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钛及其合金不同材料激光焊接的研究与发展现状(三)
未完待续,1.1.2 混合焊接,图14(a)二元Ti-Al相图,(b)向Ti侧进行激光偏置焊接显示不同区域的示意图,(c)顶部有Al的搭接接头配置,(e)使用填充焊丝[176]在45°处为铝和钛创建。
并通过在铝侧使用U形槽的分束激光焊接对接焊缝配置[,(g)薄扩散界面(5kW,6.6m/min,0.2mm铝偏移量)、(h)断裂扩散界面(5kW,6.6m/min,0.2mm钛偏移量)、(i)软化扩散(5kW。
8m/min,以0为中心)的SEM图像和X射线Al-k图,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,以防止IMC的形成并提高接头强度,使其与夹层的UTS相当。
采用由多层Ti(TA1)、Cu(HS201)和Fe,采用由Ti(TA1)、Cu(HS201)和Fe(E,研究其对CP-Ti/Q235B双金属片间过渡区的相,常用于密封承压焊接结构,当该工艺与GTAW相比时,过渡区的面积显著减少。
FZ的尺寸小1.5-2倍,从而导致所需的填料量减少,残余应力降低,Ning等人采用多通道激光对焊技术,使用铜夹层连接了爆炸焊接的CP-Ti/Q235双金,如图12(e)所示,由于与Fe相比。
Cu的熔点较低,因此无法阻止Ti-Fe-Cu混合(图12(f)),从而产生贯通裂纹(0.5mm),因此,形成了Fe-Ti和Ti-Cu基IMC,与母材相比,焊接接头的UTS降低了27%,冲击能降低了23%。
而断裂表面不均匀,具有晶间形态,然而,焊接接头的弯曲断裂载荷显著下降,其中钢侧趾似乎是最薄弱的部分(图12(g))。
当Zhang和他的同事使用多个Ta/V/Fe材料夹,TC4/SS301L接头的UTS(627MPa)显,双程激光束聚焦在Ta和Fe层上,阻止了V夹层的完全熔化,最终提高了强度,根据研究工作。
Ti和Ta形成BCC固溶体,同样Ti和V也完全混溶,Fe-V界面处的FZ显示存在均匀的γ-Fe+(Fe,V)固溶体(图12(h))且无裂纹,同时防止形成脆性σ-Fe相,1.3.1 激光对焊偏移钎焊,Sahul等人验证了增强的接头强度,因为他们采用向AA5083侧偏移300µm的盘式激。
以获得170MPa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1424Al侧偏移0.2mm会,通过透射电子显微镜仔细观察界面,可以发现在VT6S合金、Al3Ti和液态铝相的边界,包括连续的TiAlIMC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与液态Al相相互作用时,向Al侧形成一个包含Al3Ti的单独区域(图17(,区域2),通过AA2024和Ti6Al4V之间的摩擦搅拌焊接。
激光焊接能够将接头强度提高到290MPa左右,图20 (a,c)AZ31B填料,(b,d)富铝AZ91(e)摩尔势随铝含量降低的SEM图,(f)随着激光功率的增加。
AZ31B/Ti6Al4V样品的拉伸-剪切强度曲线,连接机制示意图:(g)、(h)填料和Ni涂层的熔化,(i)中间区的Al原子、Ni原子和直接照射区的Al,(j))–(l)不同温度范围内界面区的凝固,AZ31B/Ti6Al4V的激光偏置焊接钎焊规定的,随着激光偏移距离的减小,接头强度也会降低,因为强度太强而无法熔化与镁混合的钛。
从而使其蒸发并以飞溅的形式在焊件上可见[192],如果使用具有较低Al含量的填料,则根据菲克扩散定律,Al原子倾向于从Ti侧迁移到Mg侧,并且当温度低于437°C时。
共晶Mg17A12会以α-Mg形式形成,如图19(c)所示,由于距Mg侧的偏移距离大于0.4mm,因此界面处的可用温度不足以促使扩散并熔化Ti侧[1,流体流动受到固体钛的限制,造成不稳定的涡流,破坏了焊缝的均匀性,当偏移量减小到0.4mm以下时。
