袁樹春，章文滔，陳玉華，，居琪萍，尹立孟，林曉輝

1.方大特鋼科技股份有限公司，江西 南昌 330012

2.南昌航空大學(xué) 航空制造工程學(xué)院，江西 南昌 330063

3.重慶科技學(xué)院 冶金與材料工程學(xué)院，重慶 401331

4.哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028

0 前言

近年來(lái)，材料科學(xué)技術(shù)快速發(fā)展，隨之帶來(lái)的能源與環(huán)境問(wèn)題越來(lái)越受到人們的關(guān)注。鋁合金具有質(zhì)量輕、成本低等優(yōu)勢(shì)，廣泛應(yīng)用于運(yùn)輸行業(yè)［1］。鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高等特點(diǎn)，但價(jià)格昂貴［2-3］，限制了其應(yīng)用。隨著對(duì)材料輕量化的要求越來(lái)越高，Ti/Al復(fù)合材料因兼具二者的優(yōu)點(diǎn)，既能降低質(zhì)量和成本，又能顯著提高強(qiáng)度和耐蝕性，受到廣大研究者的青睞。

焊接是Ti/Al異種金屬實(shí)現(xiàn)高效率、高標(biāo)準(zhǔn)連接的主要方法。然而由于Ti和Al合金的物理、化學(xué)和冶金性能差異很大，傳統(tǒng)的熔焊方法容易形成嚴(yán)重的成分偏析和脆性金屬間化合物（Intermetallic compound，IMC），大大惡化了Ti/Al復(fù)合結(jié)構(gòu)的承載能力［4-5］。許多學(xué)者針對(duì)IMC對(duì)Ti/Al復(fù)合結(jié)構(gòu)在制造過(guò)程中承載能力的影響進(jìn)行了研究。Chen等人［6］發(fā)現(xiàn)，激光偏移和低大氣壓的適當(dāng)組合可使Ti/Al異種接頭具有優(yōu)異的IMC分布。Zhang等人［7］采用MIG/TIG雙面電弧焊-釬焊獲得了具有良好焊縫外觀的TC4/5A06對(duì)接接頭，Ti-Al IMCs的形態(tài)和成分取決于焊接熱輸入和分布，接頭的抗拉強(qiáng)度由IMCs層的厚度和形態(tài)決定。因此，控制焊接接頭中IMC相的形成是Ti/Al異種材料焊接的關(guān)鍵。

近年來(lái)，高速?zèng)_擊焊接在異種合金的連接中受到廣泛關(guān)注，爆炸焊是一種典型的固態(tài)沖擊連接工藝，通過(guò)爆炸產(chǎn)生的高壓作用使?jié)崈舻慕饘俦砻婢o密接觸，從而獲得良好的接頭。Pei等人［8］通過(guò)爆炸焊焊接Ti/Al復(fù)合材料，結(jié)果表明，界面區(qū)由波狀結(jié)合區(qū)和局部熔化區(qū)組成，局部熔化區(qū)形成Ti3Al金屬間化合物，其周圍則形成細(xì)化的高強(qiáng)度Ti晶粒和Al晶粒。磁脈沖焊接（Magnetic pulse welding，MPW）是一種高效率的固相焊接技術(shù)，其焊接原理與爆炸焊類似，磁脈沖采用電磁力取代爆轟物，環(huán)保安全，易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化。與熔化焊及釬焊相比，磁脈沖焊接速度快，接頭不存在熱影響區(qū)［9］，且被焊金屬通常不熔化，避免或減少了金屬化合物的產(chǎn)生，可用于物理性能相差較大的異種材料連接，主要以薄板搭接和管/棒套接為主。近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者已經(jīng)對(duì)Al-Cu［10-12］、Al-Fe［13-15］、Al-Mg［16-18］、Al-Ti［19］、Cu-Fe［20］等異種材料的磁脈沖焊接進(jìn)行了大量研究，絕大部分結(jié)果表明在合適的碰撞速度和碰撞角度下可獲得力學(xué)性能優(yōu)良的接頭。

目前國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)MPW的研究還停留在宏觀層面，焊接過(guò)程的變形行為還有待進(jìn)一步研究，其界面結(jié)合機(jī)制尚存在爭(zhēng)議。本文采用MPW對(duì)鈦合金和鋁合金進(jìn)行焊接試驗(yàn)，研究不同工藝參數(shù)對(duì)Ti/Al異種金屬焊接接頭宏觀成形、微觀組織和界面結(jié)構(gòu)特征以及力學(xué)性能的影響規(guī)律，旨在為今后Ti/Al異種金屬電磁脈沖焊接的研究提供理論基礎(chǔ)和技術(shù)儲(chǔ)備。

