鈦/鋁層合板雙面電子束焊接接頭界面行為及力學(xué)性能

鞏鵬飛, 陳洪勝*,, 王文先, 柴斐, 汪卓然, 高會(huì)良

(1.太原理工大學(xué) 機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，太原 030024；2.太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024；3.太原理工大學(xué) 智能水下裝備山西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，太原 030024)

隨著科學(xué)技術(shù)的高速發(fā)展，現(xiàn)代工程對(duì)工件材料的性能要求越來越高，在一些特殊的服役環(huán)境下，單一金屬材料已經(jīng)不能滿足實(shí)際的生產(chǎn)需求。鈦合金被譽(yù)為“二十一世紀(jì)的金屬”，是由于其具有良好的耐腐蝕性、較高的強(qiáng)度和良好的耐熱性等特點(diǎn)[1]。但其生產(chǎn)成本較高，因此，主要用于航空航天、核電軍工、醫(yī)療及深海等高科技領(lǐng)域。鋁合金具有較好的延展性、低密度及加工成形性能良好等特點(diǎn)[2]，在工業(yè)制造領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。因此，結(jié)合鈦合金和鋁合金的優(yōu)勢(shì)，Ti/Al 層狀復(fù)合材料有效規(guī)避了二者的不足，兼具了輕量化、高強(qiáng)度、耐腐蝕及價(jià)格低廉的優(yōu)勢(shì)，極具應(yīng)用前景。

目前，Ti/Al 層狀復(fù)合板的制備方法有軋制復(fù)合法、爆炸復(fù)合法、熱壓復(fù)合法等。其中，熱壓復(fù)合法[3]是在真空環(huán)境下，利用高壓塑性變形和高溫?cái)U(kuò)散使界面處形成良好的冶金結(jié)合。其裝置簡單，加工效率高，便于批量化生產(chǎn)，同時(shí)，制備的層狀復(fù)合板具有良好的界面結(jié)合強(qiáng)度。

層狀復(fù)合板的常用焊接方法有攪拌摩擦焊(Fricition stir welding，F(xiàn)SW)、激光焊(Laser beam welding，LBW)、真空電子束焊(Electron beam welding，EBW)等。其中，EBW[4]作為一種真空環(huán)境下的焊接方法，可以有效避免焊接過程中空氣對(duì)焊接接頭的污染，并且，焊接接頭成形性能良好。與傳統(tǒng)的焊接方式相比，不受材料導(dǎo)電的影響，EBW 技術(shù)已廣泛應(yīng)用于復(fù)合材料焊接、C納米管焊接及絕緣體焊接等領(lǐng)域[5]。范林好[6]對(duì)Re/GH3128 復(fù)合材料進(jìn)行EBW 焊接，其中，Re和GH3128 均為航空發(fā)動(dòng)機(jī)中重要的熱交換零部件材料，且二者均屬于耐高溫材料。為防止Re 氧化，獲得性能優(yōu)異的焊接接頭，因此，采用EBW實(shí)現(xiàn)Re 和GH3128 的有效連接。

在層狀復(fù)合板焊接過程中，不同于單一金屬材料，接頭組織復(fù)雜，容易產(chǎn)生脆性的金屬間化合物(Intermetallic compounds，IMCs)，影響焊接接頭的力學(xué)性能。曲樹平[7]采用鋁合金在上、鈦合金在下的方式進(jìn)行電子束搭接焊，分析焊接缺陷產(chǎn)生的原因，探究不同熱輸入量與界面處元素?cái)U(kuò)散行為的關(guān)系。趙嘯等[8]采用FSW 對(duì)鋁/銅復(fù)合板進(jìn)行焊接技術(shù)研究，探究熱力耦合作用對(duì)銅復(fù)層流動(dòng)行為的影響，鋁基層在上的焊接接頭容易產(chǎn)生明顯的隧道缺陷；銅復(fù)層在上時(shí)得到的焊接接頭成形性能良好，平均抗拉強(qiáng)度為85.2 MPa，達(dá)到母材強(qiáng)度的62.7%。