由于反冲力、重力和浮力的综合影响导致Ti焊缝界面弯,因此功率密度足以引发池流(图19(b)),因此,0.3mm处的激光偏移会促进Mg蒸发和增强的Ti-,镍及其合金广泛应用于高温航空航天领域,其中抗氧化性至关重要,很少有研究为Ni-Ti不同焊缝铺平了道路,在Seretsky和Ryba于1976年进行的早期。
Ti与Ni的点焊显示出裂纹和熔融金属的不完全混合,Chatterjee等人在后来的工作中对此进行了补,因为他们发现了具有宏观偏析的Ti2Ni和TiNi2,然而,直到最近,陈等人采用更高功率和更高焊接速度的光纤激光焊接技术,在对接焊接的Ti-6Al-4V和因科镍(Incon,如前所述。
当激光束向Inconel侧偏移时,会导致熔池中的对流减弱,Ti侧的熔体面积显著减少,Marangoni对流强度的降低导致较少的混合,从而减轻了IMC的形成。
此外,Ni较高的导热率意味着热量可以更快地消散,从而导致更宽的FZ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50%的重叠系数来获,用于Ti-6Al-4V-Inconel600接头,由于晶体失配和脆性NiTi和NiTi2IMC的形成,FZ中接头的硬度随着重叠率而增强。
且明显高于BM,结果表明,重叠是影响断裂力最大的因素,其次是焊接速度和激光功率,图19 (a)Ti-Mg的二元相图。
偏移距离(a)小于0.4mm和(b)大于0.4mm,激光焊接-钎焊是一种用于连接不互溶材料的新兴工艺,其灵感来自于连接由于接头机械强度差而难以在实际应用,在此,低熔点材料采用搭接结构焊接,而高熔点材料采用钎焊,Mg/Ti的直接熔焊会产生弱结合。
接头效率低,因为Mg和Ti不互溶,且不形成任何界面或扩散层,因此,需要Mg和Ti同时具有中等固溶度的填料元素,然而,由IMC制成的界面层要求小于10微米。
因为它可能有利于机械性能,扩散反应层的形成可以通过将机械结合转化为冶金结合以,例如,在AZ31B/Ti6Al4V接头中使用AZ91填料,这是因为直接熔焊的结合机制是机械联锁(图20(a),而激光焊接钎焊在Ti侧产生1μm厚的反应层(图20,导致冶金结合。
Ti3Al反应层形成,扩散控制Ti-Al并由于急剧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(,表明在Mg-Ti-Al三元体系中,Al有扩散到具有较低Al和较高Ti含量的区域的趋势,如图20(f)所示,在较低焊接速度下激光功率的增加增强了填料的扩散能力,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,导致界面粘合变弱,为了进一步增强和控制界面反应,选择Ni作为中间层(1.9μm)和AZ92(8.3,镍夹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,Ni夹层的加入将拉伸剪切从2057N(AZ91)提,发现随着激光功率从1100W增加到1700W,反应层的厚度从2.08增加到3.22μm,图20(g-l)描述了不同区域的微观结构演变,在直接激光照射下,Mg填料熔化(图20(g)),而Ni涂层在熔融的Mg中溶解并扩散(图20(h))。
其中,激光热输入不足以熔化Ni层,由于液体流动不深,形成了中间区,在直接辐射区,填料的Al元素扩散到Ti侧。
在冷却(1180°C)时形成Ti3Al沉淀,如图20(j),在中间区域,Ni和Al原子都处于液态并相互溶解(图20(i)),随着温度进一步降低至650°C以下,液态AZ92开始凝固并引发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,同时在界面处形成Al-Ni相,之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[196],反应层厚度随着界面温度和扩散时间的增加而增加,因此。
