（福州大學 機械工程及自動化學院，福州 350116）

近年來國內航天航空技術迅速發(fā)展，對輕量化和材料耐熱、耐腐蝕性能等提出了更高的要求，鈦合金、鋁合金等高性能輕量化材料應用也越來越廣泛。鈦合金具有密度低、強度高、耐高低溫等特性，被用于制造航空發(fā)動機壓氣機和風扇的盤件、葉片和機匣等零件，對減輕發(fā)動機重量、提高發(fā)動機推重比發(fā)揮著重要作用[1—2]。鋁合金質量輕、價格低廉，在航天飛機上也被廣泛用作結構材料，如框架、螺旋槳、壁板和起落架支柱等[3]。鈦/鋁異種復合結構結合了兩種材料各自的優(yōu)點，更是具有高比強度、優(yōu)良的耐腐蝕和耐熱性能以及良好的經濟性能，在飛機機艙散熱片、機翼蜂窩夾層、空客飛機座位導軌和高速列車車廂等[4—5]結構中均有應用，因而針對鈦鋁異種合金的連接問題成為近來焊接領域的研究熱點[6—10]。

由于鈦合金和鋁合金兩種材料的物理和化學性能差異較大，鈦/鋁合金焊接存在會產生Ti-Al金屬間化合物、成形困難、接頭性能較差等許多問題[11]，其中焊接接頭的質量是廣大研究者尤為關心的問題，直接影響到鈦/鋁合金焊接的結合性能。對此國內外研究者也陸續(xù)從研究鈦/鋁合金的焊接接頭的界面特性出發(fā)，開展了大量研究鈦鋁焊接接頭質量的工作，主要是從鈦鋁焊接接頭成形的因素如通過填充材料[12]、激光光束偏移量[13]、輸入電流和焊接速度[14]等來研究鈦鋁焊接接頭的界面特性，雖然有涉及到接頭的裂紋但并未著重研究鈦鋁異種合金焊接接頭裂紋產生的原因。裂紋是異種合金焊接接頭無法避免的缺陷，具有一定潛伏期，對焊接接頭的結合強度影響極大。

在眾多焊接方法中，激光焊接屬于常見的一種熔焊方法，容易實現自動控制以及精確控制熱源輸入和加熱位置，能量密度高，焊接熱影響區(qū)小[15—16]，對焊接異種材料方面擁有獨特優(yōu)勢，也是極有可能焊好鈦鋁兩種熔點相差較大材料的一種方法。文中以Ti6Al4V鈦合金和AA6060鋁合金為研究對象，對鈦/鋁異種合金脈沖激光焊接進行了研究，通過接頭焊縫表面與截面形貌、接頭成分、顯微硬度分布以及接頭應力分析，探討了鈦鋁焊接接頭裂紋產生的機理，對提高異種合金焊接接頭質量具有一定的科學指導意義。

1 實驗方法

實驗材料為Ti6Al4V鈦合金板（30 mm×14 mm×0.8 mm）與AA6060鋁合金板（40 mm×14 mm×2 mm），材料的化學成分見表1和表2。

表1 Ti-6Al-4V材料化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of Ti6Al4V (mass fraction) %

表2 AA6060材料化學成分（質量分數）Tab.2 Chemical composition of AA6060 (mass fraction) %

設備采用型號為SISMA SWA300的YAG脈沖激光焊接機，操作方便，能實現工件焊接的自動控制，其實物見圖1。使用的夾具見圖2a，便于焊接試樣的固定。由于鋁合金表面對激光的反射率較高，實驗將鈦板置于上層，鋁板置于下層，疊放在一起進行焊接，接頭形式為搭接，焊接示意見圖2b，紅色區(qū)域為鈦/鋁板形成焊縫的區(qū)域。整個焊接過程是在充滿氬氣氛圍的環(huán)境內進行的，目的是防止焊接過程中熔池和熱影響區(qū)被氧化，保護焊縫金屬。

