陳國財(cái)， 胡德安， 程東海， 劉亞明

（南昌航空大學(xué) 航空制造工程學(xué)院，南昌 330063）

引言

鎂及其合金具有質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高、抗震、抗干擾性能好和儲(chǔ)量豐富等特點(diǎn)，在飛行器、微電子、汽車等領(lǐng)域具有很好的應(yīng)用前景。而鈦合金具有比強(qiáng)度高，耐腐蝕性好、抗沖擊性強(qiáng)等特點(diǎn)，在海洋、石油化工和航空航天等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用。鎂/鈦異種材料的連接技術(shù)能夠突破鎂合金在高溫條件下的力學(xué)性能和在腐蝕環(huán)境中的使用性能短板，兼顧兩者各自的性能優(yōu)勢，對擴(kuò)大鎂合金結(jié)構(gòu)材料的適用范圍具有重要意義[1-2]。

目前，由于鎂/鈦兩者之間存在較大的熔點(diǎn)差異，且不反應(yīng)也不形成固溶體等問題，使得兩者之間實(shí)現(xiàn)可靠地冶金結(jié)合具有一定困難。就此，有國內(nèi)外學(xué)者通過預(yù)置鎳、鋁、銅中間層等工藝方案，對鎂/鈦異種材料以激光焊、攪拌摩擦焊、電阻焊、MIG焊等[3-7]焊接方法來實(shí)現(xiàn)兩者之間的可靠連接。其中，激光焊接具有能量密度高、焊接速度快、容易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化、接頭質(zhì)量高等優(yōu)點(diǎn)而使激光焊方法在鎂/鈦異種材料的焊接上得到重視。檀財(cái)旺等人[8]研究了富鎂鋁基焊絲對鎂/鈦激光焊接頭界面元素?cái)U(kuò)散反應(yīng)結(jié)合的影響，結(jié)果表明Al元素有效地調(diào)控了接頭界面元素結(jié)合行為，促進(jìn)了鎂/鈦的界面反應(yīng)。S.T. Auwal等[9]研究了TC4鈦合金表面銅、鎳鍍層不同厚度對鎂/鈦激光焊接頭界面反應(yīng)的影響，發(fā)現(xiàn)15.36 μm厚的Ni中間涂層接頭界面化合物由Al-Ni-Ti+Ti3Al+Ti2Ni相組成，5.47 μm厚的Cu中間涂層接頭界面化合物由Cu2Ni相組成。Zhang等[10]對Ti-6Al-4V鈦合金表面進(jìn)行鍍鎳并與AZ31B鎂合金進(jìn)行搭接激光熔釬焊，闡述了Ni在鈦側(cè)焊縫中的擴(kuò)散機(jī)理，隨著熱輸入量和鈦側(cè)母材熔化量的增加，大量Ni元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入鈦側(cè)焊縫生成的Ti2Ni化合物層厚度也隨之增加。

由此可知，Ni在熔化時(shí)能夠與Mg、Ti元素在焊縫中發(fā)生冶金反應(yīng)形成金屬間化合物，添加Ni元素的中間層能夠?qū)崿F(xiàn)鎂、鈦的冶金連接，并有效解決接頭中兩者既不互溶也不反應(yīng)的問題。但目前對于鎂/鈦激光焊接頭組織表征和力學(xué)性能的分析卻相對較少。故本文對添加Ni中間層的鎂/鈦異種金屬進(jìn)行激光熔釬焊搭接試驗(yàn)，對鎂/鈦的熔釬焊工藝、接頭的宏觀形貌、元素分布及組織成分和拉剪強(qiáng)度進(jìn)行分析，為鎂/鈦激光熔釬焊技術(shù)的應(yīng)用提供相關(guān)研究依據(jù)和數(shù)據(jù)支撐。

圖1 激光焊接實(shí)驗(yàn)平臺(tái)示意圖和拉伸試樣

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)采用IPG YLR-4000型光纖激光器，最大輸出功率4 kW，激光波長為1.07 μm，聚焦后光斑直徑為0.3 mm，母材選用長、寬、厚均為120 mm ×60 mm × 1 mm的AZ31B鎂合金板和TC4鈦合金板，中間層選用厚度為0.1 mm，純度為99.9%的Ni片。對固定在工作臺(tái)上的鎂、鈦板采用鎂上鈦下的搭接形式進(jìn)行激光焊接實(shí)驗(yàn)，激光焊接試驗(yàn)平臺(tái)示意圖如圖1a。鎂/鈦激光熔釬焊的工藝參數(shù)選取：激光功率P設(shè)定為1100～1500 W，焊接速度v為0.5～1.3 m/min，離焦量為+4 mm，偏移量為0，激光器焊接頭傾角為激光束與鎂板法線夾角，大小為5°。焊接時(shí)，試樣表面采用氣流量為15 L/min的純氬氣保護(hù)。將焊后試樣用線切割機(jī)沿垂直于焊縫方向截取，拉伸試樣尺寸如圖1b所示，并采用XQ-1型熱鑲嵌機(jī)制作成大小為Φ30 mm鑲嵌塊，對其進(jìn)行打磨、拋光。采用掃描電子顯微鏡（SEM，Scanning Electron Microscope）和能譜儀（EDS，Energy Dispersive Spectrometer）分析接頭的界面物相組成和結(jié)構(gòu)。采用型號為WDW-200D微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)，以0.5 mm/min的拉伸速率檢測接頭拉剪強(qiáng)度，引用焊接線能量（Welding heat input）分析接頭的力學(xué)性能。焊接線能量是單位長度焊縫上焊接能源輸入的熱量，在理想狀態(tài)下可表示為：