偏移距离对Ti/Mg接头的可靠性有显著影响,因为它控制着界面处的温度和扩散,界面的硬度主要取决于随功率变化而变化的IMC的数量,对于强冶金接触,受控的明显反应层是关键,Chen等人利用Al侧的55°槽角研究了界面反应层,结果表明,由于Ti具有更高的断裂强度。
裂纹萌生位置在Al侧具有更高的扩展可能性,反应层很薄,这里的裂纹扩展将导致Ti和Al处的塑性变形,导致变形能显著增加,因此,断裂特性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。
对于蜂窝/锯齿状(图17(i-l))和薄片状,UTS较高,而裂纹扩展较低,但总体而言,它比厚或无反应层要好,为了在他们后续的工作中提高反应层的均匀性,Chen和其同行在Al和Ti端采用了一个带有45°。
这导致UTS为278MPa,高于他们之前的研究,1.2.3 使用搭接接头、预切槽、裂隙梁和填充金属,1.2 钛-铝接头,1.4 钛-镍接头,图17焊接VT6S和1424合金的相互作用区域(a。
T40/MZ界面用于优化样品界面形态(e)和元素A,并说明界面上的EDS信号变化,(i)显示裂纹偏转的锯齿状/蜂窝状反应层的断裂表面,(k)棒状反应层,(l)薄片状反应层由许多裂脊组成,表示接缝和反应层之间的粘合。
激光电弧混合焊接可以更有效地将热输入传递到铝侧,因为铝不能有效地吸收激光能量,Gao等人利用激光冷金属过渡焊接技术(CMT)混合,连接过程是焊接-钎焊,其中Al侧进行焊接,Ti侧用液池进行钎焊,称为原子扩散,结果表明。
如图18(a)所示,在2.5kW激光功率下形成IMC层(0.7µm)足,这有助于在82-98J/mm范围内的比热输入,如图18(b)所示,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。
Ti原子溶解在熔池中,随后反应形成TiAl2,因为冷却速度足够快来抑制有害的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累,从而降低朝向Ti侧顶角的凝固速率(图18(e)),使其熔化并允许Ti原子以更高的浓度进一步移动,从而在L+TiAl2→TiAl3之后形成更厚的连续。
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(100,将薄箔扔向目标片材,焊接机制完全防止了IMC的形成。
因为接头取决于诱发的塑性变形,Wang等人通过剥离试验获得了比AA1100和2级,他们证明,较大的焊点尺寸可以增加焊接面积,由于较低的功率密度对Al飞轮造成的损坏较小,而Ti侧由于孪晶引起的塑性变形,硬度增加,更高的冲击速度导致微观结构中更多的波。
具有更短的波长和更小的焊点尺寸,从而导致更大的振幅,基于激光的混合焊接和冲击焊接已显示出令人鼓舞的结果,以证实其用于探索进一步的应用,1.2.2 铝侧偏移激光焊接。
文章来源:Current research and,Optics & Laser Technology,Volume 126,June 2020,106090,江苏激光联盟陈长军原创作品,为了减少IMC层的不利界面效应,在5052和Ti-6Al-4V之间采用激光搭接接头。
通过增加激光功率和降低焊接速度来获得184MPa的,为更宽的接头提供足够的界面反应,扫描速度和功率过高或过低都会导致界面反应层失效,而最佳参数会导致TiWZ断裂,表现为Ti侧脆性断裂和Al侧韧性剪切断裂,Vaidya等人使用分束激光熔化带有U形槽的AA6,以获得Ti6Al4V钎焊接头,界面处的疲劳裂纹扩展性能最低。
撞击界面(90°)的平行裂纹沿界面方向发生变化,导致立即失效,实验表明,向工件进给的角度(β)应保持在25-45°,Tomashchuk等人通过使用Al-Si填料以及。