1 試驗(yàn)設(shè)備、材料及方法

試驗(yàn)用焊接設(shè)備為重慶普爾薩科技有限公司的Pulsa電磁脈沖焊接系統(tǒng)（Xtra Pulse 75/25），該設(shè)備最大放電電壓為25 kV，最大放電能量為75 kJ。磁脈沖焊接設(shè)備分為焊接電源部分和工作臺(tái)部分。焊接電源部分由控制系統(tǒng)（見(jiàn)圖1a）和儲(chǔ)能系統(tǒng)組成，控制系統(tǒng)是整個(gè)磁脈沖焊接設(shè)備的控制中樞，負(fù)責(zé)控制焊接電源的設(shè)定以及能量輸出模式；儲(chǔ)能柜作為磁脈沖焊接設(shè)備能量?jī)?chǔ)存單元，包含高電壓、大電流元器件和部分電氣系統(tǒng)，為焊接提供足夠的能量。工作臺(tái)由涂絕緣層的單匝E形平線圈、集磁器及定位裝置組成，如圖1b所示，其中E形平線圈作為MPW的驅(qū)動(dòng)器。

圖1 磁脈沖焊接設(shè)備Fig.1 Magnetic pulse welding equipment

選用1 mm厚1060Al和1.5 mm厚Ti6Al4V合金板材作為試驗(yàn)材料，其化學(xué)成分及力學(xué)性能分別如表1、表2所示。采用線切割對(duì)試驗(yàn)材料進(jìn)行加工，尺寸為80 mm×40 mm。焊接前，將Ti6Al4V合金放置在丙酮溶液中，超聲波清洗5 min，去除試樣表面油污，然后使用酸性溶液（HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶5）清除合金表面的氧化膜，清水沖洗后，使用酒精擦拭，吹干。為了使飛板在加速運(yùn)動(dòng)后與基板有更大的撞擊和速度，將強(qiáng)度較低的1060Al板材作為飛板，Ti6Al4V合金作為基板，基板與飛板之間采用墊片隔開，以保證焊接過(guò)程中的初始間隙，MPW原理及板件放置方式分別如圖2a、2b所示。放電能量分別設(shè)置為16 kJ、24 kJ，初始間距為1.2 mm、1.5 mm、1.8 mm。

表1 母材的化學(xué)成分（wt.%）Table 1 Chemical composition of base metal（wt.%）

表2 母材力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of base metal

圖2 Ti/Al異種合金MPW工藝示意Fig.2 MPW process diagram of Ti/al dissimilar alloy

焊接結(jié)束后，使用線切割在環(huán)形焊縫中心位置橫向截取金相試樣；熱鑲嵌后，采用SiC砂紙進(jìn)行打磨并拋光處理。采用掃描電子顯微鏡（SEM，Phenom-XL-SED）觀察Ti/Al異種磁脈沖接頭界面。利用電子背散射衍射（EBSD，Oxford SYMMETRY）對(duì)接頭界面附近的晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，探究磁脈沖焊接過(guò)程中接頭界面的晶粒細(xì)化機(jī)制。力學(xué)性能測(cè)試均在室溫下進(jìn)行。采用Instron5540型精密拉伸Ti/Al接頭進(jìn)行拉伸剪切測(cè)試，拉伸速率0.5 mm/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 焊接接頭宏觀形貌

磁脈沖平板焊接得到的是具有一定連接寬度、扁平橢圓形狀的焊縫。此前研究表明［5］，16 kJ下Ti/Al磁脈沖焊接接頭斷裂模式為接頭斷裂，而24 kJ下Ti/Al磁脈沖焊接接頭斷裂模式為Al側(cè)母材斷裂。圖3分別為16 kJ和24 kJ下不同初始間距的MPW Ti/Al接頭宏觀形貌，可以看出，初始間距對(duì)Al板的變形程度影響不顯著。對(duì)不同工藝參數(shù)下的橢圓形接頭長(zhǎng)邊和短邊進(jìn)行測(cè)量，結(jié)果如表3所示。由表3可知，接頭尺寸大致都隨著放電能量和初始間距的增加而增大。一般認(rèn)為，碰撞速度對(duì)MPW接頭的宏觀形貌和微觀組織有非常重要的影響。飛板初期變形較小，但由于距離線圈較近，受到的電磁力大，導(dǎo)致最初的加速過(guò)程較為劇烈，隨著飛板的不斷變形，其與線圈的間距越來(lái)越大，導(dǎo)致加速度不斷衰減。由于TC4基板硬度遠(yuǎn)高于純鋁，碰撞時(shí)TC4基板給予Al飛板的反作用力抑制了兩者間的結(jié)合，只有當(dāng)放電能量較大時(shí)，脈沖電流通過(guò)線圈施加在飛板上的電磁力能夠抵消反作用力的影響，從而增加接頭的宏觀尺寸。在24 kJ的合適放電能量下，當(dāng)初始間距較?。s1.2 mm）時(shí)，飛板與基板的碰撞速度遠(yuǎn)未達(dá)到最大值，這是接頭宏觀尺寸隨初始間距增大而增加的最主要原因。工藝參數(shù)對(duì)接頭宏觀尺寸的影響主要表現(xiàn)為：在短邊處有一定的規(guī)律，而長(zhǎng)邊處并未表現(xiàn)出規(guī)律性變化。原因是接頭短邊平行于焊接方向，隨著碰撞動(dòng)能的增加，Al板沿焊接方向會(huì)發(fā)生更嚴(yán)重的變形，然而，長(zhǎng)邊的變化受到材料板寬和線圈尺寸的影響，在線圈和材料不變的情況下，其受工藝參數(shù)的影響非常小。

