钛及其合金异种材料激光焊接的研究与发展现状（3）

长三角G60激光联盟导读

4.3. 钛铝接头

钛铝激光焊接的特点：Ti-Al界面处形成的非期望IMC相的尺寸、分布、形态和厚度由扩散系数、激光焊接线性能量、激光偏移位置和与界面的距离、焊接填充材料的选择和凹槽的特征决定。Ti在Al中的扩散系数为2.15×10?8 m2/s，可在600°C的温和温度下维持。异种金属的熔焊需要一定程度的互固溶解度，以提高接头的可行性。根据图14（a）所示的Ti-Al相图，在500°C时，Al在Ti中的溶解度为13%，而Ti在Al中的溶解度接近0%。TiAl3相在Ti的2%时在富Al侧形成。钛中可能存在一定量的铝，但不形成IMC，这种可能性可以忽略不计。已采用各种技术来减少有害的IMC形成，例如激光向铝或钛侧偏移（图14（b）），使用对接或搭接配置（图14（b，c）），或使用填充材料并将端部接头切割为V形槽或U形槽（图14（d–f））。

图14（a）二元Ti-Al相图，（b）朝向Ti侧的激光偏置焊接示意图，显示不同区域，（c）铝在顶部的搭接配置，（e）使用填充丝在45°处为铝和钛创建的V形坡口，以及通过在铝侧使用U形槽的分束激光焊接的对接焊缝配置。（g）薄扩散界面，（h）断裂扩散，（i）软化扩散。

图15 不同Al-Ti系组合之间基于偏移位置和焊接参数的抗拉强度变化。

图15概述了这些修改对UTS的影响。Tomashchuk等人总体上表明了激光束位置对界面形态的影响。发现将激光束向钛合金偏移会产生厚界面，主要由TiAl3和大缺陷组成（图14（h））。这些缺陷是由于毛细管捕集和富钛液体从熔化区喷出而形成的。此外，将梁聚焦在接头中心导致焊缝厚度减少约20%，从而影响接头强度（图14（i））。另一方面，向铝合金方向的激光偏移产生了良好的接头，厚度减少了≤ 10%和最小界面厚度（图14（g）），介于5.4和18.6μm之间。

4.3.1. 激光偏置焊接钛面

向钛侧偏移的激光焊接是有利的，因为铝的高反射率会降低工艺效率、反应性和低熔点，从而导致飞溅。因此，它产生的飞溅比铝偏移小。Leo等人表明，在350°C焊后热处理后，由于马氏体回火和晶粒粗化效应，向Ti侧的激光偏置焊接可提高延伸率，但UTS略有降低。450°C的焊后热处理导致Ti/al扩散，增加Al3Ti的数量，从而产生脆性断裂。Casalino等人研究了AA5754和T40合金的线能量与IMC界面形状和UTS之间的关系，如图16所示。后来，Casalino等人实现了约90%的接头效率，用于光纤激光焊接AA5754和Ti6Al4V对接接头，相对较高的偏移值为0.75 mm，以防止钛在界面处熔化。超高线性能量（70 J/mm）导致裂纹、几何缺陷并产生FZ的扩展宽度，而线性能量降低到35.30 J/mm的值揭示了UTS的上升趋势，因为形成了均匀且薄的1μm IMC层。

图16 IMC界面的演变以及抗拉强度和线能量的关系。

4.3.2. 激光偏置焊铝侧

Sahul等人验证了增强的接头强度，因为他们在向AA5083侧偏移300μm的位置使用圆盘激光，以获得170 MPa的UTS，而不使用任何凹槽或填料。在其他工作中，在具有最小线性能量的1424 Al侧的0.2 mm偏移产生非常薄的1μm TiAl IMC层。通过透射电子显微镜仔细观察界面，发现在VT6S合金、Al3Ti和液态Al相的边界上有3个区域，包括连续的TiAl IMC层（图17（A，区域1））。当液相和α相Ti相互作用并与Al过饱和时，形成TiAl相。当TiAl与液Al相相互作用时，向Al侧形成一个包含Al3Ti的单独区域（图17（A，区域2））。通过AA2024和Ti6Al4V之间的搅拌摩擦焊接获得的UTS具有62%的接头效率。激光焊接能够将接头强度提高到290 MPa左右。