為減少或消除IMCs 的生成，研究人員進(jìn)行了大量研究。李福山[9]采用EBW 技術(shù)對(duì)鋁/銅復(fù)合板進(jìn)行焊接，為了提高焊接接頭的力學(xué)性能，提出采用熔池分離的雙面焊技術(shù)。研究發(fā)現(xiàn)，雙面焊可以實(shí)現(xiàn)鋁/銅復(fù)合板的焊接，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)117.0 MPa，達(dá)到母材的92.9%，雙面焊可以有效抑制接頭中脆性IMCs 的形成。因此，為獲得力學(xué)性能優(yōu)異的焊接接頭，EBW 焊接Ti/Al 復(fù)合板也可采取以上方法。

本文通過真空熱壓的方法制備Ti/Al 層狀復(fù)合板，采用EBW 對(duì)Ti/Al 層狀復(fù)合板進(jìn)行焊接，對(duì)比分析了單面焊和雙面焊在不同焊接工藝條件下對(duì)焊接接頭微觀組織與力學(xué)性能的影響，探究了焊接接頭不同區(qū)域的微觀組織、界面處元素?cái)U(kuò)散機(jī)制及IMCs 的形成機(jī)制。對(duì)焊接接頭的力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試分析，結(jié)合焊接接頭的斷口形貌，對(duì)Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭的斷裂機(jī)制進(jìn)行分析。

1 原材料及方法

本文選用Ti6Al4V (TC4)鈦合金、6061 鋁合金為原始板材，合金板材的規(guī)格均為200 mm×100 mm×3 mm，化學(xué)成分分別如表1 和表2 所示。

表1 TC4 鈦合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of TC4 titanium alloy wt%

表2 6061 鋁合金化學(xué)成分Table 2 Chemical composition of 6061 aluminum alloy wt%

對(duì)原始板材進(jìn)行表面預(yù)處理：(1) 采用400#和1000#的砂紙對(duì)鈦、鋁預(yù)結(jié)合面進(jìn)行打磨；(2) 采用10vol%NaOH 熔液對(duì)鋁合金板預(yù)結(jié)合面堿洗，10vol%HF 熔液對(duì)鈦合金板預(yù)結(jié)合面酸洗；(3) 采用無水乙醇對(duì)鈦合金、鋁合金板預(yù)結(jié)合面清洗，烘干后備用。將組對(duì)的Ti/Al 層狀復(fù)合板坯置于真空熱壓爐(ZDRY-557-200，維科科技有限公司)內(nèi)，進(jìn)行真空熱壓，熱壓溫度550℃，壓強(qiáng)20 MPa，保溫2 h 后隨爐冷卻，工藝流程示意圖如圖1(a)所示。

圖1 示意圖：(a) 熱壓工藝流程；(b) 電子束焊接(EBW)設(shè)備原理；(c) 焊接方式Fig.1 Schematic diagram:(a) Hot pressing process flow; (b) Principle of vacuum electron beam welding (EBW) equipment; (c) Welded types

將熱壓后的Ti/Al 層狀復(fù)合材料(Laminar composites，LMCs)進(jìn)行EBW，焊接工藝參數(shù)如表3 所示。其中，Ti 層加速電壓為50 kV，Al 層為40 kV，焊接工作距離均為300 mm，焊接速度均為1 000 mm/min。分別進(jìn)行Ti 層在上單面焊接(Type A)、先Ti 后Al 雙面焊接(Type B)和先Al后Ti 雙面焊接(Type C) 3 種方式焊接，對(duì)不同方式下的焊接接頭成形性能進(jìn)行分析。EBW 設(shè)備原理及焊接方式示意圖如圖1(b)和圖1(c)所示。

