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中国激光, 2018, 45 (4): 0402004, 网络出版: 2018-04-13   

Ti3Al/GH4169异种材料激光焊接头的组织及性能 下载： 699次

Microstructures and Properties of Laser Welded Dissimilar Ti3Al/GH4169 Joints
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陈冰清 1,*熊华平 1孙兵兵 1魏振伟 2李万青 1
作者单位
1 北京航空材料研究院3D打印研究与工程技术中心, 北京 100095
2 北京航空材料研究院航空材料检测与评价北京市重点实验室, 北京 100095
激光技术 激光焊接 微观组织 力学性能 Ti3Al基合金 镍基高温合金 laser technique laser welding microstructure mechanical properties Ti3Al-based alloy Ni-based superalloy 
摘要
以金属粉末为焊料, 研究了Ti3Al基合金与GH4169高温合金异种材料之间的激光焊接, 分析了接头各区域的微观组织, 并测试了接头截面不同区域的显微硬度以及接头的室温拉伸强度。研究结果表明, 当焊料为单一的Ti-Ni-Nb粉末时, 接头的平均室温抗拉强度为129 MPa, 焊料与两种母材的界面均没有生成反应层, 焊缝的成分主要为Ti-Ni-Nb相、Nb-Ti固溶体及析出的Nb, 焊缝与母材界面的显微硬度高于焊缝中心及母材的; 当焊料为Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu三种粉末的复合焊料时, 接头的抗拉强度增大至180 MPa, 接头中主要元素的含量随焊料成分的不同沿焊缝逐渐发生变化, Ti3Al/Ti-Nb界面具有较高的显微硬度, Ti-Nb区和Ti-Ni-Nb区的硬度值高于Ni-Cu区的。
Abstract
With the metal powders as the filler materials, the laser welding between the dissimilar materials of Ti3Al-based alloy and GH4169 superalloy is carried out. The microstructures at different areas of the joints are analyzed. The micro-hardness in different cross sectional regions of joints and the tensile strength at the room temperature of the joints are tested. The study results indicate that, when the filler material is only the Ti-Ni-Nb powders, the average tensile strength at the room temperature of the joints is 129 MPa. There are no reaction layers generated in both interfaces between the filler material and the two kinds of base materials, and the welds mainly consist of Ti-Ni-Nb phase, Nb-Ti solid solution and precipitated Nb. The micro-hardnesses at the interfaces between welds and base materials are higher than those of the weld center and the base materials. When the filler material is composed of Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu powders, the tensile strength of the joints increases to 180 MPa. The contents of the main elements in the joints vary gradually along the weld line with the composition variation of the filler materials. The Ti3Al/Ti-Nb interface possesses the relatively high micro-hardness, and the hardnesses in the Ti-Nb and Ti-Ni-Nb regions are higher than that in the Ni-Cu region.

1 引言

以Ti3Al金属间化合物为基体的新型合金,具有熔点高、比强度和比模量高、高温力学性能和抗氧化性能良好等特点,是一种极具潜力的新型轻质高温结构材料[1-3]。与钛合金相比,Ti3Al基合金具有较高的刚度、较好的高温力学性能和较高的抗氧化性,且Ti3Al基合金的长期工作温度可达到650~800 ℃,可提高结构件的使用温度;与普通高温合金相比,Ti3Al基合金具有低密度的特性,因此可用来代替高温合金制造航空航天发动机上的相关部件,满足减重的需要[4-5]。发动机等相关部件的制造过程较多涉及到Ti3Al基合金自身及其与异种材料之间的焊接技术。

Ti3Al基合金由于室温塑性较低,是一种较难焊接的新材料。国内外研究者开展了Ti3Al基合金的连接技术研究,内容主要集中在三个方面[6]:焊接工艺方法的研究[7-8]、焊接接头固态裂纹的控制[9-10]以及焊接材料的研制[11-12]。针对Ti3Al基合金与异种材料之间的焊接技术研究,目前较多集中在其与钛合金之间的焊接上,并取得了一定程度的进展[13-19]。Tan等[14,19]研究了Ti3Al基合金与TC11合金的电子束焊接、Ti3Al基合金与TC4合金的激光焊接,结果表明,接头室温拉伸强度均达到了钛合金母材的水平。张建伟等[20]研究了Ti3Al基合金与钛合金的电子束焊、激光焊及钎焊等多种工艺。Ti3Al基合金与镍基高温合金之间的连接在实际工程应用中更具有吸引力,因为该材料组合不仅可以满足复合结构减重的需求,还可以充分发挥材料的高温性能优势。然而,关于Ti3Al基合金与镍基高温合金之间的焊接技术研究鲜有报道[21-22]。

