鈦/鋁異種金屬旋轉摩擦焊接接頭界面組織與性能*

胡茂輝，陳繼兵，李瑞迪，支盛興，劉博文

（1.武漢輕工大學 機械工程學院，武漢 430023；2.中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083）

0 前 言

鈦/鋁復合結構兼具鈦良好的抗高溫性能、強的耐腐蝕性及高的比強度和鋁的低密度，耐蝕性等優點，廣泛應用于航空航天、航海、汽車、軌道交通等諸多領域[1]。但異質金屬焊接連接的前提是兩種材料具有良好的互溶性，能夠形成間隙式固溶體。通過鈦-鋁二元合金相圖可知，鈦與鋁在液態時可無限互溶，但在固態時，鈦在鋁中的溶解度很小，不滿足互溶性的要求[2]，并且鈦和鋁在摩擦焊接時兩者的界面元素互相擴散導致在界面上產生TiAl、TiAl3等脆性金屬間化合物，降低了接頭的力學性能。同時鈦和鋁的熔點、熱導率和線膨脹系數差異較大，使得在焊接過程很容易產生變形和殘余應力，造成裂紋的產生。由于上述因素使得鈦/鋁焊接極為困難，因此要探究合適的焊接方法和焊接工藝才能獲得優質的焊接接頭。

旋轉摩擦焊（rotary friction welding，RFW）是一種固相連接工藝，目的是能夠避免材料熔化-凝固過程帶來的孔洞、偏析等缺陷的影響，該工藝通常用于小直徑圓柱管和棒的零件[3]。RFW 工作過程是兩種材料都夾持在工件中，一種材料固定不動，另外一種材料通過頂鍛力的作用和主軸的旋轉下進行工進，兩種材料在摩擦和旋轉過程中產生摩擦熱和塑性變形，另外通過材料混合和元素擴散形成接頭。

異種合金的連接能將兩種合金層優勢互補，使其產生更優質的合金組件，但在大多數焊接工藝下，界面處都會產生脆性金屬間化合物[4]。研究發現通過焊接使得金屬間化合物（IMC）在焊接界面處形成[5]，形成的IMC 一般都很脆，會導致焊接后的組件過早失效。余明潤等人[6]通過Ti-Al 二元合金相圖和鈦/鋁物理性能發現TiAl3是固態焊接條件下唯一的平衡相，其中焊接溫度未超過兩種合金的熔點[7]。此外，在旋轉焊接過程中，關鍵參數是熱量輸入，而熱量輸入又取決于兩者的摩擦系數、主軸轉速和頂鍛力[8]。研究人員致力于研究各種摩擦焊接參數對鈦/鋁[14]、鈦/鋼[9]和鋁/鋼[10]等焊接接頭質量，探索焊接界面IMC過渡層是否形成，從而獲得最佳的焊接參數。HYNES 等[11]研究了轉速對Ti6Al4V-AA6061 摩擦焊接接頭的影響，發現旋轉速度是最重要的焊接參數，轉速為1 000 r/min時，拉伸強度和沖擊強度達到最優，粘合強度良好，但在界面區域存在脆性化合物。NU 等[12]研究了旋轉摩擦焊接參數對Ti6Al4V 合金顯微硬度和接頭強度的影響，發現頂鍛力是界面質量優異的關鍵因素，并且進行摩擦焊接的工件半徑不宜過大，并提出了一套Ti6Al4V 的最佳焊接參數。KIMURA 等[13]研究了Ti6Al4V-AA5052 摩擦焊接接頭的力學性能，通過試驗發現接頭斷裂在鋁合金一側，摩擦時間較長的情況下焊接界面必定會出現IMC，總結了采用高摩擦壓力，短摩擦時間和大頂鍛力才能制備良好力學性能的焊接接頭。CHEN 等[14]通過攪拌摩擦焊對Al-Si 合金和純鈦進行搭接，搭接接頭的最大失效載荷為Al 基體的62%，并發現TiAl3在焊接界面形成，接頭在界面處斷裂。CHEN 等[15]在鈦和鋁合金的攪拌摩擦焊接試驗中添加了鋅作為中間層，使得接頭更脆，并在界面 發 現 了TiAl3。MESHRAM 等[16]在AA6061 和AlSi4340 的連續驅動摩擦焊接試驗中添加Ag 作為中間層，使得接頭抗拉強度最大，并發現界面存在脆性金屬化合物的接頭抗拉強度表現較差。