表3 EBW 工藝參數(shù)Table 3 EBW process parameters

采用金相顯微鏡(OM，CX40M，舜宇光學(xué)科技集團(tuán)有限公司)、配有能譜儀(EDS)的掃描電子顯微鏡(SEM，MIRA3 LMH，TESCAN 公司)和X射線衍射儀(XRD，SmartLsb SE，日本/RIGAKU CORPORATION)對(duì)不同工藝參數(shù)下的焊接接頭微觀組織和物相組成進(jìn)行觀察分析，探究焊接接頭界面處的元素?cái)U(kuò)散機(jī)制及IMCs 的形成機(jī)制。通過顯微硬度儀(HV-1000，德卡精密量儀有限公司)和萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)(INSTRON5969，ITW 集團(tuán)英斯特朗公司)對(duì)焊接接頭的力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試分析，結(jié)合拉伸斷口形貌對(duì)斷裂機(jī)制進(jìn)行分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭微觀組織分析

對(duì)Type A、Type B 和Type C 這3 種焊接方式下得到的Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭的微觀形貌進(jìn)行金相組織分析。圖2 為Type A 方式下得到的不同電子束流焊接接頭微觀組織形貌。從圖2(a)和圖2(b)中可以看出，當(dāng)電子束流為60 mA 和70 mA時(shí)，熱輸入能量足以熔透Ti 層金屬，熔化態(tài)Ti和Al 發(fā)生了流動(dòng)，由于TC4 密度大于6061 Al，受重力因素的影響，Ti 層金屬向Al 層流動(dòng)，Al 層金屬向上翻涌，氣體來不及溢出熔池，形成了冶金氣孔。當(dāng)電子束流為70 mA 時(shí)，在Ti/Al 界面處形成了較大的冶金氣孔。

圖2 Type A 焊接接頭微觀形貌:((a), (c)) 60 mA；((b), (d)) 70 mAFig.2 Microstructure of Type A welded joint:((a), (c)) 60 mA;((b), (d)) 70 mA

分析其原因是由于焊接熱輸入較大，熔池冷卻速率較快，熔池中的氣體不能及時(shí)逸出，冷卻后形成了冶金氣孔。另一方面原因是6061 Al 的熔點(diǎn)為680℃左右，而TC4 的熔點(diǎn)為1 670℃，因此，在較大熱輸入的情況下，6061 Al 中的Al、Mg 等元素發(fā)生氣化，也同樣造成了氣孔的形成。在圖2(c)和圖2(d)中均發(fā)現(xiàn)了島狀結(jié)構(gòu)組織，這是由于Ti在Al 中的溶解度較低所引起的[10]。

圖3 為Type B 下得到的焊接接頭微觀組織形貌。其中，Ti 層的電子束流為60 mA，Al 層電子束流為45 mA。根據(jù)焊縫宏觀形貌，Al 層焊縫成形較差，沿焊縫方向出現(xiàn)貫穿裂紋。從圖3(a)可以看出，電子束熱輸入能量不足以熔透Ti 層，熔合區(qū)與熱影響區(qū)界限分明，在熔合區(qū)有析出相產(chǎn)生，析出相為細(xì)小的片狀枝晶α 相。

圖3 Type B 焊接接頭微觀組織形貌：(a) Ti/Al 界面處；(b) Ti 層FZ 處；(c) Al 層FZ 處；(d) Al 層HAZ 和BM 處Fig.3 Microstructure of Type B welded joint:(a) Ti/Al interface;(b) Ti layer FZ; (c) Al layer FZ; (d) Al layer HAZ and BM

由圖3(c)可知，Al 層熔合區(qū)出現(xiàn)明顯裂紋，這是由于在焊接Ti 層時(shí)，電子束對(duì)Al 層造成了一定的熱影響，產(chǎn)生溫度梯度，導(dǎo)致其熔合區(qū)殘余應(yīng)力增大。當(dāng)殘余應(yīng)力高于某一臨界值時(shí)，引起熔池凝固過程中熱裂紋的出現(xiàn)，在焊接Al 層時(shí)，待液態(tài)Al 冷卻時(shí)，焊縫中的液態(tài)Al 不足以填充由于冷卻收縮造成的體積減??；另一方面，殘余應(yīng)力導(dǎo)致Al 層抵抗高溫蠕變開裂的能力降低，鋁合金高溫蠕變機(jī)制與晶界滑移和位錯(cuò)滑移有關(guān)，強(qiáng)化晶界和限制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)可以提高鋁合金抗蠕變性能，而殘余應(yīng)力會(huì)加快位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的滑移。最終，導(dǎo)致Al 層貫穿裂紋的出現(xiàn)[11]。其中，Al 層熱影響區(qū)形成了細(xì)長的柱狀晶。