图17 焊接VT6S和1424合金相互作用区（a）的亮场电子显微镜图像，以及区域1-3（b-d）的电子显微衍射图案。T40/MZ界面，用于优化样品界面形态（e）和元素Al（f）、Si（g）和Ti（h）的成分图，以及界面上EDS信号变化的图示。（i）锯齿状/细胞状反应层显示裂纹偏转和（j）第二裂纹尖端停止反应/焊缝界面的扩展，（k）棒状反应层，（l）由许多撕裂脊组成的片状反应层的断口和界面微观结构，表示焊缝和反应层之间的内聚。

4.3.3. 使用搭接接头、预切槽、分梁和填充金属

对于强冶金接触，受控的明显反应层是关键。Chen等人利用铝侧55°的槽角，研究了界面反应层形态对裂纹敏感性和UTS的影响。结果表明，由于钛具有更高的断裂强度，因此裂纹萌生位置在铝侧有更高的扩展可能性。反应层相当薄，此处的裂纹扩展将导致Ti和Al处的塑性变形，导致变形能显著增加。因此，断裂特征取决于铝反应层界面形态，因为它们起源于铝侧的接缝。他们证明，细胞状/锯齿状（图17（i–l））和片状的UTS较高，而裂纹扩展较低，但总体上优于厚或无反应层。

为了减少IMC层的有害界面效应，在5052和Ti-6Al-4V之间采用激光搭接配置，通过增加激光功率和降低焊接速度获得184 MPa的UTS，以提供具有足够界面反应量的更宽接头.

4.3.4. 激光混合焊接

激光-电弧混合焊接可以更有效地将输入的热量传递到铝侧，因为铝不能有效吸收激光能量。Gao等人利用激光冷电弧转移（CMT）混合焊接工艺获得了95.5%的母材（BM）接头效率。连接过程为焊接钎焊，其中铝侧进行焊接，钛侧用称为原子扩散的液池进行钎焊。结果表明，如图18（a）所示，在2.5 kW的激光功率下形成IMC层（0.7μm）足以在某些工艺参数窗口中形成冶金键，这些工艺参数有助于在图18（b）中确定的82-98 J/mm范围内产生比热输入。

如图18（c）所示，当提供足够的热输入时，熔池向外和向上流动，以完全覆盖Ti界面，从而实现充分的反应。钛原子溶解在熔池中，随后反应形成TiAl2，因为冷却速度足够快，可以抑制有害的TiAl3形成。热量输入不足会导致根部缺陷，而激光功率过大会导致热量积聚，从而降低顶角朝向Ti侧的凝固速度（图18（e）），导致其熔化，并允许Ti原子以更高的浓度进一步移动，从而形成更厚的连续TiAl2层和TiAl3，随后形成L+TiAl2→ TiAl3。除了混合焊接外，还引入了一种称为激光冲击焊接的新焊接方法，该方法可以通过使用脉冲激光产生受限等离子体（1000 m/s）将非常薄的金属片（起搏器、电池）和金属箔连接在一起，从而将薄的金属箔抛向目标金属片。基于激光的混合焊接和冲击焊接已取得令人鼓舞的结果和足够的接头强度，以证实其用于探索进一步的应用。

图18 抗拉强度是（a）激光功率和（b）热输入的函数。激光功率为（c）2.5 kW、（d）1.5 kW和（e）3.0 kW的接头IMC层生长机制示意图。

4.4. 钛镁接头

为了探索钛/镁接头的工程应用，研究人员现在已经开始努力研究各种混合焊接技术的效果以及使用填料来生产质量合格的接头。主要挑战是Ti和Mg的热物理性质存在实质性差异，在该差异下，Mg在1091°C下蒸发，可能导致激光熔焊不适用。此外，二元Ti-Mg相图（图19（a））表明，Ti和Mg不互溶，因此固化后不可能发生反应或原子扩散。通过采用激光偏置焊接或激光焊接钎焊混合工艺可以获得可接受的钛/镁接头强度。