式(1)中，Q為焊接線能量(J?cm?1)；v為焊接速度(cm?s?1)；P為激光功率(W)。

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭力學(xué)性能分析

圖2a、圖2b分別為焊接線能量Q對鎂/鈦激光焊接頭的拉剪載荷F及鈦側(cè)熔深H的影響。由圖2a、圖2b可知，隨著焊接線能量的增加，接頭拉剪載荷大小呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢，而鈦側(cè)熔深呈現(xiàn)出一直增長的趨勢。在線能量Q= 611.11 J?cm?1時(shí)，接頭由于熱輸入量過低，鈦合金母材熔點(diǎn)極大，且Ni片作為中間層時(shí)將部分熱量吸收，不利于鈦側(cè)母材的能量吸收和元素間擴(kuò)散反應(yīng)的進(jìn)行，使得鈦側(cè)熔深較小，焊縫中元素之間的反應(yīng)不充分，無法承受過高的載荷，拉剪載荷僅為601.96 N。隨著線能量的增加，鈦側(cè)熔化量增多，使得鈦側(cè)熔深增大，接頭拉剪強(qiáng)度也隨著元素間的充分反應(yīng)而逐漸增強(qiáng)。當(dāng)線能量增至722.22 J?cm?1時(shí)，接頭拉剪載荷達(dá)到最大值1 241.67 N，鈦側(cè)熔深達(dá)到213.33 μm。在足夠的熱輸入量下，鈦側(cè)母材的熔化量增加，焊縫中的液態(tài)金屬也得到了充分的混合，接頭拉剪強(qiáng)度也隨著鈦側(cè)熔深的增加而顯著提升。隨著線能量的繼續(xù)增加，母材單位面積上的熱輸入量過高，部分鎂母材在高溫下出現(xiàn)明顯的飛濺、蒸發(fā)現(xiàn)象，接頭的拉剪載荷急劇下降。所以當(dāng)線能量為777.78 J?cm?1，接頭拉剪強(qiáng)度不升反降。在焊接線能量為833.33 J?cm?1時(shí)，此時(shí)鈦側(cè)母材大量熔化，鎂側(cè)母材大量蒸發(fā)、飛濺，使得接頭焊縫成形極差，嚴(yán)重影響了接頭元素之間的擴(kuò)散反應(yīng)。接頭變得膨脹疏松、裂紋明顯，接頭拉剪載荷僅為695.77 N。

圖2 不同焊接線能量下的接頭拉剪強(qiáng)度和鈦側(cè)熔深

由此可知，隨著焊接線能量的增加，鎂/鈦激光熔釬焊接頭的拉剪載荷呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，而鈦側(cè)熔深則呈現(xiàn)出一直增大的趨勢。當(dāng)接頭在最佳焊接工藝窗口下：Q= 700～750 J?cm?1，H=200～227.68 μm時(shí)，接頭力學(xué)性能達(dá)到最佳為F＞1100 N。

2.2 宏觀形貌

圖3為不同焊接工藝參數(shù)下，鎂/鈦激光熔釬焊接頭焊縫表面和橫截面宏觀形貌。由圖3a可知，在較低的焊接熱輸入量下，鎂側(cè)焊縫表面光亮，部分位置出現(xiàn)魚鱗紋；鈦側(cè)熔深較小，且焊縫左右兩側(cè)存在明顯間隙。圖3b為線能量Q= 722.22 J?cm?1時(shí)的接頭焊縫宏觀形貌。此時(shí)鎂側(cè)焊縫表面魚鱗紋較為明顯，部分出現(xiàn)氧化現(xiàn)象；鈦側(cè)熔深增大，Ni元素在鎂、鈦兩側(cè)焊縫中進(jìn)行充分的擴(kuò)散反應(yīng)。在圖3c中，隨著接頭熱輸入量的進(jìn)一步增加，鎂側(cè)焊縫表面氧化現(xiàn)象明顯，并且出現(xiàn)大量飛濺現(xiàn)象；鈦側(cè)焊縫與鎂側(cè)焊縫大量混合，并出現(xiàn)較多的裂紋。綜上所述，在線能量Q= 722.22 J?cm?1時(shí)，鎂/鈦激光熔釬焊接頭成形良好，焊縫中的元素實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，焊縫區(qū)明顯可由鎂側(cè)焊縫、鈦側(cè)焊縫和IMC層組成。