要实现Ti3Al基合金与镍基高温合金之间的良好焊接是非常困难的。首先,Ti和Ni具有极强的亲和力(Ti在液态Ni中的溶解焓为-170 kJ/mol[23]),根据Ti-Ni二元合金相图[24],两种元素可反应生成多种Ni-Ti系金属间化合物,这些脆性相会严重恶化接头的力学性能,使得Ti3Al与镍基高温合金间的接头具有明显的开裂倾向[25]。另外,两种材料的熔点、热膨胀系数及热导率等物理性能差异较大,也会影响焊接过程中的热传导,并导致接头焊后产生一定的残余热应力[26-27]。陈波等[21]采用Ti-Zr-Cu-Ni钎焊料,对Ti3Al基合金与镍基高温合金进行了钎焊探索研究,但接头的最高强度仅为86.4 MPa。钱锦文等[22]以Nb+Ni作为中间层,对Ti2AlNb基合金与镍基高温合金进行了真空扩散连接,界面获得了较好的结合,但接头中也出现了Ni3Nb、Ni6Nb7等化合物,而且扩散焊接头中残余的纯Nb层可能会对接头的高温强度产生不利的影响,焊接接头的结构设计及接头的高温性能均存在改进的空间。

激光焊接是一种典型的先进焊接工艺方法[28-29],它利用了激光的高能量密度和快熔快凝特点,热影响区小,工件应力和变形小,生产效率高,具有工艺灵活、能量和冷速可控等诸多优点。与电子束焊接相比,激光焊接不需要真空保护,更容易实现预热和添加焊料。同时,激光具有良好的工艺灵活性,适于焊接薄壁类构件,可实现航空、航天发动机等复杂零件的高质量焊接。

本文采用激光焊接的方法,对Ti3Al基合金与镍基高温合金异种材料进行了焊接,在工艺上具有一定优势。同时,通过对焊料成分的设计,降低了接头界面脆性相的产生趋势,改善了激光焊接头的组织及性能。

2 实验材料及方法

2.1 实验材料

用于焊接实验的Ti3Al基合金母材为北京航空材料研究院研制的牌号为TD3的合金[30],名义化学成分为Ti-24Al-15Nb-1Mo(24%、15%、1%分别指对应组分所占的原子数分数),由α2相、β/B2相及O相组成,长期工作温度为650~700 ℃。实验用镍基高温合金母材为GH4169合金,其为体心四方γ″相和面心立方γ'相沉淀强化的镍基高温合金,长期工作温度可达到700 ℃,是目前航空发动机上广泛应用的高温结构材料之一[31],其化学成分见表1。

表 1. 0 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头的拉伸断口的XEDS分析结果

Table 1. 0 XEDS analysis results of tensile fracture of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

PositionAtomic fraction /%
TiAlNiNbCuFeCr
①12.13.451.35.220.93.53.6
②5.65.058.32.721.43.33.7
③30.8-53.511.93.10.30.4
④25.5-51.715.57.3--

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将Ti3Al和GH4169母材进行线切割,加工成厚度为1.5 mm的板状样品,被焊表面开45°坡口,不留钝边,采用对接接头形式,不留间隙。对试板进行除油处理,采用机械方法去除表面的氧化膜,然后使用丙酮将其清洗干净。

Ti3Al/GH4169异种材料激光焊接用的填充材料采用自行设计制备的金属粉末,包括Ti-Nb、Ti-Ni-Nb及Ni-Cu粉末。共设计使用三种金属粉末,其化学成分见表2。

2.2 焊接实验

焊接设备为特制的6000 W光纤激光加工综合系统。焊接前,采用夹具将两种母材固定在基板上,

表 2. 激光焊接用焊料的化学成分(质量分数,%)

Table 2. Chemical compositions of filling materials for laser welding (mass fraction, %)

