商喬，宋一諾，魏連峰，王廷

1.中國核動力研究設計院 核燃料元件及材料研究所，四川 成都 610213

2.哈爾濱工業(yè)大學（威海） 先進焊接與連接重點實驗室，山東 威海 264209

0 引言

在航天領域溫度急劇變化的環(huán)境中，零件的“熱脹冷縮”屬性經常會導致結構無法正常工作。因此，航天結構具有“零膨脹”特性具有迫切的需求。盡管可利用的零膨脹材料十分有限，但通過將熱膨脹系數不同的材料相疊加，相互制約可得到近零膨脹復合結構［1］。在工程應用中，為適應膨脹性及剛度的雙重要求，零膨脹結構的形狀通常較為復雜。激光粉末床熔融（Laser powder bed fusion，LPBF）成形復雜零件的技術已經非常成熟，LPBF成形的Ti6Al4V合金和AlSi10Mg合金綜合性能良好［2-5］。值得一提的是，這兩種合金的熱膨脹系數差異較大，可滿足零膨脹復合材料基材的需求。但是，鈦、鋁化學性能相容性差，難以通過LPBF方法直接成形鈦/鋁復合結構。因此，分別LPBF成形Ti6Al4V合金和AlSi10Mg結構，然后再焊接為二者的復合結構，是一種很有前景的鈦/鋁零膨脹結構制造方法。

由于熔點和物理化學的顯著差異，鈦與鋁之間的焊接性能較低。有學者嘗試將熱源直接作用于鈦/鋁對接接頭界面［6-8］，焊接接頭均發(fā)生了開裂，并在高溫環(huán)境下產生了TiAl3、TiAl、Ti3Al等多種金屬間化合物。為減少熔焊過程中鈦鋁合金生成的硬脆金屬間化合物含量，通常采用熱源偏置方式來減小單邊母材熔化量，進而減少焊接過程中的鈦鋁混合反應。齊風華等人［9］利用電子束偏鈦側0.6 mm處對5083鋁合金和Ti6321鈦合金進行了無填充焊接，焊后并未發(fā)現明顯焊接缺陷。焊接過程中，鈦、鋁熔池并未完全混合，形成了Ti3Al、TiAl、TiAl2和TiAl3等化合物，試樣室溫拉伸強度達到219 MPa。蘭天［10］成功應用激光偏鋁側焊接技術，連接了6061鋁合金和TC4鈦合金的對接接頭，界面處形成了TiAl2、TiAl3等化合物，拉伸強度達到217 MPa。

上述研究主要針對傳統鍛態(tài)鈦/鋁異種金屬熔焊開展，關于LPBF成形的鈦/鋁異種合金的焊接還鮮有報道。電子束焊接能量密度高且焊縫深寬比大，更適合于異種金屬的焊接［11］。因此，深入探討采用電子束焊接LPBF成形的Ti6Al4V合金和AlSi10Mg合金所獲焊縫的微觀組織及力學性能等特性，具有重要的學術理論和工程實踐價值。

1 試驗方法

試驗材料分別以AlSi10Mg和Ti6Al4V合金粉末為原材料，具體成分含量如表1、表2所示，通過激光粉末床熔融成形（LPBF）技術獲得的AlSi10Mg和Ti6Al4V合金焊接試板。Ti6Al4V板材尺寸為60 mm×30 mm×1.5 mm，AlSi10Mg板材尺寸為60 mm×（30+0.5） mm×2 mm。

表1 AlSi10Mg合金化學成分（質量分數，%）Table 1 Chemical compositions of AlSi10Mg Alloy（wt.%）

表2 Ti6Al4V合金化學成分（質量分數，%）Table 2 Chemical compositions of Ti6Al4V Alloy（wt.%）

采用對接接頭形式，電子束分別偏鋁側0.6 mm（+）、偏鈦側0.6 mm（-）進行焊接，接頭組合方式及電子束作用位置見圖1。其中，考慮到鋁側偏束的熔釬焊原理，設計LPBF板材時，AlSi10Mg板材預留0.5 mm搭接量。電子束工藝參數如表3所示。

圖1 焊接過程示意Fig.1 Welding Process

表3 電子束焊接工藝參數Table 3 Process parameters of electron beam welding

焊后選擇焊縫成形較為穩(wěn)定的部位使用線切割垂直焊縫方向制備金相試樣及拉伸試樣。金相試樣經砂紙逐級打磨并拋光，用Kroll試劑（2 mL HF+8 mL HNO3+90 mL H2O）腐蝕30 s。采用光學顯微鏡OLYMPUS DSX-510觀察焊縫宏觀形貌，Zeiss MERLIN Compact場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察 Ti/Al金屬間化合物形貌及分布，并結合能譜儀（EDS）分析接頭中元素的分布和化合物元素組成。采用Instron 5967 30 kN萬能材料試驗機進行拉伸試驗，拉伸速率設定為1 mm/min，拉伸試樣尺寸如圖2所示。

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimensions of tensile specimens