通過研究分析，發現合理的摩擦焊接參數能夠很大程度減少IMC的形成，但并不能完全避免生成IMC。另外相較于傳統焊接和激光焊接等其他焊接技術，旋轉摩擦焊大大提高了焊接效率。本研究為了研究鈦/鋁異種金屬RFW 焊接接頭界面IMC 形成的過程，對激光增材制造制備的Ti6Al4V 和AlSi10Mg進行旋轉摩擦焊接，分析其接頭界面區域的微觀組織性能和力學性能，為減少IMC形成提供理論指導。

1 試驗材料與方法

試驗選用的材料為Ti6Al4V 合金棒材和AlSi10Mg 合金棒材，兩種合金棒材均采用選區激光熔化技術制備，棒材抗拉強度、規格、制備工藝參數見表1，兩者均未經過熱處理。材料的主要成分以及鈦、鋁常溫下物理性能參數見表2、表3。

表1 試驗用合金棒材抗拉強度、規格、制備工藝參數

表2 試驗用合金棒材主要化學成分

表3 常溫下鈦與鋁的物理性能參數

試驗用摩擦焊機為FW979-12 分級驅動摩擦焊機，由伺服電機驅動控制，具有焊接強度優質、焊縫結合穩定、生產效率高的特點。制備的合金棒材在焊接前應對其端面進行拋光處理，用旋轉銼工具進行打磨，之后先用無水乙醇清洗，再用無水丙酮清洗棒材端面。鈦合金棒材為工進旋轉端，鋁合金棒材為夾持固定端，兩者的RFW 如圖1 所示。最初，鈦合金棒向鋁棒方向工進，緩慢靠近后短暫接觸摩擦使得工件端面的氧化層得以去除，然后迅速分離至相距3 mm位置處，主軸帶動Ti6Al4V 棒高速轉動，轉速為1 200 r/min，同時與AlSi10Mg棒端面接觸，摩擦壓力106 kN，頂鍛壓力152 kN，頂鍛時間8 s，摩擦進給速度2 mm/s，頂鍛速度25 mm/s。

圖1 Ti6Al4V和AlSi10Mg圓棒RFW示意圖

使用電火花線切割機床沿垂直于焊接界面的方向切割樣品用于制備金相試樣及力學性能測試試樣。將切割好的樣品通過鑲樣機鑲樣后使用金相試樣磨拋機和MPT 磨拋機進行細磨和拋光。拋光后的樣品在-10 ℃、32 V 條件下用電解液（180 mL乙醇+20 mL高氯酸）進行電解拋光。通過光學顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）和能量色散光譜（EDS）、X射線衍射（XRD）進行顯微組織觀察；通過顯微維氏硬度測試儀和SAStest 電子萬能試驗機進行力學性能測試。硬度性能測試壓痕載荷為100 g，載荷時間為15 s，拉伸性能測試在室溫下進行。

2 結果與討論

2.1 接頭的形貌與界面

圖2 顯示了Ti6Al4V 圓棒和AlSi10Mg 圓棒焊接的宏觀形貌，接頭兩側不對稱，鋁側長度明顯變短，造成此現象的一個原因是在摩擦產生的溫度下，AlSi10Mg 抗拉強度的降低程度比Ti6Al4V顯著的多，使得縮短量大都在鋁棒一側。圖3為兩基體合金的金相圖，從圖3可見，激光增材制造的基體合金熔池與組織分布均勻，致密度高，無裂紋、氣孔等缺陷，對之后異種焊接產生了積極的影響。圖4顯示了旋轉摩擦焊接接頭的界面形態，和圖2的宏觀形貌一樣。在焊接之后，鋁側金屬在旋轉摩擦和頂鍛力的作用下被擠壓從而產生不對稱變形。焊接接頭在焊接區域形成焊縫和飛邊，焊縫和飛邊形狀取決于設備的主軸轉速。在焊縫處能觀察到一層與兩基體不同的物質產生，初步推測是界面產生了IMC層。