Filling materialTiNiNbCu
Ti-Nb374815-
Ti-Ni-Nb40-60-
Ni-Cu-70-30

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并将焊缝位置摆好。采用铺粉的方式将金属粉末逐层预置在两种母材的坡口之间,然后利用激光束将其熔化并与母材结合,实现连接。具体方法是:先将粉末预置一层,待激光束将其熔化并与母材结合后,在熔覆层表面再预置下一层粉末,继续利用激光束进行扫描,直到焊料将整个焊缝填满并实现与母材的连接。焊接前,利用陶瓷片对母材进行预热,预热温度为300 ℃。在焊接过程中,采用氩气作为保护气,防止焊缝被氧化,根据激光工艺参数实时调节保护气流量。

实验中,首先单独采用Ti-Ni-Nb金属粉末作为焊料进行激光焊,其工艺参数见表3。

表 3. 以Ti-Ni-Nb为焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接的工艺参数

Table 3. Process parameters in laser welding of Ti3Al/GH4169 with Ti-Ni-Nb as filling material

Filling materialLaserpower /WScanning speed /(mm·min-1)Protective gasflow /(L·min-1)Layerheight /mmSpotdiameter /mm
Ti-Ni-Nb270-350500-65025-350.2-0.30.6-1.5

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另外,尝试采用三种金属粉末作为梯度复合焊料,在Ti3Al与GH4169两种母材对接接头坡口中的不同位置逐层预置不同成分的金属粉末,然后利用激光束将它们熔化,实现两种母材及金属粉末之间的连接。图1所示为预置金属粉末的位置及方式的示意图。采用此方式,可实现金属元素的种类及含量从Ti3Al母材到GH4169母材的逐渐过渡,降低接头焊缝产生脆性金属间化合物的趋势。

基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接的工艺参数见表4。首先在Ti3Al母材一侧预置Ti-Nb粉末,并采用激光逐层熔化;然后在GH4169母材一侧预置Ni-Cu粉末,并采用激光逐层熔化;最后在Ti-Nb层与Ni-Cu层之间预置Ti-Ni-Nb粉末,并采用激光逐层熔化。在

三种粉末的混合焊接中,每种粉末每层的预置厚度为0.3~0.5 mm。其中,Ti3Al母材一侧熔覆的Ti-Nb粉末以及GH4169母材一侧熔覆的Ni-Cu粉末为2~3层,厚度为0.6~1 mm,焊缝中Ti-Nb、Ti-Ni-Nb、Ni-Cu三种焊料的体积比例约为1∶1∶1。

图 1. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu复合焊料的 Ti3Al/GH4169激光焊接方式示意图

Fig. 1. Schematic of laser welding of Ti3Al/GH4169 with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as composite filling material

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表 4. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接工艺参数

Table 4. Process parameters in laser welding of Ti3Al/GH4169 with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

Filling materialLaserpower /WScanning speed /(mm·min-1)Protective gasflow /(L·min-1)Layerheight /mmSpotdiameter /mm
Ni-Cu200-280450-55020-300.3-0.50.6-1.5
Ti-Nb240-320500-60020-300.3-0.50.6-1.5
Ti-Ni-Nb270-350500-65025-350.3-0.50.6-1.5

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焊后对接头进行热处理:空气热处理炉中700 ℃保温1 h,然后随炉冷却,冷却速度为0.02~0.05 K/s。

2.3 分析测试

利用美国沃伯特公司生产的450-SVD型显微硬度仪测量焊接接头截面不同区域的维氏显微硬度,所用载荷为1.96 N,作用时间为15 s,对每个测试区域至少选取5个点进行测量后取平均值。

利用扫描电镜(SEM)对焊接接头的微观组织进行观察,利用能量色散X射线谱(XEDS)进行化学成分分析。测试接头的室温抗拉强度,并利用SEM及XEDS对断口进行分析。

3 实验结果与分析

3.1 Ti-Ni-Nb焊料

3.1.1 微观组织

图2所示为基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头的实物照片。

图 2. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头的实物照片

Fig. 2. Photograph of laser welded Ti3Al/GH4169 joints with Ti-Ni-Nb as filling material

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图3所示为采用Ti-Ni-Nb粉末作为焊料得到的Ti3Al/GH4169激光焊接头截面的背散射扫描电镜(BSE)照片。可以看到,激光熔覆的Ti-Ni-Nb粉末基本能与两种母材形成较好的冶金结合,但是在Ti-Ni-Nb焊料与GH4169母材界面的底部,有一小部分产生了开裂。分析认为,开裂的位置在两种母材对接接头的最底端,因此可能是由激光熔覆过程中产生的残余热应力及两种母材之间较大的热膨胀系数差异造成的。

