0.   序言

钛合金由于其高温性能好、耐腐蚀、比强度高的特性被广泛应用在航空航天等领域^[1]，但单一的钛合金材料成本高昂，限制了钛合金的应用. 铝合金具有低密度，高比强度，成本低等优点^[2]. 为了满足工业上对构件综合性能包括轻量化、低成本的要求，采用钛/铝复合构件是一种可行的方法. 然而钛/铝两种金属的冶金结合很容易产生大量的脆性金属间化合物^[3]，可能会影响焊接构件的性能.

截至目前，搅拌摩擦焊(FSW)^[4-5]和熔钎焊^[6-8]被证明是实现钛/铝异种金属无缺陷焊接的有效方法. 其中针对钛与铝的熔钎焊研究，常采用激光焊^[6]、TIG焊^[7]、MIG焊^[8]等方法. 其中MIG熔钎焊由于低成本、熔覆效率高在钛/铝异种金属的焊接方面具有一定的优势. 文献[9-10]使用AlSi5焊丝对钛/铝异种金属进行了冷金属过渡(CMT)MIG焊搭接、脉冲电流MIG焊对接试验，均实现了钛与铝的熔钎焊连接. 为了提高Ti/Al熔钎焊接头的可靠性，一系列改进的MIG焊接方法被用于钛与铝的后续熔钎焊研究. 文献[11]用附加轴向磁场的CMT焊接方法对TA2纯钛和6061-T6铝合金进行了熔钎焊，利用外加磁场可以改善了液态金属的流动性，细化了焊缝晶粒，接头力学性能有所提高. 文献[12]采用外加旁路电流的MIG焊方法对TC4钛合金和6061铝合金进行了熔钎焊，结果发现，旁路电流可以提高焊丝的熔化效率，改善铝在钛上的润湿铺展行为，获得接头的剪切强度最高达到190 MPa，约为6061铝合金的96%. 文献[13]使用双面冷弧MIG组合焊对TA2钛合金和5A06铝合金进行了熔钎焊，在焊接热输入的影响下，钛合金与铝合金形成了Ti_3.3Al + TiAl₃和TiAl₃两种不同的钛/铝界面，接头最高抗拉强度可超过300 MPa.

综上所述，采用MIG焊技术能够实现钛与铝的可靠熔钎焊，研究钛合金与铝合金的高速MIG熔钎焊，进一步提高焊接效率具有重要意义. 与普通MIG焊相比，超威弧MIG焊技术利用大功率电子开关元件控制输出电信号和瞬时电流增长率di/dt，在较小的弧压下实现了熔滴的超短弧喷射过渡，电弧能量集中，方向性和稳定性好；强大的电弧力和熔滴冲击力利于获得大深宽比的焊缝，适用于材料的高速焊接. 而关于钛与铝高速超威弧MIG焊的研究较少，高速超威弧MIG焊下钛/铝界面组织特性尚不明确. 文中采用高速超威弧MIG焊对TC4钛合金/5A06铝合金进行了熔钎焊尝试，研究了焊接热输入对接头的显微组织与力学性能的影响，重点分析了高速超威弧MIG焊工艺下钛/铝界面组织结构特征. 研究内容及结果可为实现钛合金/铝合金的高速、高效焊接提供数据支持和理论基础.

1.   试验材料与方法

试验所采用的是超威弧MIG焊接的焊接方法，其焊接过程的熔滴过渡特征和电流电压特征如图1所示. 试验所用母材为TC4钛合金和5A06铝合金，尺寸为100 mm × 150 mm × 3 mm，焊丝采用ϕ1.2 mm的SAl5183(Al-Mg5)焊丝，母材及焊丝名义化学成分见表1. 焊前使用钢丝刷将TC4钛合金打磨至光亮，再使用体积分数为40%的 HNO₃溶液酸洗3 min；对5A06铝合金使用40 ~ 60 ℃、浓度为10% NaOH溶液碱洗3 min，再使用体积分数为40%的 HNO₃溶液酸洗3 min，以去除表面油污和氧化膜；最后所有试板用无水乙醇冲洗，晾干待焊.

图  1  超威弧MIG焊

Figure  1.  Force arc MIG welding. (a) droplet transition; (b) real-time curve of current and voltage

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表  1  母材及焊丝的名义化学成分(质量分数，%)

Table  1.  Nominal chemical compositions of base metals and welding wire

试验材料	Al	Si	Fe	Cu	Zn	Mn	Mg	V	Ti	其他
TC4	6.43	—	0.14	—	—	—	—	4.13	余量	≤0.2
5A06	余量	≤0.5	≤0.5	≤0.1	≤0.2	0.3 ~ 0.6	4.8 ~ 5.5	—	—	—
SAl5183	余量	0.4	0.4	0.1	0.25	0.5 ~ 1.0	4.3 ~ 5.2	—	0.15	≤0.2

