激光入射角度對Ir-Rh8與鎳基合金異材激光焊接組織和性能的影響

楊輝睦，趙仕方，胡國義，鄧鈞，杜德魁，陶偉

(1.濰柴火炬科技股份有限公司，湖南 株洲 412001；2.中南大學，長沙 410083)

0 前言

近年來，燃氣發動機在提高熱效率和降低排放方面面臨著越來越嚴格的要求。為了滿足這些要求，諸如增壓直噴、高能點火、廢氣再循環系統和稀薄燃燒等發動機新技術被廣泛研發和應用[1-4]。由于這些新技術的應用，發動機的燃燒過程發生了變化[5]。為了適應這些變化，采用貴金屬電極材料作為火花塞電極已經廣泛應用[6]。

銥、銠、鉑是火花塞電極尖端嵌件最常用的元素，由于貴金屬電極的高耐電蝕性、高耐氧化性及高耐腐蝕性使點火間隙長期保持恒定，穩定的點火間隙使發動機運行更加可靠和平穩，從而使小電極尖端的應用成為可能[7]。隨著火花點火電極尺寸減小，有效的抑制了熱量流失與消焰作用，有利于火焰核的快速形成來點燃可燃氣，使燃燒更充分，燃燒廢氣中有害物質更少。同時，由于極細的貴金屬電極的尖端放電效應，點火電壓更低，火花塞的點火性能更可靠，發動機在低溫、高壓縮比及稀薄燃燒等時也能更平穩的運行。然而，由于貴金屬與鎳基合金在物理和化學特性上的顯著差異，貴金屬與鎳基合金基體的連接面臨著巨大的挑戰。焊接過程中容易形成脆性金屬間化合物(IMCs)和氣孔，使接頭的熱疲勞性能和力學性能變差[8]，這是異種接頭焊接的常見問題。

目前主流的電極材料是Ir-Rh合金。雖然Ir和固溶體[9]Rh都是面心立方(fcc)結構，在整個濃度范圍內形成，但Ir在高溫抗氧化方面存在明顯的不足。Ir可以在高溫富氧環境中快速氧化或蒸發[10]。更糟糕的是，要生產具有火花塞電極直徑的Ir基合金線材，需要多次高溫拉變形和退火。通過塑性加工生產的Ir-Rh合金線材變得脆化[11]。變形過程增加了高溫空氣條件下出現氧化坑的可能性，增加了氧化速率[12]，進一步增加了貴金屬電極焊接的難度。為克服上述局限性，研究表明，激光焊接工藝參數對異種金屬激光焊接過程中的組織和力學性能有重要影響[13]。Chu等人[14]基于EBSD結果定量評估了顯微組織分布與激光焊接熱輸入之間的相關性。Zhang等人[15-16]研究了工藝參數對熱裂紋形成的影響，合適的進給量可以顯著減少熱裂紋的產生。大量研究表明[17-21]，激光束偏移量對焊接接頭的組織和力學性能有明顯的影響，且在導熱系數較高的金屬側，激光束偏移量對焊接接頭組織和力學性能的影響更好。

該研究的目的是對火花塞電極合金Ir-Rh8和鎳基合金進行激光焊接，研究激光入射角度對焊縫形貌、元素分布、金屬間化合物、顯微組織和力學性能的影響，并對焊接過程中接頭的結合機理進行了探討，最后為實際應用提供參考依據。

1 試驗方法

1.1 材料屬性

該研究采用直徑為0.5 mm的Ir-Rh8合金。為了獲得所需的火花塞直徑，對原始尺寸為4 mm的Ir-Rh8錠進行了模鍛和拉絲工藝。以鎳基(NiSiMnCr)合金為母材，結構如圖1所示。表1、表2和表3顯示了兩種合金的化學成分、性能。

圖1 激光焊接過程示意圖

表1 Ir-Rh8的化學成分(質量分數，%)

表2 鎳基合金的化學成分(質量分數，%)