2 試驗結果與討論

2.1 焊接接頭表面成形

采用偏束工藝的LPBF鈦/鋁（Ti6Al4V/AlSi10Mg）異種合金電子束焊接接頭表面成形如圖3所示?？梢园l(fā)現，與常規(guī)鈦/鋁異種合金電子束偏束焊縫表面成形［9］（見圖4）明顯不同的是，鈦側偏束焊縫表面成形穩(wěn)定、美觀，而鋁側偏束焊縫表面存在大量孔洞，這是因為鋁側偏束時，由于LPBF成形AlSi10Mg合金內部含氣量高，電子束快速焊接的過程中氣體來不及從熔池中完全溢出，從而容易在焊縫內部及表面形成大量氣孔，影響焊縫成形。而當熱源偏鈦側焊接時，鋁合金是通過對接面熱量傳導而熔化，有效避免了鋁合金的劇烈熔化過程，從而大幅減少了氣孔數量。

圖3 不同偏束工藝的LPBF鈦/鋁異種合金電子束焊接接頭表面成形Fig.3 Surface of LPBF Ti/Al alloy electron beam welding joints under different beam deflection processes

圖4 電子束焊接常規(guī)Ti6321鈦合金和5083鋁合金焊縫表面成形［9］Fig.4 Surface forming of conventional Ti6321 titanium alloy and 5083 aluminum alloy welds by electron beam welding

2.2 焊接接頭微觀組織

圖5為不同工藝方法下焊接接頭中成形穩(wěn)定部位的焊縫橫截面?？梢钥吹剑瑑煞N工藝方法的焊縫內部均存在一定數量的氣孔，且主要集中分布在鋁側熔合區(qū)附近。相較于鋁側偏束，鈦側偏束下的接頭內部氣孔數量有所下降，這與焊縫表面成形結果及分析相吻合。

圖5 焊縫截面形貌Fig.5 Cross section morphology of weld seam

鋁側偏束接頭中僅鋁合金發(fā)生熔化，鋪展到固態(tài)的鈦合金表面，呈現明顯的熔釬焊特征（見圖5a）；而鈦側偏束時，兩側母材均發(fā)生熔化，但熔池并未完全混合，形成了非平整、不規(guī)則的界面，呈現熔化焊特征（見圖5b）。在兩種工藝方法中，鈦/鋁界面處元素發(fā)生擴散，形成不同種類的金屬間化合物，分別標記為界面區(qū)域Ⅰ和區(qū)域Ⅱ。

圖5中所標識的特征區(qū)域I和Ⅱ的微觀組織如圖6所示，不同特征相能譜分析結果見表4。鋁側偏束時，AlSi10Mg熔化鋪展到TC4合金表面形成界面特征區(qū)域Ⅰ，如圖6a所示。鈦母材未發(fā)生明顯熔化，為典型的針狀馬氏體α'相。這主要是由于LPBF成形過程冷速過快，β相會直接轉變?yōu)棣料嗟倪^飽和固溶體α'相，在晶界析出，形成板條或針狀馬氏體［12］。界面處元素發(fā)生擴散，形成了連續(xù)化合物層，呈鋸齒狀分布。經EDS結果分析，成分接近TiAl，此外還在其中發(fā)現了一定含量的Si。Si與Al的原子半徑相近，在焊縫形成過程中，Si元素向界面擴散，替代了TiAl中一部分Al的位置，一般將這種含Si的TiAl記作Ti（Al，Si）［13］。焊縫金屬內的相主要為暗灰色基體和周圍亮色網狀結構，分別記為C、D相，結合Al-Si二元相圖和該處EDS結果可知，在焊接過程中AlSi10Mg合金受熱發(fā)生熔化，轉變?yōu)橐合啵诶鋮s過程中會發(fā)生L→L+（Al）→（Al）+Si。當Si元素超過Al中固溶度時就會形成α-（Al）基體，即其中的C相，剩下的Si元素通過共晶反應，沿著先形成的晶界析出，形成圖中的亮色網狀結構。

圖6 兩種工藝方法得到的界面特征區(qū)域Fig.6 Interface feature regions obtained by two process methods

表4 界面特征相化學成分（原子分數，%）Table 4 Chemical composition of interface characteristic phase（at.%）

圖6b為鈦側偏束后形成的不規(guī)則界面區(qū)域Ⅱ。雖然兩側母材均發(fā)生了熔化，但兩者熔池并未完全混合。左側AlSi10Mg熔化后形成的組織與上述熔釬焊焊縫組織相同，同樣為α-（Al）+Al-Si共晶，共晶體沿著先結晶的鋁基固溶體晶界析出，呈網狀結構。非平整、不規(guī)則的界面導致該處微觀組織相對復雜，大致分為以下三類進行討論：孤立于熔化鋁合金中的島狀組織（E、F、G三點）、深入熔化鋁合金中的沙灘狀組織（H、I兩點）和熔化鈦合金中的針狀組織（J、K兩點）。島狀組織是由于鋁合金熔化的滯后性，導致兩側液態(tài)金屬的流動速度存在較大的差異，界面上較為突出的部分會由于速度差導致的剪切力而脫離主體，該部分快速凝固，不會與周圍的液態(tài)鋁合金混合發(fā)生進一步反應，從而其成分比例Ti多Al少，E、F、G三點的EDS結果表明，島狀組織中含有的主要金屬間化合物是Ti3Al。在界面反應的過程中，有少量的鈦合金在流動過程中深入到熔化的鋁合金中，形成圖6b中H、I點的沙灘狀組織，這部分的Al含量相對其他位置處較高，利用EDS分析該處原子比，結果表明，該處生成了TiAl2和TiAl3相。界面右側熔化的鈦合金中主要形成了針狀組織，并且從圖中可以看出距離界面越遠，內部形成的針狀組織越大、越稀疏，經EDS測試，J處生成了TiAl，K處生成了Ti3Al，表明距離界面越遠，Al含量越少，因而形成了不同的金屬間化合物。

