Effect of normalizing temperature on microstructure and properties of Ti-6Al-4V fabricated by arc additive manufacturing
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摘要: 利用TIG电弧增材制造技术制备了TC4钛合金样件，并对样件进行了正火处理. 结果表明，经正火处理后的试样组织由α相和β相组成；在750 ~ 950 ℃范围内，随着正火温度的升高，针状初生α相变短变粗，并逐渐向网篮组织方向转变；在950 ~ 1 050 ℃温度范围内，随着温度的升高，部分初生α相聚合长大，并向着“伪等轴晶”方向转化，在1 050 ℃形成了“伪等轴晶”初生α相 + 细小针状初生α相 + 细小针状初生α相之间的α + β组织，针状初生α相随着温度的升高变短变细. 最佳条件(850 ℃/2 h/空冷)下y方向的抗拉强度900.4 MPa、屈服强度820.4 MPa、断后伸长率9.3%、断面收缩率27.4%，z方向的抗拉强度890.1 MPa、屈服强度790.1 MPa、断后伸长率10.8%、断面收缩率31.0%，其性能接近锻件标准要求；沉积态与正火处理态的硬度值变化不大；拉伸试样(y和z方向)断口形貌均布满韧窝，属于塑性断裂.
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关键词:
- TC4(Ti-6Al-4V) /
- 正火处理 /
- TIG电弧增材制造 /
- 显微组织 /
- 力学性能
Abstract: The samples of TC4 titanium alloy were prepared by TIG arc additive manufacturing, and the samples were normalized. The results show that the microstructure of the sample is composed of α phase and β phase after normalizing treatment. And the acicular primary α phase becomes shorter and thicker with the increase of normalizing temperature at the range of 750 ~ 950 °C, and gradually changes to the direction of net basket structure. At the range of 950 ~ 1 050 °C, some primary α phases develop toward "pseudo-equiaxed crystals", and form structures which comprises the "pseudo-equiaxed crystals" primary α phase + the fine needle-like primary α phase + (α + β) structures between the fine needle-like primary α phases at 1 050 °C. The better mechanical properties of the present work (in conditions of 850 °C/2 h/AC) show that tensile strength, yield strength, elongation and reduction of the area in y direction are 900.4, 820.4 MPa, 9.3%, and 27.4% respectively, and tensile strength, yield strength, elongation and reduction of the area in z direction are 890.1, 790.1 MPa, 10.8%, and 31.0% respectively, which is close to the standard requirements for forgings. The hardness of sedimentary state and normalizing state has little changes. The fracture morphology of tensile specimen (z tensile specimen and y tensile specimen) is full of dimples and belongs to plastic fracture. -
0. 序言
超声波焊接(ultrasonic welding, USW)过程中不需要添加焊剂，也没有电弧和烟尘产生，且焊接所需能量仅约为电阻点焊的2%[1-2]. 因此，超声波焊接是一种绿色节能、环境友好的焊接方法[3]. 铜和铝因具有较高的导热和导电性等优点，以搭接放置的方式广泛地用于锂电池的极耳焊接和汽车制造行业[4]. 目前铜与铝的焊接成为研究的热门和难点[5]. 但传统熔化焊均不适用于Cu/Al焊接，这是因为焊接界面会产生很厚的中间相(intermetallic compound，IMC)并且其厚度难以控制. 最近搅拌摩擦搭接焊(FSLW)应用于Cu/Al接头较多，但所需的顶锻力较大且搅拌针需插入工件内部容易磨损[6].
作为一种固相焊接方法，超声波焊接相比其它焊接方法更适用于焊接异种金属[7]. 在超声波焊接中，气缸产生的焊头夹紧力(简称夹紧力)将焊头的机械能传递至工件之间，使界面产生塑性变形和冶金反应. 超声波金属焊接过程至少有3个阶段[8]：①在试样之间产生一系列局部的连接点；②焊头的机械振动打碎氧化物和污染物，造成材料的接触面形成；③工件在超声和温度软化作用下产生较高的塑性应变，促使接头形成.
