序言

鈦及鈦合金因其低密度、高比強(qiáng)度與比剛度、良好的耐腐蝕性能、優(yōu)異的低溫韌性、抗疲勞與蠕變能力，以及無毒、無磁等一系列綜合優(yōu)勢，自20世紀(jì)中期起，逐漸成為航空工業(yè)中不可替代的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)材料.然而隨著航空裝備性能要求的不斷提升，部分構(gòu)件所處服役環(huán)境日趨嚴(yán)苛，對材料的耐腐蝕性、低溫韌性以及高溫耐受能力提出了更高標(biāo)準(zhǔn).在此背景下，傳統(tǒng)單一鈦合金焊接結(jié)構(gòu)已難以完全適應(yīng)極端工況下的綜合性能需求.[1-2]因而異質(zhì)鈦合金組合結(jié)構(gòu)因其可綜合發(fā)揮不同材料優(yōu)勢并降低成本而備受關(guān)注.

目前國內(nèi)外學(xué)者對鈦合金的連接展開了廣泛的研究，所涉及到的焊接方法包括線性摩擦焊[3-4]、電子束焊[5-6]、釬焊[7-8]、激光焊[9-10]和電阻焊[11-15]等.在電阻焊方面，唐順安等人[12]實現(xiàn)了R60702鋯合金和Ti6Al4V鈦合金異種合金的電阻點(diǎn)焊，發(fā)現(xiàn)接頭斷裂模式隨電流增大由界面斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)槔鰯嗔?WANG等人[13]用電阻點(diǎn)焊配合黃銅箔夾層實現(xiàn)了AZ31B鎂合金與TA2鈦合金的連接，發(fā)現(xiàn)使用黃銅中間層能改善接頭間潤濕性提升了接頭力學(xué)性能。PIOTR等人[14]對比二級和五級鈦合金點(diǎn)焊接頭，研究焊點(diǎn)數(shù)量和排布方式對接頭承載能力的影響.FATMAHARDI等人[15]采用田口法研究 Ti-6Al-4V點(diǎn)焊，發(fā)現(xiàn)高熱輸入會增大熔核和壓痕深度，但易導(dǎo)致飛濺和馬氏體硬化，降低延展性.在電極方面，劉澤宇等人[16]、ZHOU等人[17]和GUO等人[18]研究了電極端面形狀對接頭性能的影響.目前國內(nèi)外學(xué)者對異種鈦合金的連接以及電極形狀研究了很多，關(guān)于TC4/TA2異質(zhì)鈦合金連接及特殊的電極結(jié)構(gòu)研究較少.

直升機(jī)采用了TC4/TA2異質(zhì)鈦合金板材V形復(fù)合結(jié)構(gòu)，目前在其他型號直升機(jī)采用鉚接形式，但鉚接質(zhì)量不穩(wěn)定、噪聲大、效率較低，同時鉚接釘帽會劃傷此結(jié)構(gòu)件導(dǎo)軌，且在此結(jié)構(gòu)件滑動使用過程出現(xiàn)磨損后會導(dǎo)致其鼓動脫落[19].與傳統(tǒng)鉚接工藝相比，電阻點(diǎn)焊工件的表面更加平齊美觀，加工效率更高.文中運(yùn)用ABAQUS建立點(diǎn)焊數(shù)值模型以觀察熔核形成過程;基于特殊的V形復(fù)合結(jié)構(gòu)設(shè)計專用電極，研究焊接參數(shù)對接頭宏觀成形與拉剪性能的影響，確定最優(yōu)參數(shù)及其工藝裕度，并深入分析接頭微觀組織及力學(xué)性能.