圖4 為Type C 方式下得到的焊接接頭微觀組織形貌。可以看出，Ti/Al 層狀復(fù)合板界面處實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，無較大的空洞缺陷。在Ti 層電子束流為70 mA 的條件下，Al 層熔合區(qū)出現(xiàn)明顯的熔化態(tài)的Ti 合金，在Al 層熔合區(qū)出現(xiàn)了圖4(c)的結(jié)晶裂紋。這是由于Ti 合金與Al 合金的熱膨脹系數(shù)差異較大，二者的收縮量不同，產(chǎn)生殘余應(yīng)力，最終形成結(jié)晶裂紋[12]。當(dāng)Ti 層電子束流為75 mA 時(shí)，在Ti/Al 界面處，形成了界面擴(kuò)散層，呈鋸齒狀分布，并存在冶金裂紋。冶金裂紋的產(chǎn)生是由于在界面處IMCs 相互生長階段產(chǎn)生應(yīng)力，導(dǎo)致在IMCs 處產(chǎn)生裂紋[13]，如圖4(f)所示。當(dāng)Ti 層電子束流為80 mA 時(shí)，熱輸入量足夠熔透Al 層，因此出現(xiàn)如圖4(g)所示的Ti 層熔合區(qū)貫穿Al 層的現(xiàn)象，同時(shí)在Al 層熔池中出現(xiàn)了棒狀I(lǐng)MCs 和島狀結(jié)構(gòu)。

圖4 Type C 焊接接頭成形示意圖：((a)～(c)) 70 mA；((d)～(f)) 75 mA；((g)～(i)) 80 mAFig.4 Type C welding joint forming diagram:((a)-(c)) 70 mA; ((d)-(f)) 75 mA; ((g)-(i)) 80 mA

在不同的焊接方式下，Type C 焊接方式下得到的焊接接頭成形性能較好。主要是與焊接熔池內(nèi)部的金屬流動(dòng)性能有關(guān)[9]。當(dāng)電子束在Al 層表面時(shí)，隨著電子束流的增大，通過控制電子束流的大小，在Al 層形成了獨(dú)立的熔池，熔池底部會(huì)形成一個(gè)熱量堆積區(qū)，當(dāng)熱量飽和時(shí)，Al 層被瞬間熔透，熔池進(jìn)入Ti 層中，而Ti 合金的熔點(diǎn)較高，因此，只會(huì)發(fā)生輕微熔化，并與熔化態(tài)的Al 發(fā)生反應(yīng)，生成IMCs，待Al 層焊接完成后，對(duì)Ti 層進(jìn)行焊接，當(dāng)焊接熱輸入較小時(shí)，如Ti 層電子束流為70 mA 和75 mA 時(shí)，熱輸入不足以完全熔透Al 層，Ti 層的熔池將之前的Al 層熔池熔化，在界面處形成了Ti-Al 重熔熔池。當(dāng)焊接熱輸入較大時(shí)，如Ti 層電子束流為80 mA 時(shí)，熱輸入足以熔透Al 層，形成了Ti-Al 的公共熔池和貫穿Al 層的Ti熔池。

同時(shí)，由于Al 合金的密度小于Ti 合金，向熔池底部擴(kuò)散的速率小于Ti 合金，這也在一定程度上抑制了IMCs 的生成。對(duì)于Type A 和Type B 兩種焊接方式，由于焊接Ti 層所需的熱輸入較大，而Al 合金的熔點(diǎn)較低，當(dāng)Ti 層被熔透時(shí)，Al 層也會(huì)被大面積熔化，在熔池流動(dòng)的作用下，Ti 和Al 元素相互擴(kuò)散，產(chǎn)生大量的IMCs 且易產(chǎn)生缺陷，降低了接頭的成形性能。