表2 兩種材料的性能

1.2 焊接方法

焊接在RF-H500PD激光儀上進行，最大功率為500 W，最大脈沖能量為50 J，圖1顯示了激光偏置到Ir-Rh電極時的焊接過程示意圖。為保證焊接質量，同時避免反射，試驗設置的激光入射角度分別為0°，10°，20°和30°；激光焦點軸線投影位置為兩種異材貼合面外圓。焊接工藝參數為：激光功率(230±15)W，焊接時間(1 000±200)ms。

1.3 表征方法

用光學顯微鏡對每個焊縫進行外觀檢測；再對焊縫進行標準磨削橫截面，然后進行拋光和化學蝕刻，以分析其顯微組織。鎳基合金的蝕刻液為HF∶HNO3∶H2O。用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡進行顯微組織分析，并配備了能量色散X射線能譜儀進行化學成分分析。

使用Instron 5881進行彎折測試。為每個激光角度制備10個樣品，同時去掉偏差比較大的樣品取平均值。基于GB/T 34586—2017《道路車輛 燃氣火花塞 試驗方法和要求》標準，該彎折試驗表征了Ir-Rh焊條在垂直于焊條縱軸施加載荷的情況下的行為。如圖2所示，彎矩設置為0.5 mm。由于焊接樣件小及焊接角度變化等因素影響，每個試件的抗彎截面大小和位置及實際力臂的誤差是不可避免的，若按照常規彎曲強度試驗進行分析，會導致試驗結果的巨大偏差。因此，該彎折試驗是彎曲試驗的對象是整體結構強度，只考慮折斷時的下壓力。壓頭進給速度小于10 mm/min。

圖2 彎折試驗測試示意圖

在模擬冷熱沖擊試驗設備上進行了熱疲勞試驗。模擬冷熱沖擊試驗的每個循環都是在空氣中高溫(900 ℃)將試樣直接放置到管式電阻爐中，然后放置10 min，把它們放在爐子里，然后用冷水(20±5)℃急冷15 s。重復這個循環200次。另外，選擇1.5TGDI發動機臺架進行了裝機冷熱沖擊試驗。參照GB/T 19055—2003《汽車發動機可靠性試驗方法》中的9.4冷熱沖擊試驗規范的要求，試驗192 h。

2 結果與討論

2.1 激光入射角度對接頭形貌的影響

圖3顯示了在不同激光入射角度下獲得的Ir-Rh和鎳基激光焊接接頭的焊縫形貌。圖4為不同入射角焊接的焊縫金相組織。均獲得了光滑、連續的表面，沒有觀察到明顯的缺陷。但均有不同程度的濺射。結果表明，Ni在Ir-Rh合金上具有良好的潤濕和鋪展作用；隨著激光入射角度的增加，Ir-Rh合金的底部熔透不足，如圖4d所示，焊縫位置出現明顯空洞缺陷。Ir-Rh合金和Ni在20 ℃時的導熱系數分別約為147 W/(m·K)和90 W/(m·K)。雖然Ir-Rh合金的熔點(2 400 ℃)遠高于鎳基材料的熔點(1 480 ℃)，但Ir在1 200 ℃以上變得非常活躍，出現銥元素揮發的現象。因此，當激光束入射角度為0°時，Ir-Rh合金有明顯的材料損耗，其直徑從0.5 mm減小到最小的0.4 mm。如圖4a所示，由于激光截斷Ir-Rh電極和材料對流，在靠近Ni界面的焊縫層上出現不完全熔化的Ir-Rh合金小塊。隨著激光束入射角度的增大，Ir-Rh小塊的體積逐漸減小至消失，但逐漸出現空洞缺陷。出現空洞缺陷的主要原因，是因為激光未能到達并穿透Ir-Rh底部的中心區域；另外由于激光焊接過程中原始材料空洞處于不穩定振動狀態，空洞和熔池的流動特性非常強烈，空隙內蒸發的銥試圖向外噴發，導致洞口的蒸汽漩渦，外部氣體被吸入熔池。