超声波焊接主要的工艺参数包括夹紧力、焊接振幅和焊接时间. 最近许多研究者展开了对工艺参数影响的研究. 李东等人[9]研究了不同焊接热输入对超声波焊接界面的影响，研究表明在较低的焊接热输入时，界面仅为分散的局部连接点，随着焊接热输入的增大界面出现漩涡、空位等特征. 另一个焊接参数是工具头(焊头和砧座)的几何尺寸，其尺寸的微小变化会影响焊接质量. 解龑等人[10]研究了底座齿形对泡沫镍薄板与纯铝超声波焊接的影响，试验结果表明，细的砧座齿形下的试样拉伸性能最优.
由于超声波焊接是一个复杂的动态过程，目前对超声波焊接的机理认识仍然不清楚. 尽管部分学者开展了工艺参数对超声波焊接影响的研究，大部分工作主要为工艺参数与焊接质量的关系，对于界面的物理现象特别是对母材之间的扩散行为的影响研究较少. 此外，很少有文献研究焊头齿间距对超声波焊接的影响. 因此，文中研究了夹紧力、焊接振幅、焊接时间以及焊头形状对Cu/Al超声波焊接过程中的界面温度、材料的塑性变形、中间相的生长以及焊接接头力学性能的影响.
1. 试验方法
超声波焊接结构由焊头、底座和工件组成，图1为超声波焊接的原理示意图. 超声波金属焊接设备采用Telsonic M5000型大功率(4 000 W)超声波金属焊机. 主要焊接参数包括夹紧力、焊接时间、焊接振幅和振动频率，其中焊机的振动频率保持在恒定值20 kHz. 所设定的焊接工艺参数为夹紧力1 375，1 575，1 775，1 975，2 175 N；焊接时间0.2，0.3，0.4和0.5 s. 焊接振幅分别为25，22，18.5，16 μm. 焊头和底座的材料均为M2高速工具钢. 焊头底部轮廓为方形结构，齿之间距离0.8，0.9和1.0 mm，所对应的齿数分别为10，9和8个，如图2所示. 底座两边放置固定钢块来保证焊点位于搭接区域中心，并可以防止在较大夹紧力下的试样旋转. 工件材料为100 mm × 25 mm × 0.8 mm的T2(Y2态)纯铜和6061-T6铝合金. 试样采取搭接放置，搭接的区域为25 mm × 25 mm. 考虑到工具头容易粘铝会影响焊接效果，以及6061-T6铝合金的硬度比纯铜高，焊接时将铜作为上工件.
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图 2 不同齿间距下的焊头形状和主要尺寸(mm)Figure 2. Profile and dominant dimensions of the sonotrode tips with different tooth intervals. (a) 0.8 mm; (b) 0.9 mm; (c) 1.0 mm界面温度采用K型热电偶测温方法来测量. 考虑到超声波焊接过程较短，为保证测量精度，热电偶需要满足响应速度快和电偶丝体积小两方面的要求. 试验选用半径为0.1 mm的K型热电偶进行界面温度测量，具体方法为：在下工件(铝板)的上表面开0.5 mm半圆形孔，将热电偶塞入孔内，然后用精密电阻点焊机再将热电偶丝埋入材料内部. 热电偶测温位置距离焊接区域中心1.5 mm.
焊接截面形貌与齿嵌入工件的过程有关，它直观反映了材料的变形行为. 试验中采用莱卡VHX-600型超景深电镜来观察焊接接头的宏观形貌. 通过配备有能量色散X射线光谱仪(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)来分析界面的微观组织. 为了进一步明确焊接界面处的中间相的组成，进行了X射线衍射 (XRD)分析. XRD光谱测量范围为20° ~ 90°，步长为0.02°，每步扫描时间为0.1 s.