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采用德国alpha Q 351 puls MIG/MAG多功能逆变脉冲水冷直流焊机，选择超威弧模式进行TC4钛合金和5A06铝合金的焊接. 为了增加TC4/5A06结合面积、促进熔融金属在TC4母材上的润湿铺展，TC4板单侧开40°坡口. 焊接时，TC4板和5A06板对接装配，调节焊丝向铝侧偏移0.5 mm，焊丝伸出长度为12 mm， 焊接速度为180 cm/min.其它主要工艺参数见表2. 焊缝正面采用20 L/min的体积分数为80%Ar + 20%He的惰性气体保护，背面采用15 L/min的高纯Ar(体积分数99.999%)气体保护.

表  2  焊接工艺参数

Table  2.  Parameters for the welding process

平均焊接电流I/A	平均电弧电压U/V	送丝速率vf/(m·min−1)	热输入E/(kJ·cm−1)
130	19.6	7.9	0.85
140	19.9	8.5	0.93
150	20.4	9.1	1.02
161	20.8	9.7	1.11
171	21.1	10.3	1.20

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焊接结束后，垂直于焊缝方向获取金相试样. 使用JSM-7001F热场发射SEM观察Ti/Al界面处显微组织；使用X射线衍射仪分析Ti/Al界面附近焊接区物相组成；使用Oxford X-Max型大面积电制冷EDS进行界面组织的元素分析；使用万能力学试验机测试试样的拉伸力学性能.

2.   试验结果

2.1   Ti/Al接头宏观成形

不同焊接热输入下获得的TC4/5A06接头宏观形貌如图2所示. 固定焊接速度，在增大热输入的同时，送丝速度同步增大，焊丝填充金属增多，焊缝更加饱满. 在热输入为0.93 kJ/cm时，熔池焊接热循环峰值温度较低，接头根部受热不足，降低了液态铝在钛表面的润湿性，还没有完全铺展到接头根部时已经凝固，形成未熔合缺陷，如图2a所示；当热输入增大到1.11 kJ/cm时，接头正、背面焊缝更加饱满，成形均匀、连续，背面余高和正面余高均有所增加，焊缝表面及横截面未发现明显的缺陷；热输入增大至1.20 kJ/cm时，电弧能量较高，熔池中液态金属过热，流动性增大，在重力和电弧力综合作用下，大量铝液从焊缝背面滴落，形成熔穿缺陷，如图2c所示. 相比于之前关于普通MIG电弧的Ti/Al异种金属焊接的研究^[14]，采用超威弧技术电弧能量更加集中，可以在更小的热输入下实现Ti/Al异种金属的连接.

图  2  不同焊接热输入下TC4/5A06接头宏观形貌

Figure  2.  Macro morphology of Ti/Al joint with different welding heat input. (a) E = 0.93 kJ/cm; (b) E = 1.11 kJ/cm; (c) E = 1.20 kJ/cm

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2.2   Ti/Al界面显微组织特性分析

为了分析接头TC4/5A06界面显微组织特性，选择接头厚度方向上不同部位进行显微组织分析，如图2a所示. 不同热输入下TC4/5A06界面显微组织如图3 ~ 图5所示. 在热输入E = 0.93 kJ/cm时，沿接头厚度方向上TC4/5A06界面处仅形成了一层厚度不足1 μm的牙状界面反应层，如图3所示，接头上部反应层最厚，接头下部最薄. 当E = 1.11 kJ/cm时，热输入的增大使得熔池温度升高，界面冶金反应时间变长，接头各部位反应层厚度增加，如图4所示，接头上部和中部厚约1.5 μm，接头下部厚约0.7 μm. 当E = 1.20 kJ/cm时，接头界面存在两种界面结构，接头上部和中部形成了双层结构：靠近焊缝侧的厚度为1.5 ~ 5 μm的界面反应层Ⅰ和靠近TC4侧的厚约1 μm的界面反应层Ⅱ，如图5所示，接头下部仍为单层牙状反应层，厚度约1 μm. 在高焊接速度和超威弧的作用下，接头厚度方向上的组织差异较小.