圖4 AlSi10Mg/Ti6Al4V焊接接頭的OM和背散圖像

通過表3 中鈦/鋁的物理參數可知，兩種合金幾乎沒有互溶性，兩者在摩擦過程中容易形成厚而脆的TixAlx金屬間化合物，從而導致力學性能下降。由圖4紅色標記處可以看出界面之間產生了一個非常薄的反應層，合金接頭界面的IMC層厚度主要取決于主軸轉速、摩擦參數和頂鍛力[17]。界面的IMC層應盡可能的薄，從而減小對接頭性能的影響[18-19]。RFW 工作過程中，熱能和磨損在旋轉和摩擦階段產生，而化學元素相互擴散主要發生在鍛造階段。原子通過擴散穿過焊接界面形成冶金結合，當在焊接界面處有足夠的能量沉積后，鈦/鋁接頭的IMC 層形成。RFW 在鍛造階段可以立刻釋放儲存的能量，為界面處的Ti、Al、Si等元素的擴散提供能量[20]。

2.2 焊接接頭界面的顯微結構和元素分布分析

圖5 顯示了鈦/鋁接頭SEM 圖像及界面的EDS 元素映射，可以看出，Al、Ti、Mg、Si 元素在焊接界面上擴散。IMC 層在界面處形成了連續或非連續的形態，焊接界面處連續或非連續IMC 層的形成受成核和生長兩種主要機制控制[21]，而IMC 的成核和生長均受界面溫度和塑性變形的影響。在這兩種影響方式中，轉速和摩擦參數的變化都會影響焊接過程中的塑性變形和形核生長，從而導致IMC 層的厚度不同。但因為高Si-Ti 的親和力，使得Si 富集，從而可以作為TiAl3等IMC 形成的障礙，相反，由于Mg-Ti 和V-Al 的 混 合 焓 相 對 較 高，Mg 和V 都 傾向于保留在它們的母合金中[22-25]。此外，元素擴散還存在另外一種可能，由于RFW 過程中的焊接時間較短，發生的元素擴散很大可能是由于機械力（摩擦、磨損、鍛造）造成的，而不是化學元素擴散。

圖5 AlSi10Mg/Ti6Al4V焊接接頭的SEM圖像和EDS元素映射

2.3 焊接接頭及基體的物相分析

圖6 所示為 AlSi10Mg 基體、Ti6Al4V 基體和焊接界面的XRD 圖。從圖6 可以看出，焊接界面焊縫中的峰值與基體中的峰值都基本重合。AlSi10Mg 基體由不同晶格的Al 峰和一些Si相以及Si 的沉淀物組成，Ti6Al4V 曲線中體現了α-Ti、α+β-Ti 和 少 量 的TiAl3金 屬 化 合 物相，在焊接界面焊縫處所展示的峰看似由兩種基體的峰組成，由Jade 軟件物相標定分析，在焊縫所組成的相中發現少量的TiAl、TiAl3相，說明在焊接過程中產生了IMC。由于在焊接過程中兩種基體元素的相互擴散使得在焊接界面焊縫區域產生多種TixAlx脆性金屬間化合物，但XRD 檢測結果一般都與相的衍射強度有很大的聯系，所以XRD 分析焊接界面區域沒有檢測到Ti3Al、TiAl2、β-Ti 等不均勻的相。再加上元素聚集，使得Al18Ti2Mg3、TiC 峰不明顯。

圖6 焊接界面及兩側基體的XRD圖

2.4 焊接界面兩側的SEM 線掃和EDS 元素變化

AlSi10Mg/Ti6Al4V 焊接接頭界面兩側不同位置的線掃描和SEM 圖像如圖7（a）、圖7（b）、圖7（c）所示，在SEM圖像中可以看出焊接界面處有一條薄的不規則的擴散層。圖7（d）、7（e）、7（f）為對應的線掃描沿垂直界面方向的元素分布，可以看出Al 和Ti 在焊接界面處都有一個過渡過程，這就說明在界面處形成了一條薄的IMC 層。眾所周知，Al 元素更容易擴散到鈦合金基體中，因為高溫狀態下Al 在Ti 基體中的擴散系數要遠大于Ti 在Al 基體中的擴散系數[20]。EDS 圖表明形成的IMC 是Al-Ti 類的相，結合XRD 分析結果判斷形成的IMC 是TiAl 和TiAl3。由此說明RFW 焊接方法只能盡可能減少IMC 的產生，但不能完全避免，這在別的科研工作者研究其他合金時也有體現。擴散現象表明，摩擦過程中的熱機械耦合效應可以大大增強元素的擴散能力，因為僅熱效應的擴散距離不可能這么大，因此摩擦焊接可以在很短的時間內完成，這比擴散焊接更有效[23]。

