(zhì)，根據(jù)上面的分析可知，此處應(yīng)為界面的化合物τ1。焊接過程中電弧加熱使得試件的上下兩面存在明顯的溫度梯度，接頭上部的溫度較高，界面反應(yīng)非常劇烈，形成了垂直于界面的塊狀化合物TiAl3。在拉伸過程時(shí)，這些化合物阻止了裂紋的擴(kuò)展，故裂紋會(huì)優(yōu)先萌生于焊縫內(nèi)部，所以上部焊縫區(qū)域通常會(huì)成為焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

焊接接頭下部區(qū)域由于電弧熔釬焊的固-液相互作用時(shí)間比較短，溫度較上部區(qū)域低，界面反應(yīng)還沒有完全進(jìn)行時(shí)焊縫已經(jīng)開始凝固，形成了不完全冶金反應(yīng)的連接區(qū)域。并且在鈦合金表面不可避免地存在著一定厚度的氧化膜和雜質(zhì)，在焊接過程中溶解這些氧化膜與雜質(zhì)需要一定的時(shí)間，氧化膜的存在阻礙了冶金反應(yīng)的進(jìn)行，導(dǎo)致固-液界面剛剛相互接觸時(shí)不可能立刻發(fā)生冶金反應(yīng)，使得界面處V形破口的尖端容易形成不完全冶金結(jié)合。化合物τ1與焊縫組織可以完整分開，由此可以確定斷裂發(fā)生在化合物τ1與焊縫之間。

圖8 焊接電流為110A和140A時(shí)鈦/鋁焊接接頭拉伸試驗(yàn)的斷裂路徑Fig.8 Cracks path of Ti/Al dissimilar alloy welding joint obtained from tensile tests at welding current of 110A(a)and 140A(b)

圖9 焊接電流為110A時(shí)鈦/鋁焊接接頭拉伸試驗(yàn)的斷口形貌Fig.9 Fracture surface morphologies of Ti/Al dissimilar alloy welding joint at top part(a)and bottom part(b)of zone obtained from tensile tests at welding current of 110A

3 結(jié)論

1)當(dāng)焊接電流達(dá)到110～120A時(shí)，焊接接頭部分?jǐn)嗔延诤缚p處，部分?jǐn)嗔延阝伜辖鸾缑嫣?，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)到158 MPa。鈦合金/焊縫界面上部金屬間化合物為3種形態(tài)的TiAl3，分別呈現(xiàn)靠近界面的連續(xù)狀、塊狀及在焊縫內(nèi)部的長(zhǎng)桿狀。鈦合金/焊縫界面下部金屬間化合物τ1呈針狀，平均厚度僅為2 μm。

2)當(dāng)焊接電流小于100A時(shí)，接頭界面處溫度較低，界面鋪展和界面反應(yīng)不夠充分，會(huì)出現(xiàn)非冶金結(jié)合區(qū)，拉伸試驗(yàn)時(shí)完全斷裂于界面處，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度小于82 MPa。

3)當(dāng)焊接電流大于130A時(shí)，鈦合金會(huì)從母材上溶解進(jìn)入到焊縫中，接頭界面化合物顯著增厚，可達(dá)300 μm以上，并會(huì)在其內(nèi)部出現(xiàn)微裂紋，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度小于58 MPa。

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