1、試驗方法

試驗采用0.6mm厚的TC4和1.0mm厚的TA2鈦合金板材，尺寸為100mmx25mm，其化學(xué)成分分別如表1和表2所示.試驗采用DZ-3x100三相次級整流電阻點(diǎn)焊機(jī)進(jìn)行焊接，上電極選用Cr-Zr-Cu球面電極，端面直徑為20mm，球面半徑為50mm，下電極基于特殊的V形材料結(jié)構(gòu)，如圖1所示.設(shè)計成如圖2所示的類楔子型結(jié)構(gòu).焊接之后在WDW-100微機(jī)控制電子式萬能試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸，拉伸示意圖如圖3所示.利用電火花線切割機(jī)沿著焊點(diǎn)直徑方向橫切點(diǎn)焊接頭，鑲嵌、研磨、拋光后采用Kroll腐蝕液對試樣進(jìn)行腐蝕，然后用掃描電子顯微鏡(SEM)對接頭分析以及硬度測試.

表1 TC4的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 TA2的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2、數(shù)值仿真分析

2.1點(diǎn)焊過程有限元數(shù)值分析模型

采用ABAQUS軟件進(jìn)行有限元模擬，建立熱-電-力多場耦合的仿真模型.建立如圖4所示的軸對稱模型，為了方便模擬計算只保留下電極前端部分采用非均勻劃分方法，焊接區(qū)域的工件單元尺寸大小為0.2,電極接觸部分的近似單元尺寸大小為0.3，模型中總計生成39553個節(jié)點(diǎn)和33366個單元，網(wǎng)格采取Q3D8R八節(jié)點(diǎn)實體單元.電極和工件的主要熱物理屬性如表3所示.模型環(huán)境溫度為20℃恒定不變，電極和工件初始溫度為20℃.電極和工件表面輻射系數(shù)和對流換熱系數(shù)始終保持不變.分別建立上電極與TC4、TC4與TA2、TA2與專用電極以及專用電極與接桿4個接觸對.將接桿與焊機(jī)下臂連接的錐面部分所有的移動和轉(zhuǎn)動完全施加為固定約束，上電極上端橫截面僅保留上下平移即沿Y方向移動的自由度.

表3焊接材料的主要熱物理性能參數(shù)

2.2數(shù)值模擬精度分析及試驗驗證

如圖5所示為焊接電流I=6.2kA，焊接時間t=0.1s，電極壓力P=2.65kN下的熔核尺寸試驗與模擬對比，圖5中熔合區(qū)(FZ)的溫度在1605℃以上，母材的溫度在416℃以下，熱影響區(qū)(HAZ)的溫度在兩者之間.從圖5中不難看出，在相同的焊接工藝參數(shù)下，試驗結(jié)果與模擬結(jié)果吻合較好.

熔核直徑模擬結(jié)果為4.57mm，試驗結(jié)果為4.41mm，相對誤差為3.5%.TC4側(cè)焊透率模擬結(jié)果為49.5%，試驗結(jié)果為47.8%，相對誤差為3.4%.TA2側(cè)焊透率模擬結(jié)果為68.2%，試驗結(jié)果為64.4%，相對誤差為5.5%.試驗結(jié)果與模擬結(jié)果數(shù)據(jù)的相對誤差均在10%以內(nèi)，且由于模擬環(huán)境接近實際點(diǎn)焊中的環(huán)境，該模型具有較高的準(zhǔn)確性.

3、試驗結(jié)果與分析

3.1點(diǎn)焊熔核形成過程的模擬結(jié)果

圖6展示了最佳工藝參數(shù)下點(diǎn)焊過程的溫度場演化規(guī)律.在焊接初始階段，圖6(a)中工件接觸面因接觸電阻高于電極-工件界面而優(yōu)先升溫.圖6(b)和圖6(c)中隨著通電持續(xù)，該區(qū)域溫度持續(xù)升高導(dǎo)致接觸電阻降低，電流密度增強(qiáng)，進(jìn)一步導(dǎo)致溫度升高.同時工件電阻率上升引發(fā)電阻熱增加，圖6(d)中當(dāng)溫度超過1605℃時形成初始熔核.圖6(e)中通電時間繼續(xù)增加后，在電流與電極壓力協(xié)同作用下，熔核尺寸持續(xù)擴(kuò)展，溫度趨于穩(wěn)定;因電極散熱效應(yīng)，熔核長大速率逐漸減緩.通電結(jié)束時如圖6(f)所示，熔核完成軸向及徑向擴(kuò)展達(dá)到最大尺寸.需特別指出，因材料屬性差異及板厚不對稱，熔核向厚板側(cè)發(fā)生顯著偏移.