图 3. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169 激光焊接头截面的BSE照片

Fig. 3. Cross sectional BSE image of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material

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另外,由于焊缝与两种母材的界面为直线,未观察到激光束熔覆的光斑痕迹,因此推断在激光熔覆Ti-Ni-Nb金属粉末的过程中,两种母材基本没有发生熔化。

接头截面中各区域的微观组织如图4所示,其中典型相的XEDS分析结果见表5。从图4中可以看到,Ti-Ni-Nb粉末与Ti3Al、GH4169合金均没有发生反应。

图 4. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头截面的微观组织。(a) Ti3Al/Ti-Ni-Nb界面;(b)(c) Ti-Ni-Nb焊缝;(d) Ti-Ni-Nb/GH4169界面

Fig. 4. Cross sectional microstructure of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material. (a) Ti3Al/Ti-Ni-Nb interface; (b)(c) Ti-Ni-Nb weld; (d) Ti-Ni-Nb/GH4169 interface

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图4(a)所示为Ti3Al/焊缝界面的BSE照片,左下部分为Ti3Al母材的微观组织,右上部分为Ti-Ni-Nb焊缝,其特征为灰色基体中分布着众多白色枝晶和一些亮色块状相。灰色基体(“1”)即为Ti-Ni-Nb合金,但是由于该区域紧靠Ti3Al母材,因此Ti含量与焊料的相比有所增大。根据XEDS分析结果可知,白色枝晶相(“2”)为Nb、Ti固溶体,而亮色块状相(“3”)为Nb元素富集而形成的相,其中还固溶了一些Ti元素。

图4(b)、(c)所示为Ti-Ni-Nb焊缝的微观组织。其中,灰色基体(“4”)的化学成分与Ti-Ni-Nb粉末焊料的相近,因此应为Ti-Ni-Nb焊料本身。而基体中分布的枝晶相(“5”)为Nb、Ti固溶体,亮色块状相(“6”)为纯Nb。在激光熔覆Ti-Ni-Nb粉末的过程中,Nb元素产生了偏析,在焊缝中分布着大量亮色的纯Nb相。图4(d)所示为焊缝/GH4169母材界面的BSE照片,左上部分焊缝一侧的组织仍主要由Ti-Ni-Nb合金基体上分布的大量纯Nb相组成。

表 5. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头中典型相的化学成分及推测相

Table 5. Chemical compositions of typical phases in laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material and the corresponding deduced phases

PositionAtomic fraction /%Deduced phase
TiAlNiNbFeCr
152.51.727.015.21.91.7Ti-Ni-Nb alloy
243.11.317.035.31.81.5Nb, Ti solid solution
314.4-2.283.4--Nb
451.5-34.514.0--Ti-Ni-Nb alloy
526.9-8.864.3--Nb, Ti solid solution
60.3--99.7--Nb
756.6-32.111.3--Ti-Ni-Nb alloy
8--0.899.2--Nb

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3.1.2 力学性能

对基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头中不同区域的维氏显微硬度进行测试,得到了接头中硬度值的分布规律,如图5所示。可以看到,焊缝的显微硬度值高于两侧母材的。

图 5. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169 激光焊接头的显微硬度分布

Fig. 5. Microhardness distribution in laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material

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接头的室温抗拉强度见表6。计算得到,接头的平均室温抗拉强度为129 MPa。对重新组合的断裂试样截面进行观察发现,试样沿着焊缝/GH4169界面底部的开裂位置发生断裂,如图6所示。

表 6. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头的室温抗拉强度

Table 6. Tensile strength at room temperature of laserwelded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material

Experiment No.123
Value /MPa102154132
Average value /MPa129

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图 6. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169 激光焊接头断裂截面的BSE照片

Fig. 6. Cross sectional BSE image of frature of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material

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图7所示为接头断口的SEM照片,可以看到,试样的

图 7. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169 激光焊接头拉伸断口的SEM照片

Fig. 7. SEM image of tensile fracture of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material

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断裂方式为典型的解理断裂。XEDS分析结果见表7,可以看出,断口的平均化学成分与Ti-Ni-Nb粉末焊料的接近。

