Ti/Al無針攪拌摩擦搭接點焊接頭組織特征

2022-03-29 07:49:20劉浩陳玉華章文滔

航空學報 2022年2期

劉浩,陳玉華,章文滔

南昌航空大學江西省航空構件成形與連接重點實驗室,南昌 330063

鈦合金和鋁合金由于密度低、比強度高等優點,被廣泛應用在航空航天工業中,主要用于制造機身、機翼、蒙皮及一些承載結構。民用B757和DC10飛機中鈦用量分別達5wt%和10wt%左右,軍用F-15 戰斗機鈦合金用量占27wt%,而F-22戰斗機鈦合金用量占41wt%。將鋁合金與鈦合金組成復合結構應用在產品設計中,既能降低成本,又能滿足高性能、低重量的要求。但由于鋁和鈦都是活性金屬、極易氧化,且兩者之間的物理、機械性能(如熔點、熱導率、熱膨脹系數等)存在較大差別,因此Ti/Al異種金屬的焊接性很差,接頭強度不能滿足要求,導致Ti/Al異種金屬的焊接既是熱點也是難點,目前還沒有一種成熟的工藝可用于實際生產。

關于鈦-鋁異種金屬搭接點焊的研究有很多。楊夏煒等對鈦-鋁進行無針攪拌摩擦搭接點焊,采用鋁板在上鈦板在下的搭接方式,結果接頭的最大拉伸剪切載荷僅為1.79 k N,研究認為熱輸入的大小是影響界面冶金結合的關鍵因素。Plaine等采用可回抽式攪拌摩擦點焊(Friction Spot Welding,FSp W)對2.0 mm 厚的5754鋁合金與2.5 mm 厚的Ti6Al4V 合金進行可回抽式攪拌摩擦搭接點焊,接頭拉剪力最大為7.4 k N,分析認為界面處產生的金屬間化合物層厚度是決定鋁-鈦接頭力學特性的主要因素,且較小的厚度有利于接頭性能。張志濤采用有針攪拌摩擦搭接點焊(Friction Stir Spot Welding,FSSW)對3 mm 厚的TC4和2A14 進行搭接點焊連接,最終接頭存在Hoo K 缺陷,且在界面處產生了TiAl等金屬間化合物,接頭的最大拉伸剪切載荷為7.26 k N。Chen 和Yazdanian研究發現有針攪拌摩擦搭接接頭中沒有Hoo K 缺陷形成,且界面處形成金屬間化合物時接頭拉伸剪切載荷較高,可達10.4 k N。曹文明通過攪拌摩擦點焊-釬焊復合焊(Friction Stir Spot Welding-Soldering,FSSW-S)技術對3 mm 厚的Ti6Al4V 鈦合金和2A14鋁合金以鋁板在上鈦板在下的搭接方式進行點焊連接,最終抗拉剪力最高可達13.87 kN,是相同焊接條件下常規攪拌摩擦搭接點焊焊接接頭最大抗拉剪力(6.58 k N/點)的2.1倍,且研究結果表明相對傳統的攪拌摩擦點焊,這種添加釬料的攪拌摩擦點焊接頭力學性能得到很大的提升。劉東亞通過電阻點焊技術對2 mm 的TC4鈦合金和2A12鋁合金進行搭接焊接連接,研究不同工藝參數對接頭性能和組織的影響,結果表明硬規范條件下最大搭接接頭拉剪力為6.59 k N。Zhou 等對65 mm×20 mm×1.5 mm 的AA6061鋁板和65 mm×20 mm×1.0 mm 的工業純鈦板進行超聲波搭接點焊,隨焊接時間增加接頭的峰值載荷呈現先上升后下降的趨勢,拉伸剪切試驗測得接頭的峰值載荷最高達5 128 N。