焊前對試板進行化學清洗，以清除試板表面的雜質和氧化層。實驗采用的焊接工藝參數為脈沖功率百分比為95%、脈沖持續(xù)時間為10 ms、重疊率為60%、激光點直徑為0.9 mm、通入氬氣的流量為12 L/min，脈沖能量為90.3 J。得到的焊接試樣下層鋁板剛好焊透，焊縫比較美觀，但接頭焊縫處仍存在較明顯的裂紋缺陷。

圖1 Nd： YAG脈沖激光焊接機Fig.1 Nd： YAG pulsed laser welding machine

圖2 脈沖激光焊接夾具及焊接示意Fig.2 Pulsed laser welding fixture and welding

焊后沿垂直于焊縫方向制備金相試樣，采用型號為Phenom Pro臺式背散射掃描電鏡來觀察接頭截面的微觀形貌；借助型號為Quanta 250的鎢燈絲掃描電子顯微鏡對試樣進行 EDS能譜測試，分析接頭焊縫以及熔合界面附近的成分；采用 MVC-1000D1標準顯微硬度計測試接頭橫向和縱向顯微硬度分布，測試載荷100 g，保荷時間為20 s。

2 結果與討論

2.1 焊縫表面宏觀形貌

采用不同焊接工藝參數獲得的焊縫表面宏觀形貌見圖3。調試過程中由于焊接工藝參數不當，焊縫表面出現的嚴重氧化、飛濺、熔透燒穿等缺陷見圖3b—e。本次實驗中表面質量較好的樣品見圖3a，焊縫表面呈現均勻的銀白色的魚鱗狀，表面比較美觀，未出現嚴重氧化、飛濺、熔透燒穿現象，說明氬氣保護效果較好，焊接速度也較適宜，但肉眼觀察可見焊縫表面出現了較嚴重的裂紋缺陷，裂紋沿焊縫長度方向分布，多出現在焊縫中心處。

2.2 接頭截面微觀形貌

圖3 接頭表面宏觀形貌Fig.3 Macroscopic appearance of joint surface

焊接樣品接頭截面的焊縫微觀形貌見圖4，整個焊縫上寬下窄，呈“U”型的形狀，上層鈦板由于焊接溫度較高，在焊接位置產生了局部的塑性變形，略微向下凹陷。在焊縫底部，鈦鋁板熔合特征比較明顯，另外在焊縫兩側熔合區(qū)域附近D位置存在氣孔缺陷，可能是樣品表面的雜質未徹底清洗干凈而進入熔池產生了氣體，在熔池快速凝固前沒有來得及溢出熔池而殘留在焊縫中。從圖4可見，整個焊縫區(qū)域由亮白色區(qū)域和暗灰色區(qū)域組成，兩者交界的區(qū)域可以看到較明顯的鈦鋁熔合界線。整個焊縫區(qū)域寬度大約在0.8～1.2 mm之間，焊縫熔深在1.5 mm左右，裂紋多集中在焊縫與鋁母材的交界處以及焊縫中心區(qū)域。

圖4 接頭截面焊縫微觀形貌Fig.4 Microscopic morphology of the joint section

焊縫中心區(qū)域出現的縱向深裂紋，起于焊縫中心靠近上層鈦板外側的凹陷位置，裂紋沒有向焊縫兩側和底部延伸，周圍還分布有較淺的縱裂紋，如圖4中B位置所示。焊縫兩側以及焊縫底部熔合區(qū)域的上方出現深裂紋，如圖4中C1,C2,C3位置所示，裂紋方向幾乎與熔合界線一致，沒有向熱影響區(qū)（HAZ）擴展。焊縫兩側C1,C2位置出現裂紋較深，致使焊縫沿熔合界線方向開裂。C3位置出現的裂紋靠近焊縫底部熔合區(qū)，位于整個焊縫區(qū)域，并且橫穿整個焊縫底部。從焊后接頭處裂紋所出現的位置來看，應該主要為在凝固過程中形成的熱裂紋。