圖7 焊接接頭界面兩側的SEM線掃和沿垂直界面的能譜分析結果

此外，在第二條線掃描的Al 基體處有一些不同于基體的物質產生，如圖7（b）處紅色圈標記處，該物質呈不規則塊狀，大約1 μm大小，結合圖7（e）分析很大可能是Si 富集層的存在，這些Si 富集層以不規則塊狀分布在焊接界面的Al 側，目的是為了硬化Al 基體[24]。這種現象在第三條線掃描的Al 基體中也有體現，但不能完全論證是Si富集的存在，還需要通過點掃描檢測原子含量來確定該物質的成分。

圖8 為焊接界面的SEM 圖，其中深色面（Spectrum1）為鋁基體，淺色面（Spectrum4）為鈦基體。在兩側基體處選擇不同位置進行點掃描，掃描結果見表4。點2 的化學成分與點1 相比，在鋁基體中證實了不規則塊狀物質是Si 富集。并且Si 元素也在一定程度下抑制了Ti 與Al的相互擴散，減少了TiAl3等脆性金屬化合物的生成。點3 的EDS 結果也表明界面處生成了TiAl3，這與圖5 中焊接界面的XRD 分析結果相對應。

圖8 焊接接頭界面兩側的SEM點掃描

表4 圖7所示掃描點的EDS結果

2.5 焊接接頭界面的力學性能

圖9 顯示了焊接件的應力-應變曲線，通過圖9 分析可知，該焊接件的力學性能較差，抗拉強度為123 MPa，延伸率為1.5%，且還未過屈服點，表明在結合界面的結合性能較差，產生了脆性金屬化合物，導致強度較低。圖10 顯示了鈦/鋁焊接接頭界面的顯微硬度分布，鈦和鋁合金基體的物理化學性質有很大差異，Ti6Al4V 的硬度比AlSi10Mg高約3倍，界面硬度在鈦合金側達到最大值，約為370HV0.1。

圖9 焊接件的應力-應變曲線

圖10 焊接接頭界面的顯微硬度分布

接頭界面的顯微硬度發生變化可能受微觀結構的變化、強化相的溶解和晶粒尺寸的變化的影響。在旋轉摩擦焊接過程中，摩擦產生的熱量和轉速都會影響晶粒的生長，從而影響接頭硬度。通過顯微硬度圖可以觀察到AlSi10Mg側靠近界面附近的硬度略有下降，可能是由于溫度過高界面附近的鋁合金軟化導致的沉淀溶解。在鋁合金和不銹鋼的摩擦焊接接頭界面也觀察到這種現象[26-27]。在鈦合金一側，顯微硬度略微降低，在靠近界面處呈現最高硬度，這是由于旋轉摩擦焊接的傳熱過程中，靠近界面處的熱梯度較大，組織內部受熱析出第二相，使鈦合金產生類似時效的效果，阻礙了位錯運動，導致硬度升高。離界面處更遠距離的硬度降低是由于受熱晶粒長大使得硬度降低。

3 結 論

（1） 采用旋轉摩擦焊接連接AlSi10Mg 和Ti6Al4V 合金，焊接接頭的界面處產生了明顯的飛邊，在Al 基體處縮短量較多，且焊接接頭處產生了一層薄薄的反應層。

（2）旋轉摩擦焊接過程由于焊接時間短，摩擦和頂鍛壓力大，不利于IMC 的產生，但通過SEM、XRD、EDS等試驗仍檢測到界面上生成了IMC。

（3）通過RFW 焊接工藝使得焊接界面附近的兩種基體的微觀結構都發生了嚴重的變化，原因是焊接過程中的摩擦和頂鍛力的作用導致晶粒結構發生嚴重的變形。

（4）在力學性能方面，硬度在鈦合金一側達到最大值，最大值為370.84HV0.1。拉伸性能較低，抗拉強度只有123 MPa，產生的原因可能是與焊接界面處產生的脆性金屬化合物（TiAl3）有關。