以上研究主要是針對Ti/Al搭接點焊接頭的連接,其中采用攪拌摩擦焊獲得的接頭抗拉伸剪切載荷相對較高,由此可見攪拌摩擦焊在Ti/Al異種金屬連接上起到的作用較大。無針攪拌摩擦搭接點焊的關鍵就是通過攪拌摩擦焊的焊接方法嚴格控制焊接過程中鈦-鋁界面的反應溫度,使位于下板的低熔點鋁合金發生局部熔化,而位于上板的高熔點鈦合金仍保持固態,進而為界面固-液釬焊反應提供良好的條件。此外,由于攪拌頭在焊接過程中對于鈦板和鋁板有很強的擠壓作用,可將反應界面處的雜質排擠到接頭邊緣,從而實現界面處的有效連接,因此無針攪拌摩擦搭接點焊對實現鈦鋁的連接具有明顯優勢。

迄今為止,關于Ti/Al異種金屬攪拌摩擦熔釬焊方面的研究很少,因此本文采用無針攪拌摩擦搭接點焊的方法對Ti/Al進行焊接。焊后對其接頭宏觀形貌、微觀組織特征以及接頭界面化合物層和元素變化進行分析,并對接頭力學性能進行評定,以期為今后Ti/Al異種金屬無針攪拌摩擦搭接點焊的廣泛應用提供理論基礎和技術儲備。

1 試驗材料與方法

試驗選用Ti6Al4V 鈦合金與2A12(T4 態)鋁合金,其中鈦板的尺寸為80 mm×40 mm×2 mm,鋁板的尺寸為80 mm×40 mm×4 mm,其化學成分如表1和表2所示。焊接時,鈦板置于上側,鋁板置于下側,搭接寬度為35 mm,相對位置如圖1所示。試驗采用的攪拌頭材料為高溫合金GH4169,主要由夾持柄和軸肩組成,軸肩直徑為16 mm,形貌如圖2所示。試驗所用設備是由X53K 型立式銑床改裝的攪拌摩擦焊機。攪拌頭的旋轉速度為1180 r/min,焊接時間為90 s,攪拌頭下壓量為0.3 mm。采用型號為4XB-TV 的倒置金相顯微鏡和配備能譜儀(Energy Dispersive Spectrometer,EDS)附件的Hitachi 1510環境掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope,SEM)和Nova NanoSEM 450場發射掃描電子顯微鏡分析接頭組織形貌；采用能譜分析及Rigaku Rapid IIR 微區X 射線衍射儀(微區-XRD)分析接頭物相的組成；采用WDW-50型電子萬能材料拉伸試驗機和QnessQ10a+全自動維氏硬度計測試接頭抗拉剪力及硬度。

圖1 焊接方法示意圖Fig.1 Schematic diagram of welding method

圖2 攪拌頭示意圖Fig.2 Schematic diagram of stir tool

表1 Ti6Al4V鈦合金化學成分Table 1 Chemical composition of Ti6Al4V titanium alloy

表2 2A12鋁合金化學成分Table 2 Chemical composition of 2A12 aluminum alloy

2 試驗結果與分析

2.1 接頭組織分析

無針攪拌摩擦搭接點焊接頭在焊接過程中主要經歷4個階段：首先是攪拌頭發生高速轉動,如圖3(a)所示；然后快速下壓,如圖3(b)所示,此時位于上側的鈦板由于攪拌頭的旋轉擠壓力而發生部分金屬飛邊,如圖3(c)黃色區域所示；當攪拌頭下壓到一定尺寸時,開始保持一定的轉速對焊點處進行焊接,如圖3(c)所示；由于摩擦熱輸入的影響,在焊點處鋁側組織會發生明顯變化,如圖3(c)紅色區域所示；當焊接時間結束時攪拌頭會被提起,如圖3(d)所示,此時完成焊接。從圖3(e)中可以很清楚地看到鈦合金表面由于攪拌頭旋轉摩擦而產生的痕跡和飛邊,呈現較明顯的圓環狀,其中顏色較深的區域是由摩擦產生的高溫與氧氣反應導致的。圖3(f)為焊后接頭的橫截面,其中組織發生明顯變化的是鋁合金,由于鈦合金熔點較高,因此組織變化不是很明顯。焊后被焊件在空氣中冷卻,完成后將其從夾具中取出,操作過程相對簡單,更適合批量生產的應用。

