Microstructure and properties of brazing joints with a Ti-based filler of TiAl/GH536 alloy
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摘要: 采用Ti-Zr-Fe-Cu-Ni-Co-Mo钎料实现了TiAl合金与GH536合金的有效钎焊连接. 运用SEM，EDS，XRD等手段对钎焊接头的界面组织进行了分析，并检测了钎焊接头的抗剪强度. 结果表明，钎焊接头的典型界面组织由TiAl合金一侧到GH536合金一侧包括Ⅰ层(Ti3Al + TiAl)、Ⅱ层(Al3NiTi2)、Ⅲ层(以AlNi2Ti为主，并含有富铬(Cr,Ni,Fe)SS、富镍(Cr,Ni,Fe)SS和(Ni)SS + TiNi3)和Ⅳ层(以富铬(Cr,Ni,Fe)SS为主，并含有富镍(Cr,Ni,Fe)SS，AlNi2Ti和(Ni)SS + TiNi3). 当钎焊时间为10 min时，在1 110 ~ 1 170 ℃的钎焊温度范围内，随着钎焊温度的升高，钎焊接头的抗剪强度先升高后降低. 钎焊温度对原子扩散和金属间化合物的形成有较大的影响，较低或较高的温度都会导致接头强度偏低. 1 150 ℃钎焊10 min获得的接头抗剪强度最高，为183 MPa，接头主要断裂在Ⅱ层.Abstract: Vacuum brazing of TiAl alloy and GH536 alloy with Ti-Zr-Fe-Cu-Ni-Co-Mo filler as interlayer was investigated. The microstructure of the brazed joints was characterized by employing SEM, EDS and XRD, and shear strength of the joints was analyzed in detail. Results show that the typical microstructure of the joint is given below: TiAl/layer I /layer II /layer III /layer IV /GH536. Layer I is mainly composed of Ti3Al, in which some TiAl phases are embedded. Layer II is constituted by Al3NiTi2. Layer III mainly contains AlNi2Ti, the other phases are Cr-rich (Cr, Ni, Fe)SS, Ni-rich (Cr, Ni, Fe)SS and (Ni)SS + TiNi3. In Layer IV, there are still Cr-rich (Cr, Ni, Fe)SS, but a small number of Ni-rich (Cr, Ni, Fe)SS, AlNi2Ti and (Ni)SS + TiNi3 can be observed. The shear strength first increases and then decreases in the brazing temperature range of 1 110 ~ 1 170 °C for 10 min. The diffusion of atoms and the formation of intermetallic compounds are closely related to the brazing temperature. Lower or higher brazing temperature will lead to lower joint strength. It obtains a maximum value of 183 MPa at temperature of 1 150 °C with a holding time of 10 min, and the joints are mainly fractured at layer II.
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Keywords:
- TiAl alloy /
- Ni-based alloy /
- brazing /
- interfacial microstructure /
- shear strength
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0. 序 言
高强铝合金在应用中常需进行焊接，采用传统熔焊方法焊接时容易产生较大的焊件变形、气孔、热应力和液化裂纹等缺陷[1-3]，影响了其应用前景. Liu等人[4]研究发现7075-T6铝合金TIG焊接头出现明显软化，热影响区软化最严重. 常丽艳、李正等人[5-6]研究发现7075铝合金激光-MIG复合焊高热输入时气孔率小，低热输入时气孔尺寸较大，气孔集中在焊缝中心，表面较少，中心部位疏松组织和气孔较多，降低了抗拉强度. Li等人[7]研究了7075-T651铝合金的搅拌摩擦焊，发现组分颗粒的重新分布和η′相的析出导致了熔核区的裂纹萌生能低，热影响区的裂纹萌生能低是由于η相的存在和组分颗粒的重新分布，η相的存在也导致接头抗拉强度降低.
与其他熔焊方法相比，变极性等离子弧焊在铝合金的焊接中具有自身的优势[8-9]. 研究也表明在焊接电流中植入脉冲，有利于细化晶粒、减小气孔及改善接头的性能[10-12].文中采用脉冲变极性等离子弧(pulse variable polarity plasma arc, PVPPA) 焊接10 mm厚7075铝合金，通过调整焊接电流和离子气流量来控制焊缝形貌，研究两种参数的变化对焊缝成形系数的影响，确定了较优的焊接参数并测试力学性能，为高强铝合金PVPPAW在生产中的应用作出了探索.