圖3 不同激光入射角的焊縫形貌

圖4 不同入射角焊接的焊縫金相組織

2.2 微觀結構和結合機制

圖5顯為在10°激光入射角度下獲得的Ir-Rh側熔合區的SEM圖像。靠近Ir-Rh界面的焊縫以晶枝相為主，且比焊縫靠近鎳基界面的晶枝粗大得多(圖6)。焊縫主要由Ni-Ir固溶體組成，這是因為Ni和Ir都是面心立方結構，是完全互溶的，如圖5所示，Ir-Rh側的組織演變表現為典型的熔焊特征。在凝固過程中，熔融的液相優先在固態Ir-Rh合金上凝固，深灰色柱狀晶體沿垂直于邊界的方向生長，但由于旋轉焊接工藝，中心焊縫處生長的晶體方向變得不確定。不同激光入射角度下，Ir-Rh側熔合區和焊縫中心的顯微組織差別不大。為了確認元素在焊縫處的擴散，進行了EDS分析；取樣位置如圖5和圖6所示。根據表3可知，Ni，Mn，Si，Cr元素沒有擴散到Ir-Rh合金中。由于Ir-Rh合金的快速冷卻速度，不僅抑制了Cr3Ir，Mn3Ir等金屬間化合物的數量。因此，Ir-Rh合金與熔合區在高倍下，并沒有發現明顯的金屬間化合物層。Ir-Rh合金中的銠含量明顯降低。相對較高的擴散系數要考慮的主要因素是Ir-Rh合金巨大的正熵值[22]。

圖5 Ir-Rh熔合區的顯微組織

表3 Ir-Rh熔合區的EDS結果(質量分數，%)

在Ni基材料熔合區形成了金屬間化合物(IMCs)區域，并沿Ni側界面擴展。Ir-Rh合金和Ni的線膨脹系數分別為6.5 ℃-1和13 ℃-1。因此，裂紋的存在與界面處形成的IMC由于焊接應力而產生的脆性密切相關。由于激光焊接過程中線膨脹系數的巨大差異及快速升溫和冷卻速率的特點，極易產生焊接應力。隨著Ir-Rh合金熔合區距離的增加，Ni元素的含量逐漸增加，達到62%，Cr元素也出現在Ni熔合區附近的熔化區。由于明顯的密度差異和熱應力梯度，發生了銥向鎳基材料的單向擴散。Ir元素對γ相具有化學熱力學穩定作用，抑制了拓撲密排相(TCP)的析出；Ir元素可以提高Ni相界的斷裂強度，這是由于Ir-Ni原子之間的較強相互引力。

2.3 激光入射角度對模擬冷熱沖擊性能的影響

模擬冷熱沖擊試驗是火花塞材料單體試驗中的標準試驗，經過200次的模擬冷熱沖擊試驗，焊接裂紋和熱膨脹系數的差異會加速Ir-Rh電極的脫離，分離的電極會直接導致火花塞的功能缺失。圖7為不同入射角焊接產品在200次冷熱沖擊試驗后的焊縫金相組織。如圖7a和圖7b所示，0°和10°入射角焊接時，經過200次冷熱沖擊試驗后，焊縫內部保持良好，無氧化和裂紋產生，但0°時存在未熔化的Ir-Rh合金小塊，甚至出現氣孔。隨著入射角的增大，裂紋開始出現，30°時裂紋最大，因為焊縫元素成分隨激光入射角度而變化，激光入射角越大，焊縫中Ir-Rh含量越低，焊縫材料與Ir-Rh合金的材料差異越大，熱應力就越大，抗高溫氧化效果也越差。焊縫外表有明顯的表面氧化現象，由于在900 ℃時，Ir和Ni都不能形成有效的保護性氧化層，所以有明顯的氧化失重現象，形成海綿狀的氧化層，如圖7a所示，Ir-Rh側熔合區氧化最嚴重。由于Rh元素的加入提高了Ir-Rh合金的高溫抗氧化性能，因此在Ir-Rh合金表面氧化層不明顯。膨脹系數差異，焊接接觸面積較小及結合強度低導致Ir-Rh熔合區未出現冶金的現象，進而導致初始表面裂紋的位置大多在Ir-Rh熔合區。同時，氧化層沿熔合區向內擴展，進一步加速了Ir-Rh合金的斷裂。在鎳基熔合區一側沒有發現這種現象。然而，由于存在大量的焊接缺陷，在冷熱沖擊試驗后，焊接裂紋的擴展沒有特定的方向。