圖5 為3 種焊接類型下焊接接頭成形示意圖。圖5(a)為Type A 焊接成形示意圖。Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭成形過程分為3 個(gè)階段：(I) 熔化階段：在熱輸入下，Ti 層和Al 層金屬發(fā)生快速熔化，并且在電子束的驅(qū)動(dòng)下，液態(tài)金屬在熔池內(nèi)部發(fā)生流動(dòng)；(II) 擴(kuò)散階段：液態(tài)Ti 在重力作用下向下進(jìn)入Al 層熔池中，而Al 原子則由于其密度小和溶解度的差異向Ti 層擴(kuò)散；(III) 冷卻階段：電子束加熱具有快速冷卻的特點(diǎn)，熔池中的液態(tài)Al和Ti 不足以發(fā)生完全反應(yīng)，因此形成了如圖所示的島狀組織。

圖5 焊接接頭成形示意圖：(a) Type A；(b) Type B；(c) Type CFig.5 Welding joint forming diagram:(a) Type A; (b) Type B; (c) Type C

圖5(b)為Type B 焊接方式下Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭成形示意圖。焊接接頭成形過程分為3 個(gè)階段：(I) Ti 層焊接：由于Al 合金的熱膨脹系數(shù)遠(yuǎn)大于Ti 合金，在焊接熱輸入的影響下，Al 層合金的熱膨脹系數(shù)較大，同時(shí)冷卻時(shí)收縮量也較大，在此過程中，就在焊縫中心處形成了一定的殘余應(yīng)力，并且難以消除；(II) Al 層焊接：Al 層熔池形成過程中也會(huì)產(chǎn)生一定的殘余應(yīng)力，與Ti層產(chǎn)生的殘余應(yīng)力方向相反；(III) 在冷卻階段：由于兩側(cè)殘余應(yīng)力方向相反，產(chǎn)生拉應(yīng)力，容易導(dǎo)致在Al 層焊縫區(qū)域產(chǎn)生裂紋。

圖5(c)為Type C 方式下焊接接頭成形示意圖。在Al 層焊接時(shí)，電子束熱輸入能量不足以熔透Al 層，但由于熱膨脹系數(shù)較大，在冷卻過程中，焊接過程產(chǎn)生的殘余應(yīng)力難以消除；待板材冷卻后，對(duì)Ti 層焊接，電子束熱輸入較大，Al 層在熱傳導(dǎo)的影響下發(fā)生熔化，Ti 和Al 原子在電子束流的推動(dòng)下發(fā)生流動(dòng)，并在界面處發(fā)生擴(kuò)散，待焊件冷卻時(shí)，Al 層溶質(zhì)原子向Ti 層擴(kuò)散，Ti 層原子在Al 中的溶解度較低。因此，在Al 層中形成了島狀組織，在Ti/Al 界面處形成了Ti-Al IMCs。

2.2 焊接接頭組成成分及物相分析

對(duì)Type C 方式下焊接接頭熔合區(qū)界面處IMCs 的組成進(jìn)行EDS 能譜分析，如圖6 所示。從圖6(a)中可以看出，Ti/Al 熔合區(qū)界面處存在明顯的IMCs，且IMCs 呈“鋸齒狀”分布。對(duì)IMCs進(jìn)行EDS 能譜分析。從圖6(b)面掃描結(jié)果可以看出，熔合區(qū)界面處Ti、Al 元素發(fā)生明顯的擴(kuò)散行為。圖6(c)和圖6(d)分別為圖6(a)中Line 1 和Line 2 的線掃描結(jié)果。在Ti/Al 界面處IMCs 的厚度約為20 μm，從Ti 層到Al 層，Ti、Al 元素開始時(shí)趨于穩(wěn)定，當(dāng)?shù)竭_(dá)Ti/Al 界面處時(shí)，Ti 元素濃度發(fā)生急劇下降，Al 元素濃度急劇上升，當(dāng)二者濃度相同時(shí)相交，可以判斷此位置產(chǎn)生的IMCs為TiAl 相。隨著Ti 元素濃度進(jìn)一步下降，Al 元素溶度進(jìn)一步上升，生成的IMCs 依次為TiAl2、TiAl3，到達(dá)Al 層時(shí)，幾乎不存在Ti 元素。通過Line 2 的結(jié)果，熔化態(tài)Ti 擴(kuò)散到Al 熔池中，擴(kuò)散層厚度約為35 μm。對(duì)界面處進(jìn)行點(diǎn)掃描分析，結(jié)果如圖6(e)所示，Point 1 處的Ti、Al 原子比約為1∶1，為TiAl 相，Point 2 處的Ti、Al 原子比約為1∶3，為TiAl3相。