圖3 接頭點焊焊接過程示意圖及接頭宏觀形貌Fig.3 Schematic of spot welding process of joint and macroscopic morphology of joint

無針攪拌摩擦搭接點焊Ti/Al合金在焊接過程中所需熱輸入主要是通過攪拌頭與鈦合金板的摩擦產生。圖4(a)為無針攪拌摩擦搭接點焊接頭界面的溫度測量示意圖,為探究焊接時間對界面結合區溫度分布的影響,預先在底板2A12鋁合金側打孔,將K-型熱電偶通過預置孔觸碰到界面處并固定。焊接過程中由于焊接時間的不同,界面溫度會發生相應變化,其變化曲線如圖4(b)所示。可看出焊接時間小于29 s時,界面溫度處于上升階段；29 s后界面溫度基本穩定,只出現略微的波動且溫度穩定在658～690℃之間,該溫度區間遠低于鈦合金的熔點,說明處于上側的鈦合金板在與攪拌頭高速旋轉摩擦的過程中并未發生熔化現象,且始終保持足夠的摩擦力為界面提供焊接所需的熱量。

圖4 接頭界面溫度測量示意圖及界面溫度變化曲線Fig.4 Temperature measurement schematic diagram of joint interface and interface temperature change curve

圖5為攪拌頭旋轉速度1 180 r/min、焊接時間90 s、攪拌頭下壓量0.3 mm 時的接頭截面。鋁側由界面區域的顏色明顯不同可分為3 個區域,分別為熱影響區(HAZ)、熔核區(FZ)和母材區(BM)；鈦側焊點處受攪拌頭旋轉擠壓力及摩擦熱的影響,主要為熱力影響區(TMAZ)。其中熔核區主要分布在焊點下方,熱影響區位于熔核區邊緣。形成3 個不同區域的原因與熱傳導有關,無針攪拌頭與鈦板摩擦產生大量熱量,熱量逐漸向下傳播,先傳到鋁板熔核區,再傳到其熱影響區。熱量在傳播過程中逐漸衰減,最終導致3個區域的形成。

圖5 熔釬焊接頭橫截面Fig.5 Cross-section of brazing joint

圖6(a)、圖6(b)和圖6(c)分別為圖5中位于上板的鈦合金側不同區域的微觀組織照片,其中A區為鈦合金母材區,從圖6(a)中可看出母材區的α和β相組織分布比較均勻且雜亂,主要是等軸晶組織。圖6(b)為焊點鈦合金的邊緣側(B區),從圖5中可看出該區域顏色較深,這是由于其位于攪拌頭的邊緣側,當攪拌頭高速旋轉時此區域受到的摩擦熱更為明顯,再加上攪拌頭的旋轉力及擠壓力使該區域的組織變化較為明顯,最終呈現出如圖6(b)所示的組織形貌,其中α和β相組織分布具有明顯的方向性且呈現粗大的棒狀以及層片狀分布。圖6(c)為圖5的C區,該區域位于焊點的中心部位,受攪拌頭的旋轉力較小,因此沒有出現如圖6(b)中的具有明顯方向性分布的組織形貌,但由于接頭熱輸入的影響使再結晶程度增加,該區域也出現較為粗大的β相組織及大量的棒狀α相組織。