超声波焊接接头的拉剪力是评价焊接质量的主要手段，对Cu/Al超声波焊接试样进行了拉剪力测试. 拉伸机型号为岛津AGS-X微机控制电子万能试验机. 测量过程中设定拉伸速度为1 mm/min，对于每一组工艺参数，取3次测试的拉剪力的平均值作为该参数下的拉剪力. 由于超声波焊接区域不规则，难以精确计算其面积，因此记录了搭接接头在断裂时所施加的载荷值并用来评定焊接质量. 对于Cu/Al超声波焊接，其接头的抗拉强度要求达到同种金属焊接接头强度的50%以上.
2. 试验结果与分析
2.1 工艺参数对界面温度的影响
焊接界面温度是焊接冶金反应中重要因素，进而影响焊接质量[11]. 图3为在焊接时间0.5 s时不同夹紧力下界面温度随着时间的变化曲线. 随着夹紧力从1 375 N增加到1 975 N，界面处的温度也随之从412 ℃增加到532 ℃；当夹紧力继续增加至2 175 N时界面温度降低到495 ℃. 这是因为根据振幅测量结果，当夹紧力增加到1 975 N时，焊头与上工件振幅差增加，导致摩擦增加，使界面温度变高. 在过高的夹紧力下，高的温度促进了界面冶金反应，但同时热影响区也变得更大. 需要说明的是，热电偶无法测量焊接区中心的温度，而焊接界面中心的温度会比测温点高50 ℃[12]，这表明高夹紧力下的界面温度将超过600 ℃. 根据Al-Cu二元平衡相图，该温度超过Al-Cu共晶转变的临界温度(546 ℃)，因此会在界面处产生局部熔化，导致焊接强度降低[13].
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图 3 不同夹紧力下界面温度测量结果Figure 3. Interface temperature results under different clampling force图4为不同焊接振幅下实际测量的界面温度. 随着焊接振幅的降低，界面温度也随之下降，且下降幅度更高. 在焊接振幅25，22，18.5，16 μm时界面温度分别为433，412和357 ℃. 这是因为在较低的焊接振幅下传至界面的机械能也随之减小.
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图 4 不同焊接振幅下界面温度测量结果Figure 4. Interface temperature results under different vibration amplitude2.2 工艺参数对中间相生长的影响
扩散产生中间相是异种金属超声波焊接的重要机理. 在大功率Cu/Al超声波焊接中界面的扩散对接头性能影响较大[14]，是决定着异质金属超声波焊接质量的最重要的因素. 图5为夹紧力1 575 N时不同焊接时间下所获得的Cu/Al超声波焊接接头中心区域界面微观组织形貌. 在焊接时间0.2 s时，界面开始出现了断续分布的金属间化合物，主要由于焊接初期阶段界面温度分布不均匀. 随着焊接时间的进一步增加，金属间化合物层厚度也随之逐渐增加，并在焊接时间0.5 s时达到2.1 μm. 图6为界面中心附近点(图5d中A点)EDS和XRD的分析结果. 结果表明，反应层中Al和Cu的原子比分别为74.23%和25.77%. 根据Al-Cu相图，中间相主要为Al2Cu. 为了进一步明确界面中间相成分，对Cu/Al接头断口的Al侧进行XRD分析，如图6b所示. 结果表明，在焊接中形成的中间相主要由Al2Cu组成. 因此，XRD结果与EDS结果一致.
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图 5 不同焊接时间下界面中间相形貌Figure 5. Morphology of IMC at different welding time. (a) 0.2 s; (b) 0.3 s; (c) 0.4 s; (d) 0.5 s图7为Cu/Al中间相形貌随焊接振幅增加的演变过程. 随着焊接振幅由25 μm下降至16 μm，中间相厚度也随之逐渐减少，这是因为焊接振幅越低，界面温度也变低. 焊接振幅在16 ~ 25 μm变化时，中间相厚度呈近似线性下降，分别为0.71，1.12，1.54和2.10 μm.