圖6 焊接接頭熔合區(qū)界面處EDS 圖譜：(a) 界面處SEM 圖像；(b) 面掃圖；(c) Line 1 線掃圖；(d) Line 2 線掃圖；(e) 點(diǎn)掃圖Fig.6 EDS spectrum at the interface of fusion zone:(a) SEM image at the interface; (b) Map scanning; (c) Line scanning of Line 1;(d) Line scanning of Line 2; (e) Point scanning

為進(jìn)一步分析Ti/Al 熔合區(qū)界面處的物相組成，對(duì)不同工藝參數(shù)下的雙面焊接接頭進(jìn)行XRD 分析，結(jié)果如圖7 所示。可以看出，不同參數(shù)下得到的Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭熔合區(qū)的物相組成是相同的，為Ti、Al、TiAl、TiAl3相。其中，在電子束流為75 mA 時(shí)得到的焊接接頭存在TiAl2相，但焊接接頭的強(qiáng)度較低。

圖7 Type C 焊接接頭的XRD 圖譜Fig.7 XRD patterns of Type C welded joint

由Ti-Al 二元相圖可知，Ti/Al 之間還可以生成Ti3Al 相，但并未在EDS 及XRD 圖譜中發(fā)現(xiàn)，這可能是由于Ti 原子不易向Al 基體中發(fā)生擴(kuò)散，宋玉強(qiáng)等[14]對(duì)Ti/Al 擴(kuò)散溶解機(jī)制進(jìn)行研究，研究表明元素的擴(kuò)散能力與元素的結(jié)合能和熔點(diǎn)有關(guān)，結(jié)合能與熔點(diǎn)越高，所需的擴(kuò)散能越高，擴(kuò)散越不容易發(fā)生。由于鈦的高熔點(diǎn)和較大的元素結(jié)合能，在焊接過程中的相同溫度下，鋁原子向Ti 層擴(kuò)散比較容易，而鈦原子向Al 層幾乎不擴(kuò)散，這在一定程度上也抑制了Ti-Al IMCs 的生成。

IMCs 的形成實(shí)質(zhì)上是焊接過程中鈦、鋁原子相互擴(kuò)散的結(jié)果，與焊接過程中溫度和鈦、鋁原子的擴(kuò)散能力有關(guān)。IMCs 的生長機(jī)制分為兩個(gè)階段：(1) 在Ti/Al 界面處平行生長；(2) 沿厚度方向生長[15]。根據(jù)Ti-Al 二元相圖，Ti-Al 體系中可能生 成 的IMCs 有TiAl、TiAl2、Ti2Al5、TiAl3、Ti3Al等[16-17]。各IMCs 反應(yīng)生成式如下：

由吉布斯自由能可知，吉布斯自由能越小，則該反應(yīng)越容易進(jìn)行，且化合物穩(wěn)定性越好[18]。根據(jù)吉布斯自由能計(jì)算(表4[19])可知，相對(duì)于TiAl 和Ti3Al，TiAl3是吉布斯自由能最低的IMCs，雖然TiAl2、Ti2Al5具有更低的吉布斯自由能，但其是TiAl 作為中間物經(jīng)過一系列反應(yīng)的產(chǎn)物[20]，因此，TiAl3是最先生成的化合物，這與EDS 和XRD 分析結(jié)果一致。