图19 (a) Ti-Mg二元相图。偏移距离的胎圈形成机制(a)偏移距离小于0.4 mm， (b)偏移距离大于0.4 mm。

4.4.1. 激光对焊钎焊

激光偏置焊钎焊AZ31B/Ti6Al4V的最大接头效率为85.1%。随着激光偏移距离的减小，接头强度也会降低，因为强度太强，无法熔化与镁混合的钛，从而使其蒸发，并以飞溅的形式出现在焊接件上。

4.4.2. 激光搭接钎焊

激光焊接钎焊是一种新兴的连接不互溶材料的工艺，其灵感来自于连接不同的材料，这些材料由于接头的机械强度较差而难以在实际应用中取得成功。在此，在搭接配置中对低熔点材料进行焊接，而在高熔点材料中进行钎焊。镁/钛的直接熔焊产生弱键，接头效率低，因为镁和钛不互溶，不形成任何界面或扩散层。因此，需要与镁和钛具有中等固溶性的填充元素。然扩散反应层的形成可以通过将机械连接转化为冶金连接以及防止裂纹扩展来提高接头的UTS。

例如，AZ31B/Ti6Al4V接头使用AZ91填料（9 wt%Al）将AZ31B填料（3 wt%Al）与钎焊填料的接头效率从22.9%提高到47%。这是因为直接熔焊中的结合机制是机械联锁的（图20（a）），而激光焊接钎焊在钛侧产生1μm厚的反应层（图20（b）），导致冶金结合。Ti3Al反应层形成，扩散控制Ti-Al，并由于快速的热梯度而受到限制。正的Ti-Mg摩尔焓表明没有发生相互反应（图20（c）），表明在Mg-Ti-Al三元体系中，铝有扩散到铝含量较低和钛含量较高的区域的趋势。如图20（f）所示，较低焊接速度下激光功率的增加增强了填料的扩散能力和润湿性，从而增强了原子扩散。激光功率的进一步增加会降低接头强度，因为较高的热输入会蒸发镁填料，导致界面结合较弱。

图20 （a，c）AZ31B填料的SEM图像和相应的EDX扫描，（b，d）富铝AZ91（e）摩尔电位随铝含量降低。（f）随着激光功率的增加，AZ31B/Ti6Al4V样品的拉伸剪切强度分布。连接机制示意图：（g）、（h）填料和镍涂层的熔化，（i）中间区铝原子、镍原子和直接辐照区铝原子、钛原子的溶解和扩散，（j）-（l）不同温度范围下界面区的凝固。

为了进一步增强和控制界面反应，选择镍作为中间层（1.9μm），加入AZ92（8.3–9.7 wt%）填料。镍中间层增强了填料的扩散能力和润湿行为，从而使焊接过程稳定。镍中间层的加入将拉伸剪切力从2057N提高到2387N。发现随着激光功率从1100 W增加到1700 W，反应层的厚度从2.08μm增加到3.22μm。不同区域的微观结构演变如图20（g–l）所示。在直接激光照射下，镁填料熔化（图20（g）），而镍涂层在熔化的镁中溶解和扩散（图20（h））。

其中，激光热输入不足以熔化镍层，由于液体流动不深，形成了中间区。如图20（j）所示，在直接辐射区，填料的铝元素扩散到Ti侧，在冷却（1180°C）时形成Ti3Al沉淀。在中间区，镍和铝原子均处于液态，并相互溶解（图20（i））。随着温度进一步降低到650°C以下，液体AZ92开始凝固，并诱导Mg与Al和Ni的反应，导致在界面中间区附近形成Mg-Al-Ni三元化合物，而在界面处形成Al-Ni相。随后，随着激光功率的增加，Mg-Al-Ni三元化合物从枝晶生长为针状结构，如图20（l）所示。