获得了200MPa的UTS,双半点焊接接头AA5754和T40的接头效率为90,图17(e-f)显示4047的共晶结构在界面处积累,向Ti侧偏移的激光焊接可能是有利的,因为Al的较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少,经实验验证的数值模拟表明,对于AA5754/二级钛,在10mm/s的焊接速度、250µm(Tiside,可产生80MPa的接头强度[188],IMC层的厚度随着入射线性能量的增加而增加。
相应地,Al-TiIMC层的较高厚度增加了裂纹形成和扩展的,从而降低了延伸率、屈服强度和极限抗拉强度,随着UTS的轻微下降,Leo等人表明,在350°C下进行焊后热处理后,由于马氏体回火和晶粒粗化效应,朝向Ti侧的激光偏置焊接提高了延伸率。
450°C下的PWHT会导致Ti/Al的扩散,从而增加Al3Ti的数量,从而产生脆性断裂,Casalino等人[183]针对AA5754和T,如图16所示,后来,Casalino等人实现了约90%的接头效率,对于光纤激光焊接AA5754和Ti6Al4V对接接。
偏移值相对较高,为0.75mm,以防止Ti在界面处熔化,超高线性能量(70J/mm)导致裂纹、几何缺陷,并造成FZ的扩展宽度,而线性能量降低至35.30J/mm,表明由于形成均匀且薄的1µmIMC层,UTS呈上升趋势。
图16IMC界面的演化及抗拉强度和线性能量的关系,图18 抗拉强度与(a)激光功率和(b)热输入的函,具有激光功率(c)2.5kW、(d)1.5kW和(,在探索Ti/Mg接头的工程应用的过程中,研究人员现已开始努力研究各种混合焊接技术的效果并使。
主要挑战是Ti和Mg的热物理性质存在显著差异,其中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是,因此凝固后不可能发生反应或原子扩散,采用激光偏置焊接或激光焊接钎焊混合工艺可以获得合格,以下各节将提供详细信息和说明。
1.2.1 钛侧偏移激光焊接,1.3 钛-镁接头,图15不同Al-Ti系组合的抗拉强度随偏移位置和焊,1.3.2 激光搭接钎焊,Ti/Al的潜在应用可以在例如由Ti合金制成的机翼,其中Ti合金外壳和铝合金蜂窝焊接在一起,然而,在小孔模式下将Ti直接激光焊接到Al会导致冷裂纹。
钛铝激光焊接的特点,在Ti-Al界面形成的非期望IMC相的尺寸、分布、,Ti在Al中的扩散系数为2.15×10−8m2/s,不同金属的熔焊需要一定程度的相互固体溶解度,以促进接头的可行性。
根据图14(a)[179]中描绘的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相在含2%Ti的富铝侧形成。
在Ti中存在一定量的Al但不形成IMC的可能性可以,在焊接钎焊过程中控制这种微量成分是非常困难的,并且正在努力限制许多脆性IMC的形成,如Ti3Al、TiAl、TiAl2和TiAl3,已采用各种技术来减少有害的IMC形成。
如激光向Al或Ti侧偏移(图14(b)),使用对接接头或搭接接头配置(图14(b,c)),或采用填充材料并将端部接头切成V形槽或U形槽(图1,图15概述了这些修改对UTS的影响。
Tomashchuk等人[180]总体上显示了激光,发现将激光束向Ti合金偏移会产生主要由TiAl3和,这些缺陷是由于毛细捕获和熔化区的富钛液体喷射而形成,此外,将光束聚焦在接头中心会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,激光向铝合金的偏移产生了良好的接头。
厚度减少≤10%,界面厚度最小(图14(g)),介于5.4和18.6µm之间,连同实验调查和检查,建模和数值模拟对于预测和理解温度分布、焊缝几何形状,关于数值模拟,Dal等人采用基于传热、流体流动和质量传递的多物理,误差幅度为25%。
误差幅度归因于对输入参数、扩散系数和活化能的假设,而忽略IMC晶粒生长参数方面,中间图:异种材料T40与 AA5754铝合金焊接时,https://doi.org/10.1016/j,1.1.1 多个夹层,江苏激光联盟导读:,由于伴随马氏体回火和残留β相溶解的热处理。