表4 不同溫度下Ti-Al IMCs 的吉布斯自由能[19]Table 4 Gibbs free energy of Ti-Al IMCs at different temperatures[19]

2.3 力學(xué)性能分析

對(duì)Type C 方式下得到的雙面焊接接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，分別對(duì)焊接接頭熔合區(qū)深度方向及垂直于焊縫方向進(jìn)行測(cè)試，得到的顯微硬度分布曲線如圖8 所示。從圖8(a)中可以看出，自Al 層向Ti 層分析，Al 層熔合區(qū)的顯微硬度趨于穩(wěn)定，平均硬度約為HV 76.5，相較于未焊接前的Ti/Al層狀復(fù)合板母材，Al 層的平均顯微硬度提高了70%。在Al 層處硬度發(fā)生突變，這是由于在焊接過程中，熔融態(tài)的Ti 流入Al 層熔池中，導(dǎo)致硬度突然升高。Ti/Al 界面擴(kuò)散層的平均硬度約為HV 281.7，相較于母材，平均硬度提高了1 倍以上，這是由于在擴(kuò)散層處生成脆而硬的TiAl、TiAl2、TiAl3等IMCs。Ti層平均顯微硬度約為HV 548.5，相較于母材，顯微硬度提高了55%。

圖8 Type C 焊接接頭顯微硬度：(a) 沿焊縫深度方向；(b) 垂直焊縫方向Fig.8 Type C microhardness of welded joint:(a) Along the depth of the weld; (b) Vertical weld direction

從圖8(b)中可以看出，Ti、Al 垂直于焊縫方向的顯微硬度分布均呈現(xiàn)“馬鞍狀”，即顯微硬度在熔合區(qū)達(dá)到最大，向兩側(cè)分布逐漸降低。顯微硬度分布區(qū)域分為母材區(qū)(Base metal，BM)、熱影響區(qū)(Heat affected zone，HAZ)、熔合區(qū)(Fusion zone，F(xiàn)Z)，顯微硬度均是關(guān)于焊縫中心呈對(duì)稱分布。對(duì)于Ti 層焊接接頭硬度分布，TC4的BM 組織為α+β 雙相組織，HAZ 組織以β 相居多，F(xiàn)Z 組織為硬度較高的α'相，β 相的硬度要低于α'相，BM 未發(fā)生相變。因此，Ti 層的硬度分布是FZ＞HAZ＞BM。對(duì)于Al 層焊接接頭硬度分布，F(xiàn)Z 硬度高是由于6061 Al 的等軸晶粒細(xì)化和晶界強(qiáng)化的原因[21]，HAZ 的較低硬度是由于該區(qū)域發(fā)生的晶粒粗化造成的。

對(duì)Type C 方式雙面焊接接頭進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，圖9(a)為Ti/Al 層狀復(fù)合板雙面焊接接頭不同工藝參數(shù)下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。圖9(b)為不同參數(shù)下復(fù)合板材焊接接頭的力學(xué)性能，包括極限抗拉強(qiáng)度(Ultimate tensile strength，UTS)、屈服強(qiáng)度(Yield strength，YS)和延伸率(Elongation，EL)?？梢钥闯?，隨著Ti 層電子束流的增大，UTS 與EL 均呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，YS 緩慢提高。其中，在Ti 層電子束流為75 mA 時(shí)，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)到最大，分別為304.6 MPa和10.36%。相較于Ti/Al 層狀復(fù)合板母材，母材經(jīng)拉伸測(cè)試，抗拉強(qiáng)度為537.8 MPa，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了母材的57%。

圖9 Type C 焊接接頭拉伸性能：(a) 應(yīng)力-應(yīng)變曲線；(b) 極限抗拉強(qiáng)度(UTS)、屈服強(qiáng)度(YS)和延伸率(EL)Fig.9 Type C tensile properties of welded joints:(a) Stress-strain curves; (b) Ultimate tensile strength (UTS), yield strength (YS) and elongation (EL)