4.5. 钛镍接头

镍及其合金广泛应用于高温航空航天应用中，其中抗氧化性至关重要。很少有研究为镍钛异种焊接铺平了道路。如前所述，当激光束向铬镍铁合金侧偏移时，导致熔池中的对流强度降低，钛侧的熔体面积显著减少。Marangoni对流强度的降低导致混合减少，反过来缓解了IMC的形成。此外，镍的较高导热性意味着热量可以更快地耗散，从而产生更宽的自由区和更低的热梯度。为了强调使用低功率光纤激光器焊接T型接头的可行性，Janasekaran等人采用了50%的重叠系数，以获得Ti-6Al-4V-Inconel 600接头150 N的最大断裂力。结果表明，重叠是影响断裂力的最主要因素，其次是焊接速度和激光功率。

4.6. 钛铌接头

图21 （a）在激光脉冲能量为9 J、持续时间为6 ms的情况下获得的Ti-Nb异种焊接横截面。单个脉冲光斑对（b）Ti和（c）Nb的光斑强度及其相应的穿透深度的影响。（d）Ti-Nb的二元相图表明不存在任何IMC。（e）焊缝硬度的变化。

4.7. 钛与其他材料的焊接

研究钛合金与聚合物、铅（Pb）和铜（Cu）激光焊接的尝试相当少。最近，一种新型的激光冲击点焊（LISW）被用于焊接纯Ti和Cu薄板，而不会熔化组成材料。在低温、高冲击速度和大角度下，通过固态焊接机制（图22（a））将两块板连接在一起。预变形的飞片板用粘合剂固定在基板（Cu）上。脉冲能量为1800 J/mm、脉冲宽度为8μm的Nd:YAG激光器在将其转移到透明约束层时撞击了驼峰。此后，激光束撞击凸起上的烧蚀吸收层，并瞬间蒸发材料。

随着温度升高，形成等离子体，然后吸收入射激光能量，在受限的透明层中快速膨胀，从而产生高表面压力。因此，产生冲击波，冲击波在驼峰中传播，在巨大冲击压力下由于塑性剪切变形而变形并产生固态结合（图22（b））。由于冲击压力而形成的块状物与底板呈0°接触，但随着碰撞的径向扩展，碰撞角增大，形成波浪状结构，如图22（d）所示。因此，随着角度的增加，由于冲击压力的释放，点焊完成时会有一定量的回弹（图22（e））。

图22 （a）激光冲击点焊（LISW）的实验原理，（b）在不同激光脉冲能量下产生的Ti/Cu接头横截面图的光学显微照片：（b）565 mJ，（c）1550 mJ。激光冲击点焊接头形成过程示意图；（d） LISW之前；（e）驼峰凸起并高速碰撞到基板上；（f）驼峰首先以0°接触底板；（g）焊接阶段；（h）形成波形结构。（i） Ti-6Al-4V-Pb异种接头焊缝不同区域的化学成分。

Chen等人使用脉冲Nd:YAG激光将Ti和PET连接在一起，并得出结论，通过适当控制激光波形，即上升/下降，可以最大限度地减少PET的降解。根据Hall-Petch关系，金属的硬度和强度随着晶粒尺寸的减小而增加。与未受影响的BM中的晶粒相比，再结晶区和细晶粒区中的晶粒更细。此外，在细晶粒区发现了最细的晶粒尺寸。图23（a）和（b）描绘了与钛焊接的不同材料的UTS和硬度变化。

图23 （a）不同激光焊接异种钛基接头及其相应焊接区的强度（b）硬度。

5、钛激光焊接难点及主要冶金缺陷

焊接缺陷受到工艺参数的严格影响。由于不存在第二相颗粒、杂质和分散物，导致接头在焊接区内没有明显裂纹，因此，钛及其合金不易出现FZ内基于凝固的裂纹和HAZ内的液化裂纹。填充材料和脉冲能量的选择直接影响焊接质量。对于异种接头，控制热过程和扩散过程对于避免结构和微观缺陷至关重要。缺乏融合和穿透完全取决于应用的参数和接头间隙距离，因为随着接头间隙的增加，会产生更多的能量损失。