1. 试验方法
试验材料为7075-T651铝合金板材，尺寸为140 mm × 70 mm × 10 mm，焊丝为
$\phi $ 1.2 mm ER5183铝镁合金. 试验采用VPPA-300型焊接电源和PMW-300型等离子弧焊枪，保护气体和离子气体为99.9%的氩气. 焊前先清理待焊面. 焊接电流的选择如表1所示，离子气体流量选择1.8，2.0，2.2和2.4 L/min四组参数，焊接速度为0.15 m/min，送丝速度为2.0 m/min，保护气体流量为15 L/min，钨极内缩量为3 mm，正反极性时间比为21∶4. 试验中首先进行堆焊，将接头的截面打磨、抛光和腐蚀后，对比焊缝形状参数得出较优的工艺参数及焊缝成形系数，然后实施对焊，优化出最优参数，对焊缝形状参数和力学性能进行检测. 力学性能取样需去除余高. 采用Vert.A1 Axio Imager型光学显微镜观察接头显微组织.表 1 焊接电流的选择Table 1. Choice of welding currents组别 正极性电流In/A 反极性电流Ip/A A 160 200 B 180 220 C 200 240 D 220 260 E 240 280 2. 试验结果与分析
2.1 焊接电流对焊缝成形的影响
在PVPPAW过程中，焊接电流需根据板厚或熔透要求来选择. 电流较小时不能形成小孔，较大时又会因小孔过大造成熔池金属坠落. 试验采用穿孔立焊工艺，研究了不同离子气流量下焊接电流的变化对焊缝成形规律的影响.
2.1.1 离子气体流量为1.8 L/min
图1为不同焊接电流下焊缝截面形貌. 不同焊接电流对应的焊缝形状参数如表2所示. 结合图1和表2可知，当离子气流量为1.8 L/min时，随着焊接电流的增大焊缝逐渐由未穿孔向穿孔转变. 焊接电流为160 A/200 A时未能穿孔. 200 A/240 A能够穿孔，焊缝正面成形较好，但背面金属的流动性差，成形不佳. 220 A/260 A时焊缝正面成形良好，背面成形向圆弧形过渡. 240 A/280 A时焊缝的正面成形良好，但背面熔宽变宽. 如图1e所示.
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图 1 不同焊接电流的焊缝截面形貌(1.8 L/min)Figure 1. Weld cross section shape of different welding currents表 2 不同焊接电流的焊缝形状参数(1.8 L/min)Table 2. Weld shape parameters of different welding currents组别 实际熔深H/mm 正面熔宽 Wz/mm 焊缝成形系数 Wz/H 是否焊透 正面质量 背面质量 1 4.6 9.3 2.02 否 差 — 2 6.2 9.7 1.56 否 差 — 3 10 11.1 1.11 是 良好 较差 4 10 11.9 1.19 是 良好 良好 5 10 12.5 1.25 是 良好 较好 图2为不同焊接电流对焊缝形状参数的影响. 由图2可知，随着焊接电流的增大，焊缝正面熔宽逐渐增大，焊缝成形系数先减小后增大. 焊接电流为160 A/200 A时焊缝成形系数为2.02，200 A/240 A时减小为1.11. 焊接电流进一步增加，焊缝成形系数逐渐增大，220 A/260 A时为1.19，此时焊缝成形良好. 240 A/280 A时为1.25，焊缝背面熔宽明显变宽.
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图 2 焊接电流对焊缝形状参数的影响(1.8 L/min)Figure 2. Effect of welding currents on weld shape parameters2.1.2 离子气体流量为2.0 L/min
图3为不同焊接电流下焊缝截面形貌. 不同焊接电流对应的焊缝形状参数如表3所示. 结合图3和表3可知，当离子气体流量为2.0 L/min时，焊缝成形的规律与1.8 L/min时一致，焊接电流为200 A/240 A时可以实现穿孔，此时焊缝正面成形良好，背面成形较差. 随着电流的增大，焊缝背面成形向圆弧过渡，240 A/280 A时焊缝正面成形良好，背面熔宽也明显变宽，成形变差. 如图3e所示.