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图 7 不同焊接振幅下Cu/Al中间相形貌Figure 7. Morphology of Cu/Al interphase under different vibration amplitude. (a) 25 μm; (b) 22 μm; (c) 18.5 μm; (d) 16 μm图8为不同夹紧力下界面中间相厚度. 可以明显看到，随着夹紧力从1 375 N增加到1 975 N，中间相的平均厚度也从1.4 μm增加到3.2 μm，这是因为夹紧力越高，焊接界面温度 (图3)以及材料变形越大，使原子激活能及工件内部的空位率增大. 在夹紧力2 175 N下，平均中间厚度为2.9 μm，略低于1 975 N的中间厚度，中间相厚度减小的原因是界面温度的降低.
2.3 焊头齿间距对焊接温度和工件嵌入的影响
图9为不同齿间距下界面温度随焊接时间变化曲线. 从图9可知，齿间距为0.9 mm时温度最高，为448 ℃，其次为0.8 mm的446 ℃和1.0 mm的420 ℃. 虽然齿间距1.0 mm时焊头齿数最少(8个)而所对应的摩擦力最大，但同时使热源区域少，因此界面温度比焊头齿间距0.9 mm时低；焊头齿间距为0.8 mm时虽然热源作用区域集中，但摩擦力较小，导致界面温度与齿间距0.9 mm时略低.
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图 9 不同焊头齿间距下界面温度Figure 9. Interface temperature under different sonotrode tooth intervals图10为在夹紧力1 575 N条件下观测的不同焊头齿间距下的焊接横截面形貌. 焊头齿间距在0.8 mm和1.0 mm时均出现了焊接裂纹. 这是因为当齿间距较大时，由于所对应的齿数少，使得材料更容易塑性变形，这促进了裂纹的产生；当齿间距较小时，在焊接前期温度较高，使塑性变形阶段更长，也容易产生裂纹. 齿数的增多使作用在工件上的压力减小，这样会避免焊接裂纹的生成，但同时由于摩擦热的减少导致较低的界面温度，使得界面扩散不足以形成可靠的焊接接头. 因此，在Cu/Al超声波焊接时应选择焊头齿数为9个.
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图 10 不同焊头齿间距下的焊接横截面形貌Figure 10. Profile of weld cross-section at different sonotrode tooth intervals. (a) 0.8 mm; (b) 1.0 mm2.4 工艺参数对焊接质量的影响
超声波焊接Cu/Al接头的强度取决于3个要素：①界面处的塑性应变；②IMC的成分和厚度；③焊头和上工件的振动位移. 图11为接头拉剪力随夹紧力和焊接振幅的变化. 图11a为焊接接头的拉剪力与夹紧力的关系. 可以看出，在夹紧力1 575 N时接头拉剪力达到最大值3 150 N，这是因为IMC厚度在近似2 μm时会促进冶金结合且不会降低焊接质量[15]. 该拉剪力达到采用相同焊机焊接的Cu/Cu接头拉剪力的73%[16]，这说明焊接质量较高. 当夹紧力过小时，界面摩擦力低，塑性变形较小，这难以形成完整的焊接面. 在过大的夹紧力下，焊接区域边缘处会出现裂缝，甚至可能延伸到焊接界面，这破坏了焊接结构并减小了焊接区域. 此外，过大的夹紧力产生过厚的脆性中间相(图7)，这种情况会降低焊接质量. 最后，过大的夹紧力会阻碍试样的振动，导致它们之间的相对摩擦力减弱，使焊头上的温度过高，这会损坏焊头. 图11b显示了焊接接头拉剪力随焊接振幅变化关系. 从图中可以看出，拉剪力随焊接振幅的增加也随之增加. 这是因为焊接振幅越低，界面温度也越低；此外，较低的焊接振幅降低了超声软化程度，导致材料塑性变形低，不足以形成高质量的焊接.
