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钛及其合金异种材料激光焊接的研究与发展现状(2)

发布时间:2022-07-22 05:38:12 来源:bob快速提现 作者:bob安卓登录 浏览: 10 次

  本文介绍了钛(Ti)合金与相应异种材料(包括钢、铝、镁、镍、铌、铜等)的激光焊接的理解现状和详细回顾。本文为第二部分。

  激光焊接可以在连续波(CW)模式或脉冲波(PW)模式下进行。PW模式提供更好的控制,更平滑的接缝特性,同时产生更深的渗透。原因是在连续波模式下,可以控制较少的参数,如扫描速度、激光功率和隔离距离。而在PW模式下,除了扫描速度和焦距外,还可以控制更多参数,例如脉冲功率、脉冲持续时间、脉冲形状、脉冲重复率。通过控制更多的参数,PW激光焊接具有热量输入低、焊接周期短、能量输入位置精度高以及能够连接小部件等优点。

  在平均功率为1000 W的情况下,在离焦位置使用ff=250 mm的聚焦透镜的连续激光束的三维轮廓。

  熔池特性、产生的相组成、焊缝的机械性能和失效模式受到工艺中使用的脉冲轮廓的强烈影响。脉冲输入能够有效减少IMC的形成,提高不锈钢(SS)/钛基焊缝的均匀性。与矩形脉冲波形相比,缓降波形传递的能量更少,从而减少了对流流体流动,从而产生更小的焊缝尺寸。较小的Marangoni流导致两相的混合程度较低,从而降低脆性IMC形成的可能性,从而最终影响断裂模式。熔深和熔池宽度也是脉冲宽度和峰值功率的函数,如Ti-6Al-4V焊缝中所示。与PW接头相比,Ti-2Al-1.5Mn连续焊接接头在焊缝凹面边缘的应力集中系数更高。较低的脉冲能量会在Ti-6Al-4V中产生较浅且较窄的熔池,其比高脉冲能量焊缝相对平滑。脉冲重叠也是形成击中光斑区域的脉冲集的一个因素。脉冲能量、脉冲持续时间、脉冲重复率和行程速度等工艺参数的组合决定了重叠因子值。通过增加重叠,再熔化和再凝固量增加,下一个脉冲的预热区域扩大。

  热输入表示提供给工件的能量。热输入是最具影响力和可控的参数之一,可以改变熔池的化学成分、几何约束、稀释程度和缺陷的形成。熔池几何形状的变化取决于冷却速率,冷却速率与熔池长度的平方成反比。通过限制熔池的大小和范围,可以随着峰值温度和凝固时间的改变来限制IMC相。当温度梯度瞬时导致FZ变窄并鼓励形成IMC时,也观察到导致流动反转的马拉戈尼流体流动。快速冷却可以是热应变和裂纹萌生的基础,但不容易开裂的金属合金可以获得高冷却速率的优势,其形式是微观结构细化,导致FZ区域硬度升高。

  降低扫描速度会导致更高的热输入,从而在焊缝中提供更粗的晶粒尺寸和更少的晶界。此外,较高的扫描速度通常会导致较高的冷却速率,从而改变小孔几何形状、熔池稳定性和光束吸收。在某些情况下,焊接速度和热输入的组合也能够抑制IMC的形成。焊接速度的提高可能会改变熔池的形状。2级Ti扫描速度的增加导致晶粒尺寸减小(图5),这是由于冷却速度加快导致焊接强度提高。基于FZ中取向错角的微观结构演变的特征是,具有位错缠结的更多低角度晶界(形成为α亚结构)和更小比例的高角度晶界(形成为α起源于β晶粒)。在较高功率下,扫描速度对晶粒尺寸和硬度的影响变得更加明显。功率和焊接速率(扫描速度)都有助于应用于焊接区域的净功率密度(能量与功率/焊接速率成比例)。

  保护气体用于保护焊缝免受各种夹杂物、气孔和其他缺陷的影响。氩(Ar)和氦(He)是最常用的保护气体。在保护焊接过程中,熔池上方的等离子体由惰性非反应保护气体和钛离子组成,钛离子产生相对稳定的焊剂。首选氦气,因为其比重低于空气和有利于保护焊缝底部的Ar。在焊缝的表面和根部使用有效的屏蔽非常重要,以防止气孔从顶部和底部区域的入口点进入。接头之间的间隙越大,可能会产生咬边缺陷,而接头越窄,可能会导致根部填充不足。这些缺陷也是由于空气中夹带污染物导致的等离子体不稳定性引起的。空气的加入使等离子体强度发生变化,并阻止入射激光辐射,从而导致气孔、裂纹和凹陷。