圖6 接頭鈦合金側局部區域組織Fig.6 Local area microstructure of titanium alloy side of joint

圖7為接頭鋁合金側不同區域的SEM 照片,可看出不同區域的晶粒組織存在很大差別。圖7(a)為圖5中D 區的微觀組織,該區域位于鋁合金的母材組織區,因此晶粒較小、組織變化不明顯。圖7(b)為圖5中E區鋁側熱影響區組織,可看出相對于圖7(a),晶粒發生了明顯的長大,且主要為等軸晶組織；分析認為該區域只受焊接熱輸入的影響,且由于距焊點位置較遠,合金組織只發生了長大的現象。圖7(c)為圖5中F 區的微觀組織,該區域位于焊點下方部分熔化的熔合線區,是金屬熔化與非熔化的過渡區域,主要是垂直熔合線生長的柱狀晶組織,具有較強的方向性。圖7(d)為圖5中G 區的微觀組織,該區域位于接頭鋁側熔核區,由于該區域的溫度較高,鋁合金部分熔化,因此形成的熔核區主要為柱狀樹枝晶及等軸晶組織。Ti/Al接頭界面處鋁合金吸收熱量較多,高溫作用時間長,有局部鋁母材發生熔化；與之相反,中、下部區域金屬相對吸收熱量較少,從而導致各區域組織分布存在明顯區別。根據不同區域的組織變化可對其進行組織演變分析,分析結果及示意圖如圖8所示。

圖8為接頭鋁合金側組織的微觀演變過程,根據圖7中各個區域的SEM 照片可看出鋁側組織主要經歷3個過程：最開始母材組織受攪拌頭摩擦熱影響而長大,隨接近焊點位置熱量逐漸增大從而發生部分熔化,最終到達焊點核心位置時發生完全熔化。分析認為導致這一結果的主要原因是熱傳導距離及速度引起的局部熱量不同。

圖7 接頭鋁合金側微觀組織Fig.7 Microstructure of aluminium alloy side of joint

圖8 鋁合金側組織演變過程Fig.8 Evolution process of aluminum side structure

為明確界面化合物的形成及元素變化特征,對熔釬焊接頭界面處不同位置進行SEM 分析,其結果如圖9所示。分別選擇接頭界面中間部位(圖9(b))、中間偏右部位(圖9(c))和右邊緣位置(圖9(d))的3個區域。由于接頭界面是左右對稱的,因此選擇以右邊3個位置為主要分析位置,最終反映整個界面的化合物分布特征。圖9(b)為界面中心區域,相對于圖9(c)和圖9(d)所在區域而言,圖9(b)中TiAl化合物界面層分布均勻連續,且呈長條狀分布。此外,圖9(b)中鋁側白色區域AlCu Mg共晶組織主要在界面層下方鋁板處隨機分布,而在圖9(c)中可觀察到鋁側有很多白色AlCu Mg共晶組織在向界面處聚集,該現象也是導致圖9(c)中局部界面區域界面層相對較厚的原因。其次,圖9(c)中界面位置的金屬間化合物層出現不連續現象,且該區域平均化合物層厚度相對于圖9(b)而言逐漸變薄。圖9(d)由于位于接頭最邊緣區域,界面化合物層已完全消失,且可觀察到明顯的未結合區域裂紋。

分析認為出現上述情況主要是因為接頭界面各個位置的熱輸入不同及攪拌頭旋轉擠壓力的影響。從圖9(a)中界面截面可看出接頭產熱區域呈“倒三角”狀分布,說明越靠近界面中心區域受到的熱影響越大；而位于界面兩邊的位置由于熱量越靠近邊緣散失越嚴重,熱輸入相對較弱。熱輸入相對較弱的區域易出現界面化合物生長不均勻現象。鋁側白色共晶組織出現向接頭邊緣聚集的情況,這是由無針攪拌頭在高速旋轉及下壓時產生一定的旋轉力和壓力導致的。為進一步分析接頭界面邊緣處元素分布情況,對接頭界面邊緣不同微觀區域進行EDS 元素掃描分析,結果如圖10和圖11所示。

圖9 接頭界面SEM 照片Fig.9 SEM photographs of joint interface

圖10 接頭界面中間區域EDS及XRD 分析Fig.10 EDS and XRD analysis of middle area of joint interface