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图 11 接头拉剪力随焊接压力和焊接振幅的变化Figure 11. Lap-shear force under different clamplingpressures and vibration amplitudes. (a) clampling pressures; (b) vibration amplitudes图12为Cu/Al接头断口表面形貌. 图12a为夹紧力1 575 N、焊接时间0.5 s时焊接接头断口形貌. 从图12a可以看到，在断裂表面中同时存在焊接区域和摩擦区域；接头拉伸断裂位置在焊接界面，同样能说明焊接质量较高. 在图12b中可以看到明显的塑性变形区域. 图12c中可以看到韧性和脆性两种不同的断裂模式. 图12d中明显看到大量不同尺寸的韧窝区域，这表明Cu/Al超声波焊接接头的断裂模式是韧性-脆性复合断裂.
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3. 结论
(1) 在Cu/Al大功率超声波焊接中，在夹紧力1 575 N、焊接时间0.5 s和焊接振幅25 μm时获得了成形较好的Cu/Al接头，此时拉剪力为3 150 kN，对应的断裂形式为韧性-脆性混合断裂.
(2) 随着夹紧力的增大，界面温度和中间相厚度先增大后减小. 过大的夹紧力会产生过厚的脆性中间相以及过高的塑性应变，从而降低焊接质量.
(3) 随着焊接振幅增大，界面温度增幅随之变大，中间相厚度呈近似线性增加. 当焊接振幅25 μm时，界面的中间相厚度为2.1 μm，此时界面的中间相主要为Al2Cu.
(4) 对于Cu/Al大功率超声波焊接，焊头齿数为9个最适合. 齿数的增多和减少均会导致界面温度的降低以及焊接裂纹的产生.
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图 2 钛合金沉积构件取样位置示意图
Figure 2. Sampling positions for additive manufactured titanium alloy component
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图 4 不同状态下试样显微组织
Figure 4. Microstructure of specimen in different states. (a) as-deposited; (b) 750 ℃/2 h/ AC; (c) 850 ℃/2 h/ AC; (d) 950 ℃/2 h/ AC; (e) 1 050 ℃/2 h/ AC; (f) SEM morphology of the rectangle area
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图 6 不同正火温度下样件的力学性能
Figure 6. Mechanical properties of the selected sample in different normalizing temperature. (a) y direction; (b) z direction
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图 7 沉积态及不同正火温度下的硬度分布值
Figure 7. Hardness distribution in deposited state and in different normalizing temperatures
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图 8 沉积态与正火态的拉伸试样断口形貌
Figure 8. Fracture morphology of sample in as-deposited and in normalized state. (a) y in deposited; (b) y in normalizing; (c) z in deposited; (d) z in normalizing
表 1 Ti-6Al-4V的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of Ti-6Al-4V
材料 Al V C Fe H O N Ti 焊丝 6.08 4.15 0.012 0.04 0.097 0.088 0.062 余量 基板 6.10 4.0 0.08 0.03 0.015 0.2 0.03 余量 
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表 2 焊接工艺参数
Table 2 Processing parameters of additive manufacturing
焊接电流
I/A扫描速度
v1/(mm·s−1)送丝速度
v2/(m·min−1)焊丝与工件表面距离
L/mm焊丝与焊枪角度
α/(°)气体流量
q/(L·min−1)搭接率
δ(%)基板尺寸
mm × mm × mm160 8 1.4 3 40 10 40 100 × 100 × 20
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表 3 电弧增材制造钛合金样件的热处理工艺参数
Table 3 Heat treatment parameter of titanium alloy fabricated by arc additive manufacturing
样品 加热温度
T/℃加热速度
v3/(℃·min−1)加热时间
t/h冷却方式 0 0 0 0 无 1 750 6 2 空冷 2 850 6 2 空冷 3 950 6 2 空冷 4 1 050 6 2 空冷
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