  试样管由(a)激光束和(b)钨惰性气体焊接而成。在LBW的情况下,也给出了更接近的图片。

  固体/液体和液体/气体界面的形成对学术界至关重要,因为它定义了熔化是作为表面还是小孔发生的。一般来说,通过激光束吸收的能量通过小孔或通过与材料相互作用的传导模式发生。焊接过程的小孔模式允许激光束产生深而窄的焊缝。这些模式主要控制目标通过更宽的熔池表面传导模式(20%)或通过更深且窄填充的小孔(70–90%)吸收的激光束能量。这些模式可以显著改变焊接特性。不同的材料在从传导到小孔的过渡过程中表现出差异,并取决于材料的热性能(导热系数、比热容、熔点和汽化温度)。

  众所周知,在金属的固相和液相加热期间,激光脉冲的能量吸收是活跃的,直到达到汽化温度,其中开始形成小孔。小孔的产生通过逆韧致辐射机制和菲涅耳反射显著增加了能量吸收。Panwisawas等人通过使用高速摄像机和计算流体力学,模拟并验证了Ti-6Al-4V在连续时间间隔内的小孔形成和穿透深度(图6)。固/液界面的不同性质使人们能够捕捉到这些现象,并变得有趣,因为熔合区(FZ)边界的预测对工业界和学术界都很有意义。

  图6 在模拟模型和使用100 mm/s、3000 W高速摄像机成像的锁孔形成过程中液/固界面的比较。

  当系统的结构完整性是首要问题时,与残余应力有关的信息相当重要。在激光焊接过程中,无论工件夹具如何,材料的激光瞬时熔化和随后的保护气体束后冷却过程都会引发热循环。同时的加热和冷却梯度引发了差分塑性流动以及热应变和应力,这些热应变和应力是由受夹紧结构约束的相变引起的,因此在系统中诱发了集体残余应力,这些残余应力可能对屈曲强度、断裂强度和疲劳强度有害。对于异种Al-Ti焊缝,由于铝的变形能力更高,铝侧的变形更大。然而,如果焊接件在夹具中保留一天,则由于持续时间延长,压应力消除了变形。材料的延展性越高,塑性变形和垂直升力就越大。最后,时效硬化是彻底消除变形的可行方法。与高热量输入焊接工艺相比,激光焊接的变形更低。

  非均匀组装的多材料有助于获得能够在非均匀条件下执行和维持的多功能先进材料组件,还可以降低比重并防止材料浪费。在接下来的章节中,将探讨此类异种焊接的机械和材料方面。

  钛合金的异种接头可以保持母合金的机械性能。主要原因是热物理性质和化学兼容性的差异较小,从而阻止了IMC的形成。在0.65–4.1 kW的范围内施加的入射功率产生了具有足够硬度(图7(a))和UTS(图7(b))的焊缝,并通过使用氩气防止气孔。焊接过程是敏感的,低光束能量可能表示未焊透,而在高激光功率下可以观察到咬边和烧穿蒙皮。此外,入射角和入射偏移可能会影响缺陷的成形性。为了提高接头的机械性能,进行了焊后热处理(PWHT)。焊后热处理在提高自由区、热影响区和母材(BM)的延展性(伸长率)和硬度方面显示出良好的效果。然而,焊后热处理有助于UTS的轻微改善。

  与镍合金相比,这些合金重量减轻了40%,与钛铝基合金相比,其使用温度更高。然而,承载力的降低主要归因于较小晶粒的变形机制从位错滑移转变为蠕变。对于晶粒较粗的焊缝,由于其在缓慢冷却下生长的时间较长,沉淀的尺寸通常较大。在某些情况下,诱导孔隙是不可避免的,如果将其限制在5%的范围内,则不会影响接缝的承载力。值得注意的是,脉冲激光焊接由于其离散的加热和冷却循环[154],表明(Ti-22Al-25Nb/TA15)接头具有优越的机械性能。

  激光焊接后,FZ的微观结构得到细化,并发现其为基于中间相和合金成分的混合物。与α稳定剂相比,Nb、Mo和W等β稳定元素提供了更强的增强作用,从而提高了β基合金的热影响区硬度。Li等人详细讨论了Ti-22Al-25Nb与TA15焊接的微观结构演变。自由区由径向生长的树枝状结构组成。当β相快速冷却时,形成B2相形核和针状马氏体α′相(图8(a)),因此不允许β转变为α或任何其他相。根据Ti-22Al-XNb相图分析了Ti-22Al-25Nb的热影响区(图8(j))。在靠近FZ的热影响区,峰值温度高于transus B2温度,然而,较快的冷却速度抑制了β向O/α2的转变,导致B2相在该区域占主导地位。当温度降低时,B2+α2相保留在较窄的位置。随着HAZ接近BM,峰值加热温度降低到B2+O+α2相(图8(c)和(d))。自由区和热影响区微观结构的变化不会影响接头的UTS,但可能会降低延展性,在某些情况下,由于脆性和较硬的马氏体α′相的演变,导致伸长率下降至约60–81%。需要重申的是,关于异种钛-钛接头的冲击强度、疲劳强度、裂纹萌生位置、疲劳失效、循环应变特性、失效循环和裂纹扩展特性的研究工作尚未实现。