圖10 為熔釬焊接頭界面中間區域EDS 及XRD 分析結果,圖10(a)為圖9(a)界面中間位置的SEM 照片。從圖10(a)中可看出主要分為3個區域,上部白色區域為鈦合金,下部暗黑色的區域為鋁合金,灰色帶狀區域為鈦合金與鋁合金交界處出現的中間層。如圖10(c)所示,對該界面區域進行EDS面掃描分析,觀察到Al元素和Ti元素在界面處有重疊現象。而位于下部鋁合金側的白色物質主要為Cu和Mg元素的聚集,結合圖10(b)的微區-XRD分析結果可認為該白色物質為溶質元素偏析導致的低熔點共晶組織AlCu Mg。根據文獻[20-23]可知,Al-Cu-Mg系合金中Cu和Mg元素的含量比是決定物相組成的主要影響因素,當Cu和Mg元素的含量比為1.5～4.0時鋁合金中的主要強化相為AlCuMg。P4點的檢測結果顯示Cu和Mg元素的含量比約為1.97,因此判定鋁合金中的物相主要為AlCu Mg。為進一步確認圖10(a)中元素分布情況,對其各個區域進行EDS點掃描分析,其分析結果如表3所示。P1點為鈦合金區域側,因此Ti 元素占比最多(85.76at%),其次為Al和V 元素；P2為鈦側白色區域,結果顯示V 元素相比于P1點明顯增加,從5.28at%增加到8.70at%；P3點為界面結合層位置,結果顯示Al元素含量為74.20at%,Ti元素含量為18.32at%,Ti元素與Al元素含量比接近1∶3,因此結合圖10(b)的微區-XRD分析結果可確認界面灰色區域化合物層為TiAl金屬間化合物,根據文獻[21-22]可證實此化合物的存在。

根據圖11可看出界面邊緣區域(圖9(a)中D區)主要聚集元素為Al和Cu元素。如圖11(a)所示,越靠近接頭界面邊緣區域,這兩種元素含量越多,尤其是Cu元素。分析認為是攪拌頭擠壓力和旋轉力的影響使熔點較低的Cu析出后被擠壓到邊緣。此外,正是由于攪拌頭的擠壓力和旋轉力使界面中心位置雜質等元素被擠到邊緣區域,鋁板能與鈦板更好地結合發生冶金反應。

對圖11(b)中界面P6點區域進行EDS點掃描分析可進一步確認元素含量變化。從圖11(c)可看出P6點掃描結果顯示Cu元素的峰值最高,其次是Al元素,說明該區域Cu元素含量相對較高,這一結果也驗證了圖11(a)中Cu元素的分布情況。根據表3中關于P6點的元素分析結果可知,Al元素含量為51.95at%,Cu元素含量為36.57at%,Mg元素含量為5.30at%,根據文獻[20,23]可知,Al-Cu-Mg系合金中Cu 和Mg 元素含量比為4～8時其主要強化相為AlCu 和AlCu Mg。因P6點Cu和Mg元素含量比為6.90,判斷該區域的物相組成主要為AlCu和AlCu Mg共晶組織。