表 7. 基于Ti-Ni-Nb焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头拉伸断口的XEDS分析结果

Table 7. XEDS analysis results of tensile fracture of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Ni-Nb as filling material

ItemAtomic fraction /%Deduced phase
TiAlNiNbFeCr
Content32.20.744.318.21.72.9Ti-Ni-Nb alloy

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3.2 Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu复合焊料

3.2.1 微观组织

图8所示为采用Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu粉末作为梯度复合焊料时得到的Ti3Al/GH4169激光焊接头的实物照片。

图 8. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头的实物照片

Fig. 8. Photograph of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

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接头截面的BSE照片如图9所示。不难理解,按照图1所示的方式,利用激光束将三种金属粉末逐层熔覆填满坡口,相当于在接头中形成了从Ti3Al母材到由Ti-Nb、Ti-Ni-Nb、Ni-Cu合金组成的焊缝,再到GH4169母材的过渡。从图9中可以观察到,焊缝中的不同区域具有不同的组织特征:白色块状相分布在浅灰色基体中的紧靠Ti3Al母材的区域由激光熔覆Ti-Nb粉末形成,靠近GH4169母材的无明显组织特征的区域由激光熔覆Ni-Cu粉末形成,两个区域之间为Ti-Ni-Nb区域。

Ti3Al母材与Ti-Nb金属粉末、Ti-Nb与Ti-Ni-Nb、Ti-Ni-Nb与Ni-Cu、Ni-Cu金属粉末与GH4169母材均能形成冶金结合,没有宏观裂纹产生。在激光焊接的过程中,两种母材的坡口之间第一层预置的为Ni-Cu粉末,Ni-Cu合金与Ti3Al母材会反应生成Al(Cu, Ni)2Ti、(Cu, Ni)2Ti等脆性金属间化合物及固溶Ni、Cu元素的Ti2AlNb相[32],是裂纹容易产生和扩展的地方,因此在第一层的焊缝中,Ti3Al/焊缝界面处发生了开裂。在进一步的研究工作中,可通过采用精确送粉的方式,使Ni-Cu金属粉末不与Ti3Al母材接触,避免这种开裂现象的产生。

从图9中还可以看到,焊缝与Ti3Al母材的界面为直线,而在焊缝与GH4169母材的界面中可以明显观察到激光光斑的痕迹。这一现象说明,在激光熔覆的过程中,Ti3Al母材表面基本没有发生熔化,而在另一侧,Ni-Cu粉末与GH4169母材同时发生了熔化并快速凝固。

图 9. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头截面的BSE照片

Fig. 9. Cross sectional BSE image of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

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沿图9中黑色线所示路径对接头进行线扫描,结果如图10所示,根据各元素的含量水平,可把曲线图分成5个区域,分别对应于Ti3Al母材、Ti-Nb区、Ti-Ni-Nb区、Ni-Cu区和GH4169母材。

从图10中可以看到,从Ti3Al母材到Ti3Al/焊缝界面,元素含量发了明显变化。由于熔覆在Ti3Al母材表面的是Ti-Nb粉末,因此在这个区域,Nb元素的含量迅速增大,Al含量几乎为零,Ti含量与母材的相比有所减小。当到达Ti-Ni-Nb区时,Ti、Nb含量均有所减小,而Ni元素的含量则有显著的增大。在其右侧的Ni-Cu区,Ni含量继续增大到最大值,同时Cu含量也随之增大,Ti、Nb含量减小至较低水平。到达GH4169母材后,Ni、Cu含量减小,Cr、Fe含量增大。值得注意的是,Ti-Nb区中含有一定量的Ni元素,它们来自于右侧的Ti-Ni-Nb区;而Ti-Ni-Nb区的右半部分也含有一些Cu元素,它们是从Ni-Cu区扩散到这一区域的;GH4169母材中的Cr、Fe也有少量进入到了Ni-Cu区。

图 10. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的 Ti3Al/GH4169激光焊接头截面的线扫描结果

Fig. 10. Cross-sectional line scanning result of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