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图 3 不同焊接电流的焊缝截面形貌(2.0 L/min)Figure 3. Weld cross section shape of different welding currents表 3 不同焊接电流的焊缝形状参数(2.0 L/min)Table 3. Weld shape parameters of different welding currents组别 实际熔深H/mm 正面熔宽 Wz/mm 焊缝成形系数 Wz/H 是否焊透 正面质量 背面质量 1 5.1 9.7 1.9 否 差 — 2 7.8 10.2 1.31 否 差 — 3 10 11.0 1.1 是 良好 较差 4 10 11.7 1.17 是 良好 良好 5 10 12.4 1.24 是 良好 较好 图4为不同焊接电流对焊缝形状参数的影响. 由图4可知，随着焊接电流增大，焊缝正面熔宽由9.7 mm增大为12.4 mm，焊缝成形系数仍为先减小后增大. 焊接电流为160 A/200 A时焊缝成形系数为1.9，220 A/260 A时减小为1.17，此时焊缝成形良好，240 A/280 A时为1.24，焊缝背面成形变差.
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图 4 焊接电流对焊缝形状参数的影响(2.0 L/min)Figure 4. Effect of welding currents on weld shape parameters2.1.3 离子气体流量为2.2 L/min
图5为不同焊接电流下焊缝截面形貌. 不同焊接电流对应的焊缝形状参数如表4所示. 结合图5和表4可知，当离子气体流量为2.2 L/min，焊接电流为较小的160 A/200 A时仍未穿孔，如图5a所示. 180 A/220 A可实现穿孔，但背面出现咬边，随着焊接电流的增大，焊缝背面成形向圆弧过渡. 240 A/280 A时焊缝的背面熔宽明显变宽并出现回吸现象，如图5e所示.
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图 5 不同焊接电流的焊缝截面形貌(2.2 L/min)Figure 5. Weld cross section shape of different welding currents表 4 不同焊接电流的焊缝形状参数(2.2 L/min)Table 4. Weld shape parameters of different welding currents组别 实际熔深H/mm 正面熔宽Wz/mm 焊缝成形系数 Wz/H 是否焊透 正面质量 背面质量 1 5.7 9.8 1.72 否 差 — 2 10 10.4 1.04 是 差 差 3 10 10.9 1.09 是 良好 良好 4 10 11.6 1.16 是 良好 良好 5 10 12.2 1.22 是 良好 差 图6为不同焊接电流对焊缝形状参数的影响. 由图6可知，随着焊接电流增大，焊缝正面熔宽逐渐增大，焊接电流为160 A/200 A时焊缝成形系数为1.72，此时仍未能穿孔. 180 A/220 A时减小为1.04，此时能够穿孔. 220 A/260 A时增大为1.16，焊缝成形较佳. 240 A/280 A时为1.22，背面成形变差.
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图 6 焊接电流对焊缝形状参数的影响(2.2 L/min)Figure 6. Effect of welding currents on weld shape parameters2.1.4 离子气体流量为2.4 L/min
图7为不同焊接电流下焊缝截面形貌. 不同焊接电流对应的焊缝形状参数如表5所示. 结合图7和表5可知，当离子气体流量为2.4 L/min，焊接电流为180 A/220 A时可实现穿孔，但由于热量不足且离子气体流量过大造成切割现象. 220 A/260 A时焊缝正面、背面成形良好，240 A/280 A时焊缝的背面熔宽过大且出现回吸现象，如图7e所示.
表 5 不同焊接电流的焊缝形状参数(2.4 L/min)Table 5. Weld shape parameters of different welding currents组别 实际熔深H/mm 正面熔宽Wz/mm 焊缝成形系数 Wz/H 是否焊透 正面质量 背面质量 1 6.7 9.9 1.48 否 差 — 2 10 10.1 1.01 是 差 差 3 10 10.7 1.07 是 良好 良好 4 10 11.5 1.15 是 良好 良好 5 10 12.2 1.22 是 良好 差 ![]()
图 7 不同焊接电流的焊缝截面形貌(2.4 L/min)Figure 7. Weld cross section shape of different welding currents图8为不同焊接电流对焊缝形状参数的影响. 由图8可知，随着焊接电流增大，焊缝正面熔宽由9.9 mm增加到12.2 mm. 焊接电流为160 A/200 A时焊缝成形系数为1.48，此时未穿孔，180 A/220 A时为1.01，220 A/260 A时增大为1.15，焊缝成形良好. 240 A/280 A时为1.22，焊缝背面成形变差.