表3 EDS點掃描分析結果Table 3 Analyses results of EDS point scanning

圖11 界面邊緣區域EDS元素分析Fig.11 EDS elements analysis of interface border region

2.2 力學性能分析

無針攪拌摩擦點焊(Pinless Friction Stir Spot Welding,PFSSW)在鈦合金與鋁合金搭接點焊的應用中能否得到推廣,其搭接接頭的拉伸剪切性能是一個很重要的衡量指標。根據研究綜述中的敘述可知各種搭接點焊焊接方法獲得的Ti/Al接頭力學性能,因此圖12(a)給出了各個焊接方法所得接頭的最高抗拉伸剪切力對比。從圖12(b)可看出Ti/Al無針攪拌摩擦搭接點焊接頭的拉伸剪切力已達19.20 k N。根據圖12(a)也可發現相對于攪拌摩擦搭接點焊(FSSW)、攪拌摩擦搭接點焊-釬焊復合焊(FSSW-S)、可回抽式攪拌摩擦點焊(FSp W)、電阻點焊(RSW)以及超聲波點焊(USW)焊接方法而言,無針攪拌摩擦搭接點焊接頭的拉伸剪切力無疑是最高的。雖然傳統的攪拌摩擦焊是焊接Ti/Al異種金屬的主要方法,但存在很多不足之處,如焊后的“匙孔”問題及攪拌針的磨損等問題,在一定程度上都影響接頭的拉伸剪切性能。Ti/Al異種金屬無針攪拌摩擦搭接點焊利用鈦合金和鋁合金在熔點上的巨大差異,并將這一差異轉變為優勢。無針攪拌頭與上側鈦合金高速旋轉摩擦產生熱量使下側低熔點的鋁板部分熔化呈液態,而上側高熔點鈦板保持固態,最終在界面處形成固-液反應的熔釬焊接頭。該方法在實現Ti/Al異種金屬搭接的可靠連接和搭接界面金屬間化合物控制方面具有特殊優勢,因此其接頭的拉伸剪切性能更好。

圖12 接頭拉伸剪切性能Fig.12 Tensile and shear properties of joint

圖13宏觀截面中的虛線為所取硬度點的位置,與之對應的曲線圖為各個區域硬度分布情況。圖13(a)為鋁側硬度分布,硬度最高的為母材區(BM),熱影響區(HAZ)硬度呈階梯狀逐漸降低。硬度最低的區域為熔合線區,該區域為熔化區與未熔化區的過渡區域,組織復雜不均勻、主要以粗大的柱狀晶為主,因此其硬度最低。熔核區(FZ)的硬度高于熔合線區而小于熱影響區,分析認為熔核區晶粒雖然也發生了長大,但熔化后的鋁合金在凝固過程中于晶界處析出大量脆硬共晶組織,導致硬度相對有所提高。圖13(b)為鈦側硬度,鈦側被焊區的硬度高于周圍母材區,焊接過程中無針攪拌頭對鈦板具有摩擦熱及旋轉擠壓的作用,從而使被焊區域金屬出現硬化現象,因此硬度高于周圍鈦母材區。

圖13 接頭的硬度分布Fig.13 Microhardness profiles in joint

圖14為Ti/Al無針攪拌摩擦搭接點焊接頭在拉伸剪切載荷下的斷裂路徑及斷裂方式。從圖14(a)中可看出接頭的焊點界面結合比較緊密,未發生斷裂情況。斷裂主要發生在下側的鋁合金側,根據圖5 中接頭分區情況及圖14(b)、圖14(c)的組織分布情況可知,斷裂位置為接頭熱影響區。另外,根據圖13(a)鋁側的硬度分布情況也可看出,接頭熱影響區的硬度發生了較為明顯的變化,且最低值位于該區域,因此該區域組織的力學性能相對較差。圖14(a)為接頭的斷裂路徑,可看出斷裂的起始位置為接頭邊緣,根據圖9(d)的界面邊緣微觀形貌可看出該區域沒有生成化合物層且存在未結合處,因此受拉伸剪切力作用時成為斷裂最易發生的位置。

圖14 接頭宏觀斷裂方式及局部區域微觀斷裂位置組織Fig.14 Macroscopic fracture mode of joint and microstructure of part microscopic fracture location

3 結論

1)采用無針攪拌摩擦搭接點焊的方法可得到無缺陷且拉剪力很高的Ti/Al異種金屬搭接接頭,拉剪力最高達19.20 k N,遠超于其他焊接方法獲得的Ti/Al搭接點焊接頭的拉伸剪切強度。

2)焊后Ti/Al接頭鈦側熱力影響區組織發生明顯的粗大和方向性生長。鋁側由熔核區、熱影響區和母材區組成,且熱影響區和熔核區的晶粒相對于母材區發生明顯長大。

3)Ti/Al接頭在界面處發生冶金反應形成Ti Al金屬間化合物層,且接頭界面中間區域較為均勻,隨著向兩邊延伸界面化合物層逐漸消失,其界面邊緣主要是Cu元素聚集。