表3 不同工藝參數(shù)下接頭尺寸測(cè)量值Table3 Measured value of joint size under different process parameters

圖3 不同初始間距下接頭宏觀形貌Fig.3 Macromorphology of joint under different stand-off distance

初始間距對(duì)焊接接頭質(zhì)量的影響表現(xiàn)在兩方面：一方面，初始間距的變化導(dǎo)致飛板的加速距離發(fā)生改變，從而改變飛板與基板的碰撞速度。在飛板受到電磁力相同的情況下，碰撞間隙越大，加速距離越大，最終的碰撞速度也越大，這在一定程度上能提升接頭的焊接質(zhì)量。另一方面，初始間距的變化會(huì)影響碰撞角度。初始間距越大，碰撞角度也隨之增大。而沖擊焊中，界面的連接只在一定的碰撞角度范圍內(nèi)才能發(fā)生，過(guò)高或過(guò)低的碰撞角度都將抑制射流的形成，從而導(dǎo)致焊接質(zhì)量急劇下降。另外適合射流形成的碰撞角度與材料本身特性有關(guān)。因此，在實(shí)際焊接操作中，針對(duì)不同的材料組合應(yīng)選取適當(dāng)?shù)某跏奸g距。

2.2 焊接接頭微觀形貌

不同初始間距下的Ti/Al異種接頭界面SEM背散射電子圖如圖4所示。放電能量16 kJ下界面處由于開爾文-亥姆霍茲不穩(wěn)定性，界面有形成波的趨勢(shì)，然而由于能量不足以使Ti側(cè)發(fā)生顯著塑性變形，導(dǎo)致界面較為平直，且具有少量的波形。而在放電能量為24 kJ時(shí)不同初始間距下都形成了波狀界面，在初始間距為1.2 mm和1.5 mm下形成了正弦波+剪切波的混合波形，而在初始間距為1.8 mm下只形成了正弦波形。以上結(jié)果表明，初始間距對(duì)界面波形的影響不如放電能量對(duì)界面波形的影響，放電能量是界面波形形成的主要原因，而初始間距影響相同能量下的界面波形。

圖4 不同工藝參數(shù)下Ti/Al界面SEM結(jié)果Fig.4 SEM results of magnetic pulse welding under different process parameters

2.3 焊接接頭力學(xué)性能

不同初始間距下接頭載荷-位移曲線如圖5所示?？梢钥闯觯烹娔芰繛?6 kJ時(shí)，接頭最大拉剪力隨初始間距的增加呈先增后減的趨勢(shì)，而失效形式都為接頭界面斷裂；放電能量為24 kJ時(shí)，接頭最大拉剪力隨初始間距的增加而減小，且失效形式都為Al側(cè)母材斷裂。初始間距為1.2 mm、放電能量為24 kJ時(shí)剪切載荷最大，為4 820 N。結(jié)果表明，在放電能量較低時(shí)，初始間距對(duì)接頭力學(xué)性能的影響較大，原因是放電能量較低導(dǎo)致初始碰撞速度較低，而初始間距過(guò)大會(huì)導(dǎo)致碰撞速度進(jìn)一步降低而無(wú)法達(dá)到有效連接所需的碰撞速度，嚴(yán)重影響接頭的可靠連接。當(dāng)放電能量合適時(shí)，間距過(guò)小，無(wú)法有效加速，難以達(dá)到焊接所需的撞擊速度；間距過(guò)大，位移行程太長(zhǎng)反而會(huì)降低撞擊速度。

圖5 焊接接頭力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of dissimilar all oy joints