2.3 焊接接頭力學性能

對兩種工藝方法下的LPBF成形的Ti6Al4V合金和AlSi10Mg合金電子束接頭進行抗拉強度分析。結果發(fā)現，鋁側偏束得到的接頭抗拉強度為81 MPa，鈦側偏束得到的接頭抗拉強度為128 MPa，普遍低于常規(guī)鈦-鋁異種合金高能束不同側偏束的接頭性能，部分結果統計如表5所示?？赡苁荓PBF制備過程中帶入了大量氣孔，在接頭中產生了一定的應力集中加速了裂紋的萌生與擴展。

表5 常規(guī)鈦/鋁合金高能束焊接結果Table 5 Results of high energy beam welding of conventional Ti/Al alloy

兩種接頭的斷裂位置以及斷口形貌如圖7、圖8所示。斷裂時，兩種接頭并未出現明顯頸縮，屬于脆性斷裂。斷裂位置均位于Ti-Al化合物界面層處。因此，在焊接過程中生成的金屬間化合物是決定接頭力學性能的主要因素。

圖7 鋁側偏束拉伸斷裂位置及斷口形貌Fig.7 Tensile fracture position and fracture morphology under aluminum side beam

圖8 鈦側偏束拉伸斷裂位置及斷口形貌Fig.8 Tensile fracture position and fracture morphology under Titanium side beam

由圖7可知，鋁側偏束焊接接頭斷口呈現明顯的韌窩，并且斷口中含有氣孔，鈦合金一側為光滑的斷裂面并出現了少量的解理平臺。選取特征點進行能譜分析（見表6），發(fā)現韌窩處的相為Al-Si共晶，光亮斷裂面處為TiAl相，結合上述界面組織分析，認為裂紋起源于熔釬焊界面生成的金屬間化合物層處，并在外力的作用下發(fā)生脆斷。

表6 鋁側偏束拉伸斷口特征點化學成分（原子分數，%）Table 6 Chemical compositions of tensile fracture characteristic points under aluminum side deflection（at.%）

由圖8可知，鈦側偏束焊接接頭拉伸斷口形貌中韌窩數量減少，兩側均呈現出明顯的河流狀花樣，存在解理臺階，屬于解理斷裂的典型特征。特征位置的EDS結果顯示（見表7），斷面存在大量的Ti3Al、TiAl3等金屬間化合物以及靠近韌窩處存在Al-Si共晶。結合界面微觀組織分析，認為裂紋可能萌生于界面的金屬間化合物處，并垂直于拉伸方向發(fā)生正斷，由于界面的不規(guī)則性，裂紋擴展至AlSi10Mg熔池處形成斷口韌窩特征。

表7 鈦側偏束拉伸斷口特征點化學成分（原子分數，%）Table 7 Chemical compositions of tensile fracture characteristic points under Titanium side deflection（at.%）

3 結論

采用偏束工藝對LPBF成形AlSi10Mg合金和Ti6Al4V合金進行了電子束焊接，并對比不同側偏束對對接接頭組織和性能的影響，主要結論如下：

（1）鋁側偏束熔釬焊時，焊縫表面出現了氣孔、宏觀裂紋等缺陷，鈦側偏束熔化焊時，焊縫表面成形穩(wěn)定、美觀。兩種工藝方法下，焊縫內部均存在一定數量氣孔，且主要聚集于AlSi10Mg合金熔合區(qū)，鈦側偏束下接頭內部氣孔的數量和尺寸有所下降。

（2）鋁側偏束焊接時，Ti6Al4V未發(fā)生熔化，形成熔釬焊界面，形成的金屬間化合物以TiAl為主；鈦側偏束時，Ti6Al4V和AlSi10Mg均發(fā)生了熔化，但兩熔池并未完全混合，形成非平整、不規(guī)則界面，存在TiAl3、TiAl2、Ti3Al和TiAl等多種金屬間化合物。

（3）與常規(guī)鈦鋁異種合金高能束偏束焊接結果相比，LPBF成形的鈦鋁異種合金電子束焊接接頭拉伸性能較低，鋁側偏束接頭室溫拉伸強度為81 MPa，鈦側偏束接頭室溫拉伸強度為128 MPa，兩種接頭均斷裂于金屬化合物界面層，呈現脆性斷裂特征。