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接头截面的微观组织照片如图11所示,接头中不同区域的XEDS分析结果见表8。图11(a)所示为Ti3Al/焊缝界面的微观组织,左下部分为Ti3Al母材,右上部分为Ti-Nb区。如表8所示,数字“9”所在的宽度约为60 μm的灰色区域,其主要组成元素为Ti和Nb,为(Ti,Nb)固溶体。在这个区域的右上侧,组织特征为灰色基体中分布着众多白色枝晶及亮色块状相。根据XEDS分析结果可知,亮色相(“10”)为纯Nb,白色枝晶相(“11”)为(Ti, Nb)固溶体,而灰色基体(“12”)中除含有Ti、Nb两种元素外,还含有一定量来自右侧Ti-Ni-Nb区的Ni元素,形成了Ti-Ni-Nb合金相。

图11(b)所示为Ti-Ni-Nb区的微观组织,同样是白色枝晶及亮色块状相分布在灰色基体中。由化学成分分析结果可知,灰色基体(“13”)与采用的Ti-Ni-Nb粉末的成分相近,白色枝晶相(“14”)为(Ti, Nb)固溶体,亮色块状相(“15”)为激光熔覆过程中析出的Nb。

图11(c)所示为Ti-Ni-Nb/Ni-Cu界面处的BSE照片,其中亮色相(“16”)仍为Nb,而“17”所在区域为(Ti, Nb)固溶体。根据XEDS分析结果可知,在靠近Ti-Ni-Nb/Ni-Cu界面处的Ni-Cu区,其化学成分中除含有Ni、Cu外,还含有一定量的Ti和Nb元素。图11(d)和图11(e)所示分别为Ni-Cu区和Ni-Cu/GH4169界面的微观组织照片,可以看到Ni-Cu粉末与GH4169母材具有良好的冶金相容性,界面处没有微裂纹产生。

图 11. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169 激光焊接头截面的微观组织。(a) Ti3Al/Ti-Nb界面;(b) Ti-Ni-Nb区;(c) Ti-Ni-Nb/Ni-Cu界面;(d) Ni-Cu区;(e) Ni-Cu/GH4169界面

Fig. 11. Cross sectional microstructures of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material. (a) Ti3Al/Ti-Nb interface; (b) Ti-Ni-Nb region; (c) Ti-Ni-Nb/Ni-Cu interface; (d) Ni-Cu region;(e) Ni-Cu/GH4169 interface

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另外,值得注意的是,在焊缝中某些区域观察到了气孔的存在,如图12所示。分析认为,粉末状态及焊接工艺参数都会影响气孔的产生。如粉末中存在一定数量的空心粉,则这些空心粉在熔化再凝固过程中,会在焊缝中留下气孔;而焊接速度主要影响熔池的结晶速度,如果焊接速度较快,熔池结晶快,则气体不容易排出,也容易产生气孔;同时,若保护气流量不合适,也会在焊缝快速凝固过程中形成气孔。这些气孔会降低接头的强度,可通过调整粉末粒度、粉末质量及激光工艺参数等来消除这些缺陷。

3.2.2 力学性能

图13所示为基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头维氏显微硬度的分布规律。从Ti3Al母材到GH4169母材,随着焊缝中合金成分的变化,显微硬度值发生改变。

在Ti3Al/焊缝界面附近,Ti3Al一侧区域的硬度值与原始母材的相比略有增大。Ti-Nb区及Ti-Ni-Nb区具有较高的显微硬度,达到550~600 HV。而在Ni-Cu区,硬度值迅速减小至约210 HV,到达Ni-Cu与GH4169母材的界面处又略有升高(平均值为235 HV)。在该界面附近,GH4169一侧区域的显微硬度与原始母材的相比基本没有发生变化。

表 8. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头中典型相的化学成分及推测相

Table 8. Chemical compositions of typical phases in laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material and the corresponding deduced phases

PositionAtomic fraction /%Deduced phase
TiAlNiCuNbFeCr
953.51.58.23.832.10.40.5(Ti, Nb) solid solution
10//0.6/99.4//Nb
1149.51.57.64.335.91.2/(Ti, Nb) solid solution
1246.80.719.73.327.31.30.9Ti-Ni-Nb alloy
1350.0/31.05.014.0//Ti-Ni-Nb alloy
1433.1/7.31.158.5//(Ti, Nb) solid solution
15////100.0//Nb
16////100.0//Nb
1769.5/0.9/29.6//(Ti, Nb) solid solution