2.3 接頭成分分析

由于裂紋主要集中在接頭焊縫區(qū)域，采用 EDS能譜對焊縫成分進行分析。從圖4的焊縫區(qū)中選取P1—P6區(qū)域進行能譜分析，結果見表3。從結果中可見，P1—P6各區(qū)域成分非常接近，結合Ti-Al二元相圖，根據表中Ti和Al兩種元素的原子分數可以判斷出焊縫區(qū)可能存在大量的 TiAl金屬間化合物以及少量未熔的鈦。另外從結果中還發(fā)現焊縫區(qū)碳（C）含量比較高，可能是試樣在研磨拋光過程中引入了含碳量較高的雜質造成的。

表3 圖4和圖5中P1—P12各區(qū)域EDS能譜分析結果（原子數分數）Tab.3 EDS spectrum analysis results of the regions of P1—P12 in Fig.4 and Fig.5 (atom fraction) %

焊縫與鋁母材的交界處是接頭的薄弱地帶，容易產生裂紋。從圖4中選取鈦鋁熔合區(qū)域Z1對其界面成分進行分析，得到的Z1區(qū)域放大圖見圖5a，其中熔合界線靠近鋁合金一側發(fā)現有較淺的裂紋，裂紋方向與熔合界線方向一致。對圖5a中Z2區(qū)域再進行放大，得到的Z2區(qū)域放大圖見圖5b，其中界面層處可以看到內層的層狀亮白色區(qū)域、外層的鋸齒狀區(qū)域以及外圍短棒狀區(qū)域。

從圖5b中選取P7—P12區(qū)域進行能譜分析，結果見表3。結合P1—P6區(qū)域的結果，發(fā)現Mg,Si等元素在熔合界面層處有不同程度的擴散。亮白色 P7,P8和P9區(qū)域中Ti與Al元素含量彼此非常接近，經分析主要成分相可能為TiAl。P10所在的界面外層鋸齒狀區(qū)域，主要成分相可能為 TiAl3，P11所在熔合線外圍的短棒狀區(qū)域，主要成分相可能為Al+TiAl3，暗灰色區(qū)域 P12，幾乎全部為 Al元素，主要成分為Al。在圖5b上E到F位置進行線能譜分析，結果見圖6，推測反應界面層主要由層狀TiAl和外層鋸齒狀的TiAl3組成，從上面熔合界面元素分析結果可見，接頭界面層成分分布極不均勻。

2.4 顯微硬度分析

為了進一步分析鈦/鋁脈沖激光焊接頭不同區(qū)域的力學性能，分別對接頭焊縫中部橫向水平位置（鋁-焊縫-鋁）和焊縫中心縱向位置進行顯微硬度測試，測試結果見圖7。

圖5 熔合界面微觀形貌Fig.5 Microscopic topography of fusion interface

圖6 E到F線能譜分析結果Fig.6 Energy spectrum analysis of line E to F

從圖7可以看出，接頭整個焊縫區(qū)域的顯微硬度值分布在HV300～HV600區(qū)間內，硬度起伏比較大，最高可達HV580左右，平均顯微硬度為HV420，鈦母材的顯微硬度在 HV0.1295左右，鋁母材的顯微硬度在HV0.150左右。顯然，接頭焊縫各區(qū)域的顯微硬度要遠遠高于鋁母材，也高出鈦母材硬度很多，可見焊縫與母材兩者硬度相差較大?？紤]到鈦/鋁激光熔化焊本身的特點，極有可能在接頭焊縫區(qū)域內生成了脆性較大、塑性較差的金屬間化合物。結合上文對接頭成分的分析，可能由于焊縫內生成了大量 TiAl等金屬間化合物，從而導致焊縫的硬度遠遠高于母材，其結果也與焊縫各區(qū)域顯微硬度分布結果一致，進一步判斷在焊縫區(qū)域有鈦鋁的金屬間化合物生成，鈦鋁金屬間化合物在室溫下塑性較低，極易在焊縫熔池凝固結晶過程中產生裂紋，可見鈦鋁金屬間化合物是焊縫內產生裂紋的根本原因。