Ti的硬度增加[181],在HAZ中,由于可用马氏体数量较少,硬度值会降低,激光焊接导致AA5754侧的硬度增加,这是由于固溶体强化和伴随Mg溶解的精细凝固结构[1,然而,在进行焊后热处理(PWHT)后。
由于晶粒在Al固溶线以上的粗化和成核,硬度降低,在向Al侧偏移0.2毫米处,Nikulina等人[29]表明界面处的硬度与控制,发现Ti3AlIMC层的硬度为490Hv。
这会导致接头变脆,但可以通过限制供热量和焊接速度来避免,Casalion等表明,由于镁在AA5754晶界析出后晶粒尺寸的细化,朝向Ti侧的激光偏移会导致Al侧FZ中出现轻微沉淀,此外,由于快速冷却效应导致针状马氏体结构(α')的形成,Ti侧的FZ也表现出较高的硬度。
图13焊道形成机制,(a)熔池中熔化材料的分布和可能的流动,(b)热量输入不足,焊接速度快,(c)热量输入和焊接速度适中,(d)热量输入充足,焊接速度慢,本文对不同材料焊接钛合金的现状进行了总结。
讨论钛及其合金同钢、铝合金、镁合金、镍基合金等的焊,介绍用来提高焊接接头强度的改性技术以及异种材料的焊,对显微组织、机械性能和断裂特征等也进行了综述,1.2.4 激光混合焊接,下图:T40/MZ(填丝材料为 4047 ):(a,(b)元素Al的成分分布,(c)Si和(d)Ti的元素分布,当激光焊接与爆炸焊接的多个夹层一起使用时。
可以产生良好的效果,Ta和Nb等夹层材料非常稳定,不会在Ti-Nb、Cu-Fe和Ti-Ta之间的界面,Cherepanov等人采用CO2激光焊接将AIS,如图12(i)的光学图像所示。
由于完全避免了IMC的形成,观察到的最高接头强度为476MPa,这表明混合工艺的效率,当作者用Ta代替Nb时,观察到UTS值降低了417MPa,在其他工作中。
使用Cu3Si夹层进行激光冷金属转移电弧混合焊接,导致UTS增加,热输入增加,复合焊接中的焊缝成分和温度取决于激光-电弧协同效应,激光聚焦在V形槽的拐角处朝向不锈钢侧,导致不锈钢侧的初始和快速熔化,此外,从顶部到底部的液体对流来自电弧压力和表面张力。
而浮力效应导致向上流动,对于如图13(b)所示的低热输入接头,形成了Cu-Fe-Si三元系统,熔池更薄,包含更高体积分数的Cu3Si,随着热量输入的进一步增加(图13(d)),发生完全混合并获得与Cu-Fe-Si-Ti四元系统,由此FZ由α-Cu基体和Fe67xSixTi33枝。
河流状断裂形态发生在Ti/Cu界面,其中形成了最硬的Cu-Ti2IMC相,江苏激 光联盟激光红欢迎您持续关注,下图:激光钎焊的异种材料Mg/Ni涂覆Ti的时候在,(b) 1300 W,(c) 1500 W,(d) 1700 W.。
TRIBALOY T
2,蒙乃尔合金 如:Monel 400,K500,Ni200(N6),Ni201(N4)。
2,高温耐热高强度合金:GH3030,GH3039,Inconel 718等侧重于高温高强度的耐热合金,TRIBALOY T-400金属间化合物强化型钴基,只能铸造生产,1。
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6K等侧重高温耐磨的钴合金,高温耐热合金(耐热温度可至1300℃的Haynes,纯耐磨损钴合金主要用途:化工阀门和泵的部件,汽车排气阀以及钢铁工业的热加工工具,3,镍铬系列合金 如:Inconel600。
Incoloy 800,Alloy20Cb等,1,哈氏合金 如:Hastelloy C276,C22,C4。
C2000,Hastelloy B-2,B-3,高温耐腐蚀合金(哈氏C276,哈氏B等),2,钴铬钼系列。
CoCrMo,stellite21等侧重于高温耐腐蚀的钴合金,高温耐磨耐蚀合金(CoCrW,钴铬钨,stellite6/6B/6K等),专注于钴合金锻压件(锻件、轧制件、丝材与超细丝)。
精密铸件的研发与推广.钴合金按照用途分为:纯耐磨损,耐蚀性能卓越,替代STELLITE4,STELLITE1,STELLITE100,TRIBALOY T-400,TRIBALOY T-800用于苛刻复杂