  图8 (a) B2相以及FZ中的马氏体α′相,(e)TA15 HAZ微观结构和相应的放大区(b)再结晶区,(f)细晶区,(g)粗晶区,(h)粗晶区中的马氏体α′。(i)钛铝相图和TA15合金热影响区相图。Ti-22Al-25 Nb侧HAZ的光学图像(c)概述和(d)放大图。(i)与获得的微观结构特征相对应的TA15 Ti-Al相图和(j)T-22在%Al-Nb相图。

  钛不锈钢(Ti-SS)焊接接头对石化和核工业特别重要,其中工艺容器由承载钢制成,防止环境退化和钛合金的腐蚀性水侵蚀。同样,钛不锈钢板在无缝管、管道和容器组件中具有显著的前景。相比之下,钛焊接结构在减轻航空航天行业使用的机身和部件重量方面表现突出。钛与钢的结合受到其在环境条件下非常有限的固溶度(0.1 at.%)和在液体条件下的相互固溶度的限制。

  图9显示了不同钛不锈钢接头的整个熔池硬度变化。激光焊接钛-不锈钢接头在机械载荷下发生自发开裂,并以脆性方式失效,因为FZ由FeTi(600 Hv)和Fe2Ti(1000 Hv)层以及其他IMC层组成,具体取决于合金成分。由于自焊不能产生具有所需强度的接头,过去十年中开发了各种技术来提高可实现强度的上限。为了进一步增强强度并防止Ti-Fe混合,已证明多层Ta/V/Fe可提供与退火V夹层相当的最高可获得强度,如图10所示。类似地,混合焊接技术(其中使用焊接的多个层间插入件)显示出第二高的强度。如图11(a)所示,按铁成分增加的顺序形成了一些相,包括α-Ti、β-Ti、FeTi(BCC)、Fe2Ti(λ-BCC)和α-Fe。此外,在富钛侧附近形成各种成分的共晶,这会严重影响接头的塑性性能。

  图11(a)二元(Fe-Ti)相图显示了两种IMC的存在,(b)二元合金周期系统中Ti和Fe与其他元素的溶解度特性(研究温度高达1200°C)。

  Ti-SS对的自焊接没有产生足够的机械强度(Ti的UTS为35%),而在FZ或Ti-SS焊接界面处发生没有颈缩的脆性破坏。当不锈钢侧经历较高的收缩和拉伸应力时,会产生垂直于焊接方向的枝晶间裂纹,而不锈钢焊接界面中出现的一些裂纹包含λ-Laves相。上部焊接区(WZ)主要由β-Ti和TiFe IMC的树枝晶组成,而下部包含抗断裂单相β-Ti(Fe)。Shanmugarajan和Padmanabham报告称,无论使用何种冷却速度,Ti-SS异种组合的自焊接都会导致开裂和脆化。由于其独特的晶格结构,铁在α-Ti中的固溶度在室温下极低(0.05–0.1%)。

  因此,Ti/Fe IMC在Ti-6Al-4V和42CrMo钢之间的搭接接头界面处形成,而IMC厚度随着热输入的增加而增加,证明对接头强度不利。除Zr、V、Nb、Ta、Mo和W等元素外,Ti容易与其他元素反应,形成脆性基IMC图11(b))。Casavola等人数值证明,钛对接焊接接头中的应力集中对缺陷和焊缝几何形状敏感。为了提高接头强度,Chen等人使用了0.6 mm向钢侧的偏移量,以获得UTS为150 MPa的接头。与SS201钢焊接的Ti-6Al-4V发生自发失效,没有任何偏移,但形成了两层均匀厚度的IMC层。随着脉冲能量通过改变脉冲斜率而降低,抗拉强度降低。

  为了防止钢和钛的混合,许多作者提出插入可以防止IMC形成且化学相容的中间层。铜基嵌件可以防止Ti-Fe IMC的形成,但同时也会产生相对不太脆的Cu-Ti IMC,这可能会降低接头的延展性。Cherepanov等人证实,激光在VT1-0Ti和12Kh18N10T钢之间的铜嵌件上的负散焦产生了以孔隙为特征的不均匀熔池,而当焦点直接定位在铜嵌件上时,观察到裂纹和接头失效。Zhang等人在TC4和SS301L之间使用铜夹层,以产生350 MPa的接头强度。WZ由Cu固溶体、Cu2Ti(针状和粒状)、Cu–Ti和Cu–Ti2组成。