同样，如果采用1 mm的正散焦，激光焊接模式会导致未焊透。Nakamura和同行在高速摄像机和X射线探测器的帮助下，使用10 KW激光功率研究了板上珠子的飞溅形成机理。发现在较低的焊接速度下，在锁孔前方形成伸长熔体，较高的流体速度导致飞溅物喷出（图24（a））。剪切流是由于从锁孔位置以亚音速喷射羽流而形成的，以引入向上的熔体流。因此，飞溅物从锁孔壁喷出，积聚形成细长熔体。如图24（b）所示，随着焊接速度的增加，小孔入口侧前方的拉长熔融金属比减小。羽流喷射发生偏差，以减少将拉长熔体返回熔体池的剪切力的累积。

图24 （a）熔池中熔体流动示意图和导致飞溅的细长熔体几何形状（b）焊接速度对飞溅发生位置和尺寸的影响。

5.1. 多孔性

激光功率不足、脉冲类型和持续时间选择不当可能会导致未完全穿透，而保护气体使用不当可能会产生空洞、孔隙和孔洞。锁孔壁隆起的阴影效应和锁孔塌陷前锁孔尖端的快速冷却导致蒸汽压力下降，从而使保护气体被截留。残余应力对机械性能产生不利影响，而未焊透导致的内部间隙会导致内部故障。孔隙率和空穴作为断裂部位的引发剂，是更高应力集中的首选部位。孔隙的聚集及其形状影响疲劳性能。

.2. 咬边和填底

咬边和底部填充缺陷也称为凹度，对焊缝强度的不利影响远大于气孔。对于典型的航空发动机，要求严格的焊接质量，并定义了咬边、多余焊缝金属、过度熔透、未完全填充的坡口、根部凹度、收缩槽等的公差，在这些公差范围内可以实现可接受的焊缝。当部件承受动态载荷（如疲劳）时，与焊缝轮廓和几何形状相关的缺陷（如底充、咬边、根部凹陷和收缩）是不可取的。

这些缺陷增加了应力集中，因此导致疲劳裂纹萌生和加速腐蚀。激光焊接中的咬边可以在上表面和根部表面形成，并以更高的焊接速度开始，从而使BM回流到焊趾并填充间隙的时间更短。减少和消除咬边的一些可能方法包括使用散焦光束、较小的调制幅度、添加送丝和后续加工。通过在激光焊接过程中施加预挤压载荷，可以完全消除底部填充缺陷。先前的一项研究指出，随着底部填充半径的增加，疲劳失效循环会改善，并且可以通过移除焊趾进一步改善。

拉伸试样断裂前的应变图。

5.3. 开裂

由于特定的同时条件，例如熔池污染、延展性损失、形成敏感的脆性微观结构（魏氏）、微观结构梯度以及由于熔池凝固和膨胀系数不匹配而产生的更高水平的残余局部应力/应变，WZ中可能会出现裂纹。同样，疲劳裂纹起源于其他焊接缺陷附近。焊接结构的疲劳裂纹扩展速率（da/dN）低于BM。在加载过程中，作为应力提升剂的氧化液滴也会产生裂纹。底部填充物和孔隙的存在进一步有助于裂纹的发展。

钛自生焊缝的裂纹敏感性可以通过改变工艺参数来控制，但这不适用于异种材料焊缝。异种接头的裂纹形成以IMC层的不受控增长和反应、脆性相的数量及其分布为特征，最终导致体积和热失配。例如，TiNi、FeNb、Mg-Al-Ni、FeTi和AlTi基IMC可能会导致自发开裂和二次裂纹，这些裂纹在断裂开始时出现，导致瞬时脆性破坏。