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图 12. Ti3Al/GH4169激光焊接头中的气孔

Fig. 12. Pores in laser welded Ti3Al/GH4169 joint

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图 13. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169 激光焊接头的显微硬度分布

Fig. 13. Micro-hardness distribution in laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

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接头的室温抗拉强度数据见表9,可以看到,采用Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu粉末作为复合焊料时,接头的平均室温抗拉强度为180 MPa,相比于单独采用Ti-Ni-Nb粉末作为焊料时,强度增大了约40%。但Ti3Al/焊缝界面底部位置存在的裂缝及焊缝中存在的气孔等缺陷很大程度上影响了接头的力学性能。在进一步的研究工作中,可通过采用精确的送粉方式,并对不同粉末焊料的化学成分、粉末用量的比例以及每种粉末对应的激光熔覆工艺参数进行优化等,改善接头的组织及力学性能。

表 9. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169 激光焊接头的室温抗拉强度

Table 9. Tensile strength at room temperature of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

Experiment No.123
Value172174196
Average value /MPa180

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从图14可以看到,在拉伸实验中,接头断裂于焊缝。从断裂的位置推测,试样应断裂于Ti-Ni-Nb层与Ni-Cu层的界面。图15所示为断口的SEM照片,可以观察到典型的解理断裂特征。对断口进行化学成分分析,结果见表10。可以看到,断口的化学成分中含有Ti、Ni、Cu、Nb等元素,因此断口应位于Ti-Ni-Nb与Ni-Cu粉末的混合区域。不难理解,这两种粉末的成分差异较大,冶金相容性较接头中其他区域的弱,因此该Ti-Ni-Nb与Ni-Cu粉末的混合区域为接头的薄弱环节。

图 14. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的 Ti3Al/GH4169激光焊接头的断裂截面BSE照片

Fig. 14. Cross sectional BSE image of fracture of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

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4 结论

研究了Ti3Al/GH4169的激光焊接,分析了接头的微观组织及力学性能,得到如下结论。

1) 采用Ti-Ni-Nb粉末作为焊料时,焊缝基本能与两种母材形成较好的冶金结合,但在Ti-Ni-Nb/GH4169界面底部,残余热应力的作用引起开裂,焊缝中存在气孔。焊料与两种母材的界面均没有生成反应层,焊缝的相组成主要为Ti-Ni-Nb相、Nb-Ti固溶体及析出的Nb。焊缝与母材界面的显微硬度高于焊缝中心及母材的。接头的平均室温抗拉强度为129 MPa。在拉伸实验中,试样在焊缝/GH4169界面底部的开裂位置处发生断裂。

图 15. 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头的拉伸断口SEM照片

Fig. 15. SEM images of tensile fracture of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

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0 基于Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu焊料的Ti3Al/GH4169激光焊接头的拉伸断口的XEDS分析结果

0 XEDS analysis results of tensile fracture of laser welded Ti3Al/GH4169 joint with Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu as filling material

Table 1
PositionAtomic fraction /%
TiAlNiNbCuFeCr
①12.13.451.35.220.93.53.6
②5.65.058.32.721.43.33.7
③30.8-53.511.93.10.30.4
④25.5-51.715.57.3--

2) 采用Ti-Nb/Ti-Ni-Nb/Ni-Cu三种粉末作为复合焊料时,可实现两种母材的连接,但在第一层Ni-Cu/Ti3Al界面处发生开裂。接头中主要元素的含量随焊料成分的不同沿焊缝逐渐发生变化。Ti3Al/Ti-Nb界面、Ti-Nb区、Ti-Ni-Nb区均主要由Ti-Nb固溶体、Ti-Ni-Nb相及析出的纯Nb组成;Ni-Cu粉末与GH4169母材形成了良好的冶金结合。焊缝中有气孔存在。Ti3Al/Ti-Nb界面具有较高的显微硬度,Ti-Nb区、Ti-Ni-Nb区的硬度值高于Ni-Cu区的。接头的平均室温抗拉强度为180 MPa。

3) 在进一步针对Ti3Al/GH4169异种材料的激光焊接研究工作中,可对金属粉末焊料的化学成分、粉末用量的比例以及每种粉末对应的激光工艺参数进行优化,并采用精确的送粉方式及送粉位置,避免冶金相容性差的金属粉末之间、金属粉末与母材之间接触发生反应,以改善接头的微观组织和力学性能。

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