圖3 添加Ni中間層的鎂/鈦激光焊接頭焊縫宏觀形貌

2.3 組織分析

圖4是對應(yīng)圖3b焊接線能量Q= 722.22 J?cm?1時(shí)的接頭焊縫中心區(qū)的放大SEM圖及元素分布情況。結(jié)合圖4a、圖4b、圖4e可以看出，Mg元素主要集中在鎂側(cè)焊縫，Ti元素集中在鈦側(cè)焊縫，兩側(cè)焊縫以焊縫邊緣為界限呈現(xiàn)出對稱分布。其中，有部分Mg元素向鈦側(cè)焊縫擴(kuò)散，微量Ti元素向鎂側(cè)焊縫擴(kuò)散，呈現(xiàn)出Mg元素向下，Ti元素向上擴(kuò)散的現(xiàn)象。這是由于熔化的Ni元素在兩側(cè)焊縫中的溶解度隨溫度的增高而增大，使得Mg、Ti與擴(kuò)散的Ni發(fā)生反應(yīng)，導(dǎo)致了Mg、Ti元素的微量擴(kuò)散。另外，由于激光對熔池的攪拌作用，Ni元素出現(xiàn)從在熔池內(nèi)均勻分布變?yōu)榍驙罹奂默F(xiàn)象，如圖4d所示。在靠近鈦側(cè)焊縫邊緣可以觀察到與鈦側(cè)焊縫顏色類似并向鎂側(cè)焊縫蔓延的“球狀”富Ni區(qū)，也可以說明Ni元素在鎂、鈦兩側(cè)焊縫進(jìn)行了的良好擴(kuò)散反應(yīng)，并且在鈦側(cè)焊縫的Ni元素含量比鎂側(cè)焊縫多。觀察圖4c，可發(fā)現(xiàn)Al元素相對分布的較為均勻，這是由于鎂、鈦合金中的微量Al元素能夠在鎂、鈦液相之間進(jìn)行良好的潤濕鋪展，使得Al元素在整個(gè)焊縫區(qū)域均有分布。為進(jìn)一步觀察接頭微觀組織，采用SEM和EDS推測接頭鎂側(cè)焊縫、IMC層和鈦側(cè)焊縫的組織結(jié)構(gòu)。

圖4 焊縫中心區(qū)放大SEM圖及元素分布

圖5a、圖5b為鈦側(cè)焊縫SEM圖，圖5c、圖5d為鎂側(cè)焊縫SEM圖，表1為圖5中對應(yīng)各點(diǎn)元素組成分析。其中1點(diǎn)位于鎂側(cè)焊縫，Mg原子含量占比為57.98%，Al、Ni原子占比為22.01%和20.01%，可知點(diǎn)1主要為Mg-Al-Ni相，且彌散分布在鎂側(cè)焊縫。2點(diǎn)位于鈦側(cè)焊縫，其Ti、Ni原子比例約為2∶1，可知點(diǎn)2為Ti2Ni相，且均勻分布在鈦側(cè)焊縫中。3點(diǎn)位于鈦側(cè)焊縫底部，其Ti、Ni原子比例與2點(diǎn)處相似，也接近于2∶1，故3點(diǎn)也為Ti2Ni化合物，并沿鈦側(cè)母材向焊縫中心生長。點(diǎn)4位于未完全熔化的Ni片附近的鎂側(cè)焊縫中，其Mg原子含量占比為86.56%，Ni原子含量占比為13.44%，結(jié)合Mg-Ni二元合金相圖分析，推斷點(diǎn)4為α-Mg+Mg2Ni相。點(diǎn)5位于未完全熔化的Ni片表面，其Mg、Ni原子比列約為8∶1，推測點(diǎn)5處也為為α-Mg+Mg2Ni相。由此可知，鎂/鈦激光熔釬焊接頭中的Mg、Ni、Ti元素之間進(jìn)行了良好的元素?cái)U(kuò)散反應(yīng)，并分別在鎂、鈦兩側(cè)焊縫中生成了不同的IMC層。鎂側(cè)焊縫IMC層主要為Mg-Al-Ni相和Mg2Ni相，鈦側(cè)焊縫IMC層主要為Ti2Ni相。

圖5 焊縫SEM圖

表1 圖5中各點(diǎn)EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，atom%)

3 結(jié)論

1) 在激光功率P= 1300 W，焊接速度v= 1.8 m/min的焊接試驗(yàn)條件下，焊接線能量Q= 722.22 J?cm?1，鎂/鈦激光熔釬焊接頭拉剪載荷達(dá)到最大值為1 241.67 N，其鈦側(cè)熔深達(dá)到213.33 μm。在最佳焊接工藝窗口：Q= 700～750 J?cm?1時(shí)，接頭均能實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量的連接。

2) Ni與Mg、Al元素在鎂側(cè)焊縫生成Mg-Al-Ni相和Mg2Ni相，與Ti元素在鈦側(cè)焊縫生成Ti2Ni相，Mg、Ni、Al、Ti元素之間的冶金反應(yīng)程度直接對應(yīng)接頭的拉剪強(qiáng)度；在較高的熱輸入量下，且焊縫中金屬液相的飛濺、蒸發(fā)現(xiàn)象較少時(shí)，Ni元素在鎂、鈦兩側(cè)焊縫中的充分?jǐn)U散，使得接頭力學(xué)性能達(dá)到最佳。