3.2工藝參數(shù)對接頭熔核成形及力學(xué)性能影響

不同焊接參數(shù)對TC4/TA2點(diǎn)焊接頭拉剪載荷、熔核直徑、壓痕率以及焊透率的影響如圖7和圖8所示.最佳的焊接工藝參數(shù)為，焊接電流I=6.2kA，焊接時間t=0.1s，電極壓力P=2.18kN.該焊接參數(shù)下的接頭拉剪載荷為6.73kN，熔核直徑為4.43mm，TC4和TA2的焊透率分別61.5%和72.8%，TC4的表面壓痕率為13.0%.符合航空工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)HB5427-1989《鈦及鈦合金電阻點(diǎn)焊和縫焊質(zhì)量檢驗》中的要求.隨著焊接電流、焊接時間、電極壓力增加，接頭的拉剪載荷均呈現(xiàn)先增大后減小的“駝峰曲線”趨勢.接頭熔核直徑和焊透率隨電流和時間增加而增大，隨壓力增加減小;TC4側(cè)壓痕率隨電流、時間和壓力增加均增大.

由圖7(a)、圖7(b)和圖8(a)、圖8(b)可知，當(dāng)焊接電流小于6.2kA或者焊接時間小于0.1s時，熱輸入不足，熔核直徑偏小，有效連接界面受限，接頭拉剪載荷因而較低.增大焊接電流或時間可顯著增加熱輸入，促進(jìn)熔核充分生長、直徑擴(kuò)大及焊透率提高，有效連接面積隨之增大，冶金結(jié)合增強(qiáng)，顯著提升接頭載荷.當(dāng)電流持續(xù)增大至超過臨界值11.3kA，單位時間熱輸入過高導(dǎo)致塑性環(huán)擴(kuò)展速度超越熔核，在電極壓力作用下，熔融金屬易發(fā)生飛濺造成材料損失，在接頭內(nèi)形成氣孔、縮孔等缺陷，嚴(yán)重削弱接頭承載能力.同樣，增加焊接時間會引發(fā)焊點(diǎn)組織過度粗化，同時加劇母材及熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象，最終導(dǎo)致焊點(diǎn)強(qiáng)度下降.如圖7(c)和圖8(c)所示，當(dāng)電極壓力小于2.18kN時，接觸面積小、總電阻大、電流密度高，焊接區(qū)域析熱量劇增，這雖促使熔核尺寸增大、焊透率提高，但過量的熱輸入反而造成接頭強(qiáng)度劣化.當(dāng)電極壓力超過臨界值2.18kN，極高的貼合度顯著降低接觸電阻，同時熱量經(jīng)高導(dǎo)熱電極快速散失，致使熔核尺寸減小、焊透率降低，接頭強(qiáng)度亦隨之下降.