2.4 晶粒細(xì)化機(jī)理

圖6a為Ti/Al磁脈沖焊接試樣界面處菊池襯度所對(duì)應(yīng)的灰度值所生成的圖像，即逐點(diǎn)花樣質(zhì)量圖，花樣質(zhì)量用0～255之間的灰度數(shù)值表示，并且花樣越好，數(shù)值越高，花樣質(zhì)量圖能反應(yīng)呈像區(qū)的應(yīng)變分布情況。由圖5a可知，Al側(cè)母材呈典型軋制態(tài)柱狀晶，Al側(cè)靠近界面處晶粒呈細(xì)化的等軸晶，而Ti側(cè)母材則以等軸晶為主。Al側(cè)遠(yuǎn)離界面處晶粒尺寸約為30 μm，而靠近界面處晶粒特別是形成波狀界面處的晶粒發(fā)生明顯細(xì)化，而Ti側(cè)靠近界面處晶粒也發(fā)生了細(xì)化，但沒(méi)有Al側(cè)明顯，值得注意的是，Ti側(cè)靠近界面附近孿晶數(shù)量得到明顯的提升，這與MPW過(guò)程中受到的高速?zèng)_擊有關(guān)。界面平均晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)如圖5b所示，最大晶粒尺寸29.3 μm，最小晶粒尺寸0.7 μm，所有晶粒的平均晶粒尺寸為1.8 μm。由此可見(jiàn)，Al飛板上的電磁力能有效破碎晶粒，使界面晶粒尺寸處于很低的水平，有利于接頭細(xì)晶強(qiáng)化。

圖6 Ti/Al MPW界面EBSD分析Fig.6 EBSD analysis of Ti/Al MPW interface

由此前工作中［5］能明顯發(fā)現(xiàn)界面微觀結(jié)構(gòu)非常不均勻，在靠近界面位置觀察到界面處晶粒發(fā)生了顯著的晶粒細(xì)化，這表明靠近界面區(qū)域在MPW過(guò)程中發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形。為了研究界面處晶粒相比于母材的細(xì)化程度，分別對(duì)Al母材、Ti母材和界面處的晶粒尺寸進(jìn)行了詳細(xì)的統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖7所示。由圖7可知，Al母材和Ti母材的平均晶粒尺寸分別為6.49 μm和4.67 μm，而靠近界面的Al晶粒和Ti晶粒的平均尺寸分別為1.26 μm和1.81 μm，小于母材。可見(jiàn)經(jīng)過(guò)高速碰撞后，界面晶粒尺寸較母材發(fā)生了明顯的細(xì)化。

圖7 界面及母材晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)Fig.7 Statistics of grain size at interface and base metal

MPW工藝改變了焊接界面附近母材的微觀組織，由于霍爾-佩奇效應(yīng)，超細(xì)晶的微觀組織比母材強(qiáng)得多。界面晶粒細(xì)化機(jī)理示意如圖8所示。波狀界面晶粒細(xì)化可分為四個(gè)階段：第一階段，焊接界面受到劇烈碰撞之后，晶粒內(nèi)部形成明顯的位錯(cuò)和位錯(cuò)胞，這些位錯(cuò)是隨機(jī)分布的；第二階段，隨著變形過(guò)程中位錯(cuò)密度的增加，位錯(cuò)有序地形成拉長(zhǎng)的位錯(cuò)胞；第三階段是位錯(cuò)堆積階段，在該階段開始形成層狀互連邊界，從而形成細(xì)長(zhǎng)的亞晶；第四階段，隨著變形程度的不斷增加，拉長(zhǎng)的亞晶斷裂形成取向差異較小的亞晶，最后亞晶粒旋轉(zhuǎn)，形成等軸再結(jié)晶。

圖8 界面晶粒細(xì)化機(jī)制示意Fig.8 Schematic diagram of interface grain refinement mechanism

3 結(jié)論

（1）當(dāng)放電能量為24 kJ時(shí)，隨著初始間距的增加，使兩板之間碰撞速度增大，從而導(dǎo)致焊接面積也增大。初始間距對(duì)界面波形的影響不如放電能量對(duì)界面波形的影響，放電能量是界面波形成的主要原因，而初始間距影響相同能量下的界面波形。

（2）隨著放電能量的增大，接頭失效形式由接頭界面失效轉(zhuǎn)變?yōu)榧冧X母材失效。保持放電能量不變，放電能量較低時(shí)，接頭抗拉剪載荷隨初始間距的增加呈先增后減趨勢(shì)；放電能量較高時(shí)，接頭抗拉剪載荷隨初始間距的增加而減小。初始間距1.5 mm，放電能量為24 kJ下剪切載荷最大，最大剪切載荷為4 820 N。

（3）Al母材和Ti母材的平均晶粒尺寸分別為6.49 μm和4.67 μm，而靠近界面的Al晶粒和Ti晶粒的平均晶粒尺寸分別為1.26 μm和1.81 μm。MPW過(guò)程中的高速碰撞導(dǎo)致界面晶粒尺寸較母材發(fā)生了明顯的細(xì)化。