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图 8 焊接电流对焊缝形状参数的影响(2.4 L/min)Figure 8. Effect of welding currents on weld shape parameters2.2 焊接电流和离子气体流量对焊缝成形系数的影响
图9为不同焊接电流及离子气体流量对焊缝成形系数的影响. 由图9可知，当离子气体流量一定时，随着焊接电流的增加，焊缝成形系数呈先减小后增大的规律性变化. 离子气体流量为1.8 L/min，焊接电流为200 A/240 A时才能穿孔且正面成形较好，背面成形稍差，焊缝成形系数为1.11. 240 A/280 A时焊缝正面、背面成形较好，焊缝成形系数为1.25. 当离子气体流量增大到2.0 L/min时，焊接电流为160 A/200 A和180 A/220 A时焊缝未能成形，200 A/240 A时才能成形，此时的焊缝成形系数为1.1. 电流继续增大后焊缝成形质量逐渐变好. 当离子气体流量为2.2 L/min和2.4 L/min，焊接电流为220 A/260 A时焊缝成形良好，240 A/ 280 A时焊缝出现“回吸”现象，背面成形又变差.
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图 9 不同焊接电流和离子气流量的焊缝成形系数Figure 9. Weld forming coefficient of different welding currents and plasma gas flow rates当焊接电流一定时，随着离子气体流量的增大，焊缝成形系数逐渐减小. 焊接电流为160 A/200 A时，由于热输入不足造成四组离子气体流量下均未穿孔. 200 A/240 A时，四种离子气体流量条件下均能穿孔，但1.8 L/min时焊缝背面成形较差，如图1c所示. 随着离子气体流量增加，焊缝背面成形向圆弧形过渡. 焊接电流继续增大，焊缝成形系数逐渐增大，焊接电流为240 A/280 A，离子气体流量为2.2 L/min时焊缝背面出现“回吸”现象，背面成形变差. 离子气体流量继续增大后“回吸”现象依然存在.
由此可知，采用PVPPA焊接7075铝合金，未穿孔时，焊缝成形系数与焊接电流和离子气体流量两者成反比；穿孔后焊缝成形系数与焊接电流成正比，与离子气体流量成反比. 当热输入达到形成稳定穿孔熔池所需的热量值后，熔池上作用的各项力则可达到平衡状态，穿孔熔池即能保持其稳定性，此时离子气体流量可以在一定的范围内变化. 相比于离子气体流量，焊接电流对焊缝成形的影响更大. 综合焊缝形貌及焊缝成形系数，得出10 mm厚7075铝合金PVPPAW较佳的焊缝成形系数区间为1.1 ~ 1.3.
2.3 较佳焊接参数的优化
综合焊接电流及离子气体流量的变化对10 mm厚7075铝合金PVPPAW焊缝成形的影响规律，优化出堆焊的较佳参数范围为正/反极性电流220 A/260 A ~ 240 A/280 A，离子气体流量1.8 L/min ~ 2.2 L/min. 在此工艺基础上优化出对焊的较佳焊接电流为250 A/290 A，离子气体流量为2.0 L/min. 该参数下焊件的焊后形貌如图10所示，焊缝成形良好，有均匀的鱼鳞纹，无明显的缺陷产生. 此时焊缝成形系数为1.25.
2.4 优化参数后焊缝的组织和性能
2.4.1 焊接接头的显微组织
图11为7075铝合金PVPPAW较佳参数的接头金相照片. 由图11可知，接头由母材区(A)、热影响区(B)、焊缝区(C)三部分组成. 母材区为典型的轧制组织，热影响区为轧制组织和部分等轴晶，焊缝中心为较粗大的树枝晶. 这与铝合金在焊接过程中的受热状态和自身的物理特性密切相关，PVPPAW能量密度高，焊接速度快，焊缝中部温度梯度小，且长时间处于热量输入的中心，高温时间较长，晶粒长大时间充裕，所以焊缝中心为粗大的树枝晶组织. 而铝合金热导率大，冷却速度快，母材的方向是散热最快的方向，由于散热的作用造成热影响区温度升高，达到合金的再结晶温度，轧制组织发生再结晶形成了部分等轴晶. 母材由于未受到加热作用，其组织未发生明显变化.