  为了防止钛和铁的混合,作者提出了对熔点高于母体材料的铌中间层进行激光偏移。因此,焊缝的特点是在Ti-Nb侧进行熔焊,并在Nb-SS侧进行原子间扩散焊,同时发生共晶反应,从而形成具有370MPa可感知UTS的混合接头。如图12(a)所示,在没有形成任何IMC的情况下混合Ti侧的Nb,而SS侧保持未熔化,并有反应层的散发。反应层由Nb/Fe7Nb6/Fe2Nb+α-Fe/α-Fe/SS相组成,因为Fe的扩散速率比Nb快。当同一作者采用需要熔化Nb-SS侧的双焊道焊接时,在WZ中形成γ-Fe和Fe2Nb IMC,当Nb-SS界面发生断裂时,UTS恶化至170 MPa。随后的失效归因于形成相的硬度差异,这导致了裂纹发展和残余应力。聚焦在AZ31B中间层上的激光束产生了94%的焊接效率。连接是由于Ti-6Al-4V和SS304L侧的原子扩散而发生的。接头的熔化区如图12(b)所示。由于Mg17Al12 IMC的形成,Ti侧也经历了反应扩散,因为Ti由于其较低的导热性而保留了更多的热量,并将Al作为IMC促进剂。

  由于镁在液态中不溶解或与铁和钛反应,因此WZ的特征是两个微米级的薄扩散界面层。随着激光功率的提高,由于IMC脆性相的增加,断裂从不锈钢/焊缝侧转移到钛/焊缝侧。激光束聚焦在V夹层上,在Ti-6Al-4V/SS316L接头上进行一次焊接,会导致Fe、V和Ti的混合,从而促使V合金发生韧脆转变。然而,双道激光焊接导致退火,随后在Ti-V界面处断裂,从而产生含有92%V中间层的接头。图12(c)[161]显示了Ti-6Al-4V和SS316L接头的SEM蚀刻微观结构,该接头具有两道焊接模式中的V夹层,放大的插图显示了未熔化V的退火晶粒尺寸。

  图12 单层中间层的熔体区(a)Nb、(b)V和(c)Mg(AA31B)。多层夹层的熔体区(d)界面处存在Ti/Cu/Fe(e)裂纹,(f)Cu/Ti/Fe的混合,(g)弯曲载荷与挠度行为,(h)Ta/V/Fe和(i)Ti/Nb/Cu/SS。

  在一个实例中,使用与Ti-SS组合具有良好兼容性的多个夹层构成了可行解决方案的基础,以防止IMC的形成,并提高接头强度,使其等效于夹层的UTS。采用由Ti(TA1)、Cu(HS201)和Fe(ER50-6)填料的多层中间层组成的多道窄间隙焊接技术,研究其对密封承压焊接结构中常用的CP-Ti/Q235B双金属板对接焊接过渡区的相应影响。当将该工艺与GTAW进行比较时,过渡区的面积大大减少,FZ的尺寸减少了1.5–2倍,从而减少了所需的填料体积,并降低了残余应力。

  当激光焊接与爆炸焊接的多层夹层一起使用时,可以产生良好的效果。Ta和Nb等层间材料非常稳定,不会在Ti-Nb、Cu-Fe和Ti-Ta之间的界面形成IMC。Cherepanov等人采用CO2激光焊接将AISI321和VT1-0与由爆炸焊接获得的Ti-Nb-Cu-SS层制成的复合插件连接起来,如图12(i)的光学图像所示。由于完全避免了IMC的形成,观察到最高接头强度为476 MPa,因此表明了混合工艺的效率。当作者用钽代替铌时,观察到UTS值降低417 MPa。此外,液体从顶部到底部的对流来自电弧压力和表面张力。然而,浮力效应导致向上流动。对于如图13(b)所示的具有低热量输入的接头,形成了Cu-Fe-Si三元体系,并且熔池较薄,包括较高体积分数的Cu3Si。随着热输入的进一步增加(图13(d)),发生完全混合,并获得与Cu-Fe-Si-Ti四元系的均匀接合,由此FZ由由由Fe67xSixTi33树枝晶组成的α-Cu基体组成。在Ti/Cu界面处出现了河流状断口形貌,其中形成了最硬的Cu-Ti2 IMC相。

  图13 焊道形成机制。(a)熔化材料的分布和熔池中可能的流动,(b)热量输入不足和焊接速度快,(c)热量输入和焊接速度适中,(d)热量输入充足和焊接速度慢。

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