图  3  E = 0.93 kJ/cm时TC4/5A06界面显微组织

Figure  3.  Microstructure of TC4/5A06 interface at E = 0.93 kJ/cm. (a) top of joint; (b) middle of joint; (c) bottom of joint

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图  4  E = 1.11 kJ/cm时TC4/5A06界面显微组织

Figure  4.  Microstructure of TC4/5A06 interface at E = 1.11 kJ/cm. (a) top of joint; (b) middle of joint; (c) bottom of joint

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图  5  E = 1.20 kJ/cm时TC4/5A06界面显微组织

Figure  5.  Microstructure of TC4/5A06 interface at E = 1.20 kJ/cm. (a) top of joint; (b) middle of joint; (c) bottom of joint

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分析认为，由于焊接电弧温度场沿TC4侧坡口面分布不均匀，且熔融的液态金属自下而上填充到坡口间隙中，导致TC4/5A06界面沿厚度方向上不同部位的热输入存在差异，形成的界面组织在厚度和形态上也有差异^[15]. 接头上部和中部距离电弧较近，焊接热输入相对较大，焊接热循环高温停留时间长，TC4与5A06冶金反应持续时间较长，形成的界面反应层较厚；接头下部距离电弧较远，焊接热输入相对较小，形成的界面反应层较薄. 当热输入达到1.20 kJ/cm时，接头上部TC4/5A06界面附近的峰值温度进一步提高，Ti与Al元素扩散速度加快，在复杂的冶金反应后形成了双层结构；而接头下部距离电弧中心较远，冶金反应不足仅形成单层界面反应层.

2.3   接头拉伸力学性能

对不同焊接热输入下TC4/5A06接头的抗拉强度进行测试(每个接头截取3个拉伸试样)，结果如图6所示.TC4/5A06接头抗拉强度随着焊接热输入的增大逐渐增大，在保证焊缝成形的前提下，抗拉强度最高可达232 MPa. TC4/5A06接头强度主要与Ti-Al金属间化合物有关，而金属间化合物的形成主要与焊接热输入有关. 热输入过低时，界面反应层厚度整体较薄；接头根部出现未熔合区域，界面有效结合面积减小，且未熔合缺口尖端存在应力集中导致接头强度低. 随着热输入的增加，界面反应层厚度增加，接头强度逐渐提高. 当热输入过大时，界面冶金反应剧烈形成双层结构，界面反应层厚度进一步增大，接头强度最高达到260 MPa，但由于在此工艺下焊缝存在熔穿缺陷，不适用于钛与铝的焊接.

图  6  不同焊接热输入下TC4/5A06接头抗拉强度

Figure  6.  Tensile strength of the TC4/5A06 joints with different welding heat input

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综合考虑接头成形缺陷和拉伸力学性能因素，取E = 1.11 kJ/cm时所获接头进行断裂分析，断裂路径如图7所示. 接头下部断裂在Ti/Al界面处，而上部和中部断裂在焊缝中. 接头低倍断口形貌如图8a所示，B区为Ti/Al界面处断裂面形貌，断面平整光滑，表现为脆性的解理断裂，图8b是B区的局部放大图，表面存在大量细小的撕裂痕迹；C区为焊缝区断裂面形貌，局部放大(图8c)显示粗糙的断口存在大量的韧窝，表现为韧性断裂. 分析认为，接头下部冶金结合相对不足，形成的反应层较薄，是整个接头的强度薄弱区域，在受到外部的拉伸作用力时，裂纹首先在接头下部产生，并沿着TC4/5A06界面延伸；由于界面反应层与两侧材料晶体结构差异大，结合较弱，主要呈脆性断裂. 当裂纹到达接头中部时，由于中部反应层较厚，结合强度较高，裂纹扩展受到阻碍，偏转后进入到焊缝中；焊缝内部主要是α-Al基体，具有较好的塑性，主要呈韧性断裂.

图  7  TC4/5A06接头拉伸断裂路径

Figure  7.  Fracture locations of the TC4/5A06 joints

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图  8  TC4/5A06 接头断口形貌

Figure  8.  Fracture morphologies of the TC4/5A06 joints. (a) Low magnification; (b) High magnification for region B; (c) High magnification for region C

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2.4   TC4/5A06界面物相分析

根据前文TC4/5A06界面显微组织特性分析可知，热输入较大时界面处会形成两种反应层结构. 为较为全面地分析TC4/5A06界面附近物相组成和TC4/5A06界面结合机制，选取热输入为1.11 kJ/cm和1.20 kJ/cm的两个试样，平行于坡口面打磨至TC4/5A06界面处，进行XRD分析. 热输入为1.11 kJ/cm的TC4/5A06接头XRD分析结果如图9a所示，除Ti、Al外，在TC4/5A06界面附近仅检测到TiAl₃一种新相. 热输入为1.20 kJ/cm的TC4/5A06接头XRD分析结果如图9b所示，除Ti、Al外，界面附近还存在TiAl₃和Ti₃Al两种新相.