圖 7 不同入射角焊接產品在200次冷熱沖擊試驗后的焊縫金相組織

2.4 力學性能與斷口

高能點火技術的應用增加了發動機氣缸內的壓力，對火花塞的力學性能提出了更高的要求。激光焊接后火花塞電極的強度評估不同于標準彎曲強度測試，后者檢查的是焊接后整體結構強度的特性，而不是焊接接頭的強度。激光偏入射角度對彎折強度的影響如圖8所示。隨著激光束角度的變化，折斷力也發生變化。相比其它激光入射角度，激光入射角度為0°時，只有縱向的支撐，折斷強度低。當激光入射角度為10°時折斷強度達到峰值，平均為163.3 N。較少的缺陷和較大的金屬熔化量是獲得高強度的主要原因。當激光入射角度達到30°時，未焊透導致強度降低，強度急劇下降。

圖8 不同激光入射角度時的焊件折斷強度

斷裂位置不會隨著焊接聚焦點的位置偏移而發生變化，只會發生在Ir-Rh 熔合線附近。如圖9所示，樣品斷口主要呈現出典型的沿晶斷裂，晶體顆粒的成分主要為Ir含量高于96%的Ir-Rh合金顆粒。Ir元素的明顯增加說明Rh元素的擴散強于Ir，由于在Ir-Rh合金中，Rh元素會出現晶界偏析，這就大幅度的增加了晶界裂紋的產生，結合焊接后的驟冷，致使Ir-Rh側材料更加脆，彎折力矩相對更低。斷口形貌不受激光入射角度影響，導致彎折力差異的原因是因為材料熔化量的差異。未熔化的材料現出沿晶斷裂和典型的韌性斷裂，如圖10所示，韌窩的方向與撕裂方向一致。出現韌性斷裂的區域主要成分是未參加冶金互溶的Ir-Rh，而脆性區域的主要成分是參加了冶金互溶的Ir-Ni和Ir-Ni-Rh固溶體。

圖9 沿晶斷裂和晶間裂紋

圖10 沿晶斷裂和韌窩

3 工程試驗

發動機冷熱沖擊試驗是考核發動機可靠性能的標準試驗，經過192 h的發動機冷熱沖擊試驗考核，焊接裂紋和熱膨脹系數的差異會加速Ir-Rh電極的脫離，分離的電極會直接導致發動機失火，從而導致發動機功能缺陷。

在激光入射角度為30°時，試驗樣品在90 h冷熱沖擊后，Ir-Rh出現穴蝕甚至脫落，如圖11所示。脫落的主要原因還是因為焊接角度過大導致Ir-Rh的熔化量太少，同時由于焊縫中的銥與銠這種抗腐蝕元素的缺失，導致出現穴蝕的現象。在激光入射角度為10°時，通過192 h冷熱沖擊試驗后，焊接區完好，未出現脫落現象,如圖12所示。

圖11 冷熱沖擊試驗后30°入射角產品形貌

圖12 冷熱沖擊試驗后10°激光入射角焊接產品的形貌

4 結論

(1)焊縫表面基本不受激光入射角度的影響，焊縫表面氣孔和飛濺較少，表面光滑、連續。鎳基金屬界面存在較薄的IMC層。而斷裂只發生在Ir-Rh熔合區位置，與激光入射角度無關。激光入射角度為10°時，折斷力峰值為163.3 N。

(2)熱疲勞抗力受熱應力和抗高溫氧化的影響。焊縫中Ir-Rh元素成分隨激光入射角度增大而減少，焊縫中Ir-Rh含量越低，熔合區材料與Ir-Rh合金的材料差異越大，熱應力就越大，抗高溫氧化效果也越差，Ir-Rh合金更容易脫落。在激光入射角度為10°的時候，熱疲勞實驗效果最好。

(3)10°激光入射角焊接的產品滿足工程應用需求，有效解決了穴蝕的問題。