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)加工與再利用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

隨著我國航空和航天等行業(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。這些化合物會快速生長并以桿狀等形態(tài)分布在整個接頭中，嚴(yán)重降低焊接接頭的力學(xué)性能。這種現(xiàn)象會使得鈦/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，國內(nèi)外的學(xué)者對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3 mm厚TC4鈦合金與2A12鋁合金異種金屬進(jìn)行焊接，并對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，焊件對接間隙為1.0～2.0 mm左右。采用交流TIG電源焊接，氬氣對焊縫表面進(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)對焊接接頭的界面反應(yīng)物進(jìn)行分析，并對不同相進(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)度測試試樣在測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大，形成沿垂直于熔合區(qū)方向生長的粗大晶粒組織(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)的長桿狀化合物分布于焊縫內(nèi)部，其長度可達(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元素的測量值略高一點(diǎn)，因此，可以推測塊狀化合物和長桿狀化合物應(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，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，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大。焊縫金屬在電弧作用下發(fā)生劇烈流動，在界面上形成的長桿狀化合物TiAl3在流動金屬的沖擊下發(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，并促使釬料流動把熱量傳遞給鈦合金，液態(tài)釬料流動的同時(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)散及隨著釬料流動進(jìn)入焊縫區(qū)；另一方面液態(tài)釬料會在其鈦合金界面發(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，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[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。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。這些長桿狀金屬間化合物垂直于界面方向生長，高溫液態(tài)釬料流動過程中對金屬間化合物產(chǎn)生沖擊，使一些長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?；另一種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，故裂紋會優(yōu)先萌生于焊縫內(nèi)部，所以上部焊縫區(qū)域通常會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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