焊后热处理提高了脆性马氏体相的延展性，并提高了延伸率，直至断裂。当在750℃的温度下进行预热时，γ-TiAl合金的焊接显示出无裂纹接头。激光脉冲成形可用于调整接头，以避免潜在的灾难性裂纹。激光焊接钎焊方法需要使用填料并将激光束向其中一种母材偏移以形成薄扩散层，也可以产生无缺陷接头。因此，疲劳抗裂性的增强完全取决于界面或扩散反应层的特性。

6、总结与展望

钛合金激光焊接的当代研究已呈现出一种新兴趋势。虽然在考虑钛合金的激光焊接时，强调了与生物医学、航空航天、石化和体育行业相关的一些应用，但在当前的技术时代，有必要进一步探索更新和最先进的应用。激光焊接的复兴吸引力促使材料工程师不断研究新型和异种材料组合的焊接，以供进一步应用。通过对钛合金异种激光焊接的综述，可以得出以下结论；

1，由于热物理性能差异较小以及没有IMC相，Ti-Ti接头的焊接效率相当高。双梁焊接模式在提高抗拉强度、伸长率和硬度方面显示出有益的特性，而焊后热处理通过提高延展性来增强断裂特性。这些接头在高温下保持60-70%的抗拉强度。

2.钢-钛焊缝的特点是脆性Fe-Ti IMC接头，导致接头瞬时失效。为了获得合适的接头强度，使用Nb、Cu、Mg和V元素的单个中间层来阻止IMC的形成，但对于每个中间层，Ti或Fe部分都会促进脆性IMC。当通过双道焊或混合爆炸焊接工艺使用多个Ti:V:Fe中间层以最终防止IMC形成时，设想了令人鼓舞的结果。

3，优化激光功率和扫描速度有助于异种Al-Ti接头的整体热输入，可以减少和控制TiAl IMC的相位、分布和尺寸。与向钛侧偏移相比，向铝侧偏移的激光提供了几乎相似的接头强度，而使用不同形状、角度的凹槽和填料显示了接头拉伸和疲劳强度的良好增强。

4，通过采用激光焊接钎焊工艺，使用镁基填料进行对接和搭接，以防止钛和镁的混合，获得了可接受的钛/镁接头强度，接头效率超过88%。

5.初步调查表明，镍、铌、铜和聚合物等材料可以成功焊接。铌不会形成IMC并保持其连接强度，而激光透射焊接用于含钛聚合物，激光冲击点焊用于连接铜片。

6.激光焊接接头的失效要么是由于拉伸载荷期间的结构不连续性，要么是由于焊接缺陷，如裂纹、缺陷、孔洞和孔隙。这些不连续性导致脆性、韧性或混合脆韧性破坏，可从断口图中理解。异种焊接件表现出脆性特征，因为接头在IMC界面处失效，而以延性失效为特征的接头仅在不存在脆性相的熔合区内出现。由于飞溅和蒸发而导致应力集中的缺陷，如咬边和底部填充，可能是不可避免的。增加上下板的气体保护使用，修改接头间隙和使用填充丝有助于缓解此类缺陷。焊接速度和热输入的增加有利于防止气孔的形成。

与钛合金的搅拌摩擦焊接不同，钛合金的激光异种焊接远不是一种成熟可靠的工艺。这项工作的主要部分集中在钛钢、钛铝和钛镁基接头上。然而，未来可能会焊接不同类型的铝、镁和铁基合金及其不同形状和厚度的挤压、铸造和液压成形零件。到目前为止，激光焊接本身作为一种单独的工艺还不能专注于新兴材料。例如，能够增强钛基接头适用性的关键工程材料，如马氏体时效钢、陶瓷、复合材料和多孔材料，一直没有引起研究人员的兴趣。预计在不久的将来，激光钎焊工艺的当前成功将使科学家能够证明该工艺的最大能力，作为获得行业要求的前奏。

参考文献：Titanium in Medicine: Material Science, Surface Science, Engineering, Biological Responses and Medical Applications, Springer Science & Business Media (2012)