3.3點(diǎn)焊接頭微觀組織分析

圖9展示了最佳工藝參數(shù)下的點(diǎn)焊接頭橫截面的宏觀形貌及顯微組織特征.圖9(b)為圖9(a)中A區(qū)域放大3000倍后的熱影響區(qū)組織形貌，該區(qū)域存在大量細(xì)小且分布散亂的針狀馬氏體(a'相)組織，且靠近焊縫的部分其初生a相在焊接熱循環(huán)中于相變溫度以上滯留時間較長，得以充分轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪嗖㈤L大成針狀，隨后在快速冷卻過程中以非擴(kuò)散切變方式轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧頰’相，由于更苛刻的冷卻條件，形成的a'相比熔核區(qū)更細(xì)小，呈現(xiàn)網(wǎng)籃狀分布.圖9(c)為圖9(a)中TA2側(cè)B區(qū)域放大1000倍后的熱影響區(qū)組織形貌，該區(qū)域雖未熔化，但在熱循環(huán)作用下當(dāng)溫度達(dá)到或超過β相變點(diǎn)時，原始等軸α相轉(zhuǎn)變?yōu)榇蟪叽绂孪啵陔S后的冷卻過程中，由于TA2幾乎不含β相穩(wěn)定元素(如釩)，相變以原子擴(kuò)散為主導(dǎo)，β相分解并通過擴(kuò)散重新轉(zhuǎn)變?yōu)閍相，且a相生長方向不固定，最終形成具有鋸齒形晶界的不規(guī)則塊狀a相組織;與富含β穩(wěn)定元素的TC4側(cè)相比，TA2側(cè)因難以發(fā)生非擴(kuò)散的馬氏體相變而以粗大α晶粒為主，故馬氏體組織顯著減少.圖9(d)為圖9(a)熔核中C區(qū)域放大1000倍的組織形貌，該區(qū)域主要由粗大的馬氏體a'相構(gòu)成;熔核區(qū)經(jīng)歷最高溫度，且越接近中心冷卻速度越快，這極大地促進(jìn)了大量β相向a'相的穩(wěn)定切變轉(zhuǎn)變,導(dǎo)致形成數(shù)量眾多且尺寸粗大的a'晶粒.a'相優(yōu)先在β相的晶界處形核，隨后從晶界向β晶粒內(nèi)部生長擴(kuò)展，最終形成了按晶體學(xué)位向排列的層片狀馬氏體a'相.

3.4點(diǎn)焊接頭硬度分布

最佳工藝參數(shù)下的試樣接頭顯微硬度測試結(jié)果如圖10所示，TC4側(cè)呈現(xiàn)顯著區(qū)域性梯度:熔核區(qū)硬度最低(約為233HV)，雖富含馬氏體a’相，但其粗大板條結(jié)構(gòu)削弱強(qiáng)化效果;熱影響區(qū)近熔核處因細(xì)晶馬氏體高密度位錯阻礙位錯運(yùn)動，硬度峰值達(dá)320HV，而遠(yuǎn)離熔核區(qū)域因熱循環(huán)降溫導(dǎo)致β→a'相變不充分及組織不均，硬度下降;母材區(qū)受熱影響小，組織穩(wěn)定，硬度居中(約為284HV).TA2側(cè)分布趨勢相反:熔核區(qū)硬度最高(約為242 HV)，母材最低(約為149HV)，熱影響區(qū)略高(約為155HV).盡管兩側(cè)熔核區(qū)組織形貌相似，但TC4與TA2的化學(xué)成分差異導(dǎo)致凝固過程中溶質(zhì)擴(kuò)散不充分，引發(fā)成分偏析與硬度差異.TA2熱影響區(qū)以粗大α晶粒為主，但微量針狀馬氏體的相變強(qiáng)化主導(dǎo)其硬度提升.TC4母材因更細(xì)小晶粒及Al/V元素的固溶強(qiáng)化，硬度顯著高于TA2母材.

4、結(jié)論

(1)采用電阻焊方法可實現(xiàn)直升機(jī)TC4/TA2不等厚小V形結(jié)構(gòu)件有效連接，其接頭組織及性能均符合航空標(biāo)準(zhǔn)要求.

(2)模擬TC4/TA2鈦合金電阻點(diǎn)焊接頭形成過程，熔核隨著焊接時間增大逐漸長大，最終形成橢圓形熔核且向TA2側(cè)偏移.試驗結(jié)果與模擬結(jié)果數(shù)據(jù)的相對誤差均在10%以內(nèi).

(3)最佳焊接工藝參數(shù)為I=6.2kA、T=0.1s、P=2.18kN，此時接頭強(qiáng)度6.73kN，熔核直徑4.43mm,TC4焊透率61.5%、TA2焊透率72.8%，TC4壓痕率13.0%.TC4側(cè)熱影響區(qū)組織由針狀a'相、初生a相和初生β相組成，硬度最高(約為320HV)，熔核主要是粗大的片層狀馬氏體a'相，硬度居中(約為235HV)，TA2側(cè)熱影響區(qū)主要為塊狀a相以及少量針狀a'相構(gòu)成，硬度最低(約為155HV).

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（注，原文標(biāo)題：TC4/TA2鈦合金特殊結(jié)構(gòu)電阻點(diǎn)焊接頭熔核形成及力學(xué)性能分析）

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