2.4.2 焊接接头的力学性能
表6为7075铝合金母材和焊接接头的拉伸性能. 母材的抗拉强度为589.2 MPa，屈服强度为523.3 MPa，焊接接头的抗拉强度为397.9 MPa，屈服强度为332.6 MPa，接头的抗拉强度达到了母材强度的67.5%.
表 6 母材与焊接接头拉伸性能Table 6. Tensile properties of base metal and welded joint材料 抗拉强度Rm/MPa 屈服强度ReL/MPa 断裂处 7075母材 589.2 523.3 母材 焊接接头 397.9 332.6 焊缝 3. 结 论
(1)采用PVPPAW对7075铝合金中厚板进行焊接，焊缝成形系数随着焊接电流的增大先减小后增大，随着离子气流量的增大逐渐减小.
(2) 10 mm厚7075铝合金PVPPAW较佳的焊缝成形系数区间为1.1 ~ 1.3. 与离子气流量相比，焊接电流对焊缝成形的影响更大.
(3) 7075铝合金PVPPAW接头抗拉强度为397.9 MPa，达母材强度的67.5%，焊接质量较好.
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图 2 1 150℃钎焊10 min的TiAl/GH536接头典型界面组织
Figure 2. Typical microstructure of TiAl/GH536 joint brazed at 1 150 ℃ for 10 min
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图 3 钎焊温度对TiAl/GH536接头界面组织的影响
Figure 3. Effect of brazing temperature on microstructure of TiAl/GH536 joints brazed for 10 min
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图 4 钎焊温度对钎缝厚度和界面反应层厚度的影响
Figure 4. Effect of brazing temperature on the thickness of brazing seam and reaction layer
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图 5 钎焊温度对钎焊接头抗剪强度的影响
Figure 5. Effect of brazing temperature on shear strength of the joint
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图 6 1 150 ℃钎焊10 min的接头剪切断裂路径和断口形貌
Figure 6. Shear fracture path and fracture morphology of the joint brazed at 1 150 ℃ for 10 min
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图 7 1 150 ℃钎焊10 min的接头剪切断口表面XRD图
Figure 7. XRD patterns of the shear fracture surface of the joint brazed at 1 150 ℃ for 10 min
表 1 试验母材化学成分(原子分数，%)
Table 1 Chemical compositions of parent materials
材料 Al Ni Cr Ti Nb Fe Co Mo W TiAl 43.69 — 2.71 余量 2.38 — — — — GH536 0.40 余量 25.65 — — 18.47 2.05 5.30 0.24 
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位置 测量点 Ti Al Ni Cr Fe Zr Cu Nb Co Mo 可能相 Ⅰ 56.86 34.23 1.64 3.25 1.36 0.00 0.00 2.47 0.15 0.04 Ti3Al + TiAl Ⅱ 33.75 38.90 17.70 3.28 3.53 0.00 0.36 1.94 0.43 0.11 Al3NiTi2 Ⅲ A 19.39 20.35 48.25 3.85 5.16 0.91 0.26 0.10 1.46 0.27 AlNi2Ti B 3.42 2.14 19.14 40.61 20.53 0.00 0.10 0.00 2.01 12.05 富铬(Cr,Ni,Fe)SS C 7.37 4.33 41.36 20.06 21.35 0.18 0.42 0.20 2.05 2.68 富镍(Cr,Ni,Fe)SS D 16.65 5.01 61.88 4.71 7.14 1.30 0.45 0.55 1.71 0.60 (Ni)SS + TiNi3 Ⅳ E 18.37 4.15 63.39 3.81 5.96 1.28 0.69 0.23 1.74 0.38 (Ni)SS + TiNi3 F 18.44 18.44 48.91 4.79 5.71 0.89 0.50 0.34 1.45 0.53 AlNi2Ti G 3.50 1.77 18.57 41.01 22.16 0.19 0.04 0.09 1.82 10.85 富铬(Cr,Ni,Fe)SS H 6.02 4.42 41.29 21.80 20.34 0.10 0.40 0.12 2.13 3.38 富镍(Cr,Ni,Fe)SS
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