抗拉強(qiáng)度先增大后減小的原因是當(dāng)Ti 層電子束流較小時(shí)，Ti/Al 界面處容易形成空洞等缺陷，導(dǎo)致強(qiáng)度下降；當(dāng)Ti 層電子束流過大時(shí)，容易在焊接接頭出現(xiàn)冶金裂紋等缺陷，導(dǎo)致強(qiáng)度降低。Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭強(qiáng)度與塑性低于母材是由于在焊接過程中形成了Ti-Al 脆性相TiAl、TiAl2、TiAl3所致。

圖10 為Ti/Al 層狀復(fù)合板雙面焊接接頭的拉伸斷口形貌。從圖10(a)的斷口宏觀圖可以看出，斷口表面平齊，無剪切唇，典型的脆性斷裂特征。從圖10(b)的EDS 圖譜中可以看出，Al 原子向Ti 層有明顯的擴(kuò)散，表明有Ti-Al IMCs 的形成。Ti/Al界面處分界輪廓明顯，圖10(d)中框線區(qū)域可觀察到棒狀I(lǐng)MCs，并且之間有空隙存在。這是由于熔化態(tài)金屬在凝固過程中發(fā)生的收縮行為，鋁合金與鈦合金的熱膨脹系數(shù)相差較大，同時(shí)Ti/Al 界面處形成的棒狀I(lǐng)MCs 交互生長，化合物之間形成空隙，熔化態(tài)金屬不能及時(shí)填充，最終導(dǎo)致縮孔的形成[7]。圖10(f)為Ti 層的斷口形貌，其中Ti層存在大量的撕裂脊，斷口形貌較光滑，圖10(g)和圖10(h)為Al 層的斷口形貌，Al 層中可以發(fā)現(xiàn)一些光滑區(qū)域和尺寸較小的韌窩，表明Al 層的斷裂方式主要為脆性斷裂，并伴有一部分韌性斷裂[22]?？傮w而言，焊接接頭的斷裂機(jī)制主要為脆性斷裂。

圖10 Type C 焊接接頭斷口形貌：(a) 宏觀圖；(b) 斷口EDS 圖譜；(c) Ti/Al 界面處；(d) 圖10(c)中(d)處的放大圖；(e) 圖10(c)EDS 面掃圖；(f) Ti 層；((g), (h)) Al 層Fig.10 Type C fracture profile of welded joint:(a) Macrograph; (b) Fracture EDS; (c) Ti/Al interface; (d) Put a large area of (d) in Fig.10(c);(e) EDS scanning map of Fig.10(c); (f) Ti layer; ((g), (h)) Al layer

3 結(jié) 論

采用真空電子束焊對(duì)熱壓態(tài)Ti/Al 層狀復(fù)合板進(jìn)行不同方式的焊接，對(duì)焊接接頭的微觀組織、界面行為及力學(xué)性能進(jìn)行了分析，主要結(jié)論如下：

(1) Ti 層在上單面焊接方式得到的焊接接頭易在Ti/Al 界面處形成空洞等缺陷；由于殘余應(yīng)力的影響，先Ti 后Al 雙面焊接方式得到的焊接接頭容易在Al 層出現(xiàn)貫穿裂紋；先Al 后Ti 雙面焊接方式得到的焊接接頭表面成形性能良好，其中Ti層電子束流為75 mA，Al 層電子束流為43 mA 時(shí)，焊接接頭成形性能較佳；

(2) Ti/Al 焊接接頭熔合區(qū)界面處形成了鋸齒狀的金屬間化合物(IMCs)層，其中，包括TiAl、TiAl2和TiAl3相。顯微硬度表明，焊接接頭的顯微硬度相較于母材有了明顯提升，Ti 層和Al 層的顯微硬度均呈現(xiàn)“馬鞍狀”分布；

(3)先Al 后Ti 雙面焊接方式下，Ti/Al 層狀復(fù)合板焊接接頭抗拉強(qiáng)度和延伸率呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，當(dāng)Ti 層電子束流75 mA、Al 層電子束流43 mA 時(shí)，焊接接頭的極限抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為304.6 MPa 和10.4%，焊接接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材的57%。