2.5 接頭應力分析

在脈沖激光焊接熱源作用下，下層鋁板先熔化形成熔池，其熔池體積比較小，隨后靠近熔池上方的鈦板也很快塌陷開始熔化，與下方的鋁合金形成的熔池急劇混合，整個熔池邊緣被未熔的鋁合金所包圍，由于激光焊接的特點，形成的鈦鋁混合熔池中心溫度較高，邊緣凝固界面處溫度較低，導致熔池附近區(qū)域溫度分布極不均勻，整個熔池與包圍的鋁合金母材之間形成了很大的溫度梯度。另外從焊接工藝角度分析，試樣焊前沒有預熱，更會導致焊縫各區(qū)域溫度分布極不均勻，熔池體積比較小，冷卻速度較快，所以在快速凝固結晶過程中，在接頭焊縫區(qū)域產生較大的組織應力和熱應力。

圖7 接頭截面不同區(qū)域顯微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of different joint surface areas

鈦鋁焊接過程中，當熔池內的金屬處于熔融狀態(tài)時，焊縫內金屬由于熱膨脹會受到熔池外圍未熔的冷態(tài)鋁合金給予的壓應力，隨后冷卻結晶，焊縫金屬開始凝固收縮，焊縫受外圍未熔鋁合金的壓應力轉為拉應力。另外，焊縫內的金屬成分與未熔的鋁合金之間的性能差異較大，特別是鋁合金的膨脹系數大，會加劇焊縫不同方向的膨脹收縮程度，膨脹收縮的程度也與熔池的大小和形狀有關系，導致焊縫受到更大的壓應力與拉應力，特別是在焊縫與鋁母材交界處以及焊縫中心區(qū)域位置。

由于焊接過程中試樣需夾具固定，致使焊縫金屬熔化凝固階段還存在過大的拘束應力。這幾個方面的原因導致接頭焊縫內部處于較復雜的應力狀態(tài)，而且焊縫與鋁母材交界的地方是鈦鋁焊接接頭的薄弱地帶，不易受拉壓，所以這一拉一壓是焊縫與鋁母材交界處以及焊縫中心區(qū)域產生熱裂紋的關鍵因素。

3 結論

1）Ti6Al4V鈦合金與 AA6060鋁合金脈沖激光焊接性能較差，焊后接頭處存在嚴重的裂紋缺陷，裂紋多沿接頭表面焊縫長度方向分布，多集中在焊縫與鋁母材的交界處以及焊縫中心區(qū)域位置，主要以熱裂紋為主。

2）通過EDS能譜分析結果，推測接頭焊縫內存在大量的 TiAl金屬間化合物以及少量未熔的鈦，其界面層主要由層狀TiAl和外層鋸齒狀的TiAl3組成，這些化合物是焊縫內產生裂紋的根本原因。

3）接頭焊縫各區(qū)域的硬度要遠遠高于焊縫兩側的鋁母材，也高出鈦母材很多，焊縫與母材兩者硬度相差較大，接頭硬度分布與EDS能譜測試結果一致。

4）接頭焊縫處于組織應力、熱應力、拉壓應力、拘束應力等復雜應力的疊加狀態(tài)，這些應力都是導致接頭焊縫內產生裂紋的重要因素，其中拉壓應力是鈦鋁焊接頭裂紋產生的必要條件。

鈦鋁異種材料的物理化學性質差異較大和脈沖激光本身間斷的不平衡快速加熱和快速冷卻，致使鈦鋁焊接接頭產生不可避免的裂紋缺陷，提高鈦鋁合金焊接接頭的質量仍然是一項艱巨的任務。對分析異種輕合金激光焊接裂紋產生的機理和界面結合機理有一定的科學指導意義，后續(xù)工作會將針對鈦鋁脈沖激光焊接結合界面微觀機理及力學性能做進一步的探索。