图  9  TC4/5A06接头XRD分析结果

Figure  9.  XRD patterns of TC4/5A06 joint. (a) E = 1.11 kJ/cm; (b) E = 1.20 kJ/cm

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当焊接热输入为1.11 kJ/cm时，接头TC4/5A06界面处仅形成单层牙状结构，对界面选区进行EDS面扫描分析，结果如图10a所示. 界面处依靠Ti和Al元素的相互扩散，发生冶金反应形成了一厚度约1.5 μm的界面反应层. 选择 A点进行EDS点扫描分析，结果见表3，Ti∶Al元素原子占比约为1∶3，结合XRD分析结果，认为该界面反应层为TiAl₃相. 分析认为，母材中Ti通过扩散进入熔池中后，与Al反应可能会形成TiAl、TiAl₃等多种Ti-Al金属间化合物，其中TiAl₃的生成吉布斯自由能最低，Ti与液态Al首先发生Ti + 3Al→TiAl₃反应，优先形成TiAl₃相；鉴于扩散至熔池中的Ti相 相比于熔池中的Al占比很小，因此所有Ti与Al反应全部形成了TiAl₃相，没有形成其它Ti-Al金属间化合物. 熔池冷却过程中，固-液界面为TiAl₃的形成提供了异质形核界面，而TiAl₃晶粒优先沿温度梯度方向生长，最终在TC4/5A06界面处形成了几乎垂直于界面向焊缝内部延伸生长的TiAl₃层.

图  10  TC4/5A06界面面扫描分析

Figure  10.  EDS map scanning of TC4/5A06 interfaces. (a) Single-layered structure; (b) Double-layered structure

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表  3  EDS元素分析结果(原子分数，%)

Table  3.  EDS results for spot A-C in Fig. 10

位置	Ti	Al	Mg	V
A	28.33	71.06	0.23	0.38
B	24.16	74.31	0.96	0.57
C	71.38	28.09	0.53	0

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焊接热输入达到1.20 kJ/cm时，接头上部和中部TC4/5A06界面处形成双层结构，对该处界面选区进行EDS面扫描分析，如图10b所示. 与单层界面反应层相比，该处界面处存在与母材不同的2个明显的浓度梯度层，靠近焊缝侧的Al强度较高，靠近TC4侧的Ti强度较高. 在两个反应层处分别取B、C点进行EDS点扫描分析，结果见表3，B点Ti: Al元素原子占比约为1∶3，结合XRD分析结果，认为此处为TiAl₃相；C点Ti∶Al元素原子占比约为3∶1，认为此处为Ti₃Al相. 分析认为，当焊接热输入较大时，Ti元素向液态Al中的扩散程度加大，大量的Ti扩散到熔池中，与Al基液态金属发生冶金反应，形成一层较厚的TiAl₃相. 同时，TC4/5A06界面热循环峰值温度超过了α-Ti→β-Ti转变温度，在界面处钛母材侧中形成一薄层β-Ti；在高温作用下，Al元素向β-Ti中发生大量扩散，形成β-Ti(Al) 薄层；冷却过程中，发生β-Ti(Al)→α-Ti(Al)转变，形成过固溶的α-Ti(Al)；随着温度继续下降，Al在α-Ti(Al)中的溶解度下降，发生α-Ti(Al)→Ti₃Al反应，形成一薄层Ti₃Al相.

综上，在E ≤ 1.11 kJ/cm时，钛与焊缝通过TC4/5A06界面处元素扩散形成单层TiAl₃实现钎焊结合.当E ≥ 1.20 kJ/cm时，接头上部和中部钛与焊缝通过形成TiAl₃层、Ti₃Al层双层结构实现钎焊结合；其它部位钛与焊缝通过形成单层TiAl₃实现钎焊结合. 即在所有试验工艺下，钛侧均为钎焊结合，而铝侧均为熔焊结合，因此是典型的熔钎焊连接.

结合焊缝成形、显微组织及力学性能分析，在试验参数条件下，最优的TC4/5A06高速超威弧MIG焊的焊接热输入范围是1.02 ~ 1.11 kJ/cm.

3.   结论

(1)填充SAl5183焊丝，采用高速超威弧MIG焊接工艺，可以实现TC4钛合金和5A06铝合金的有效熔钎焊. 在热输入为0.93 kJ/cm时，接头根部出现未熔合缺陷；在热输入达到1.20 kJ/cm时，接头出现熔穿缺陷. 在试验参数条件下，合适的高速超威弧MIG焊接热输入范围是1.02 ~ 1.11 kJ/cm.

(2)针对TC4钛合金和5A06铝合金的高速超威弧MIG焊，当热输入E ≤ 1.11 kJ/cm时，Ti/Al界面处仅形成单层TiAl₃；当热输入E ≥ 1.20 kJ/cm时，接头上部和中部Ti/Al界面处形成厚度为2.5 ~ 6 μm的TiAl₃ + Ti₃Al双层结构，接头下部为厚度约1 μm的 TiAl₃层.

(3) TC4/5A06接头抗拉强度随着热输入的增大逐渐增大，在保证焊缝成形的前提下，热输入为1.11 kJ/cm时，抗拉强度最高可达232 MPa. 接头上部和中部断裂在焊缝中，表现为韧性断裂；接头下部断裂在Ti/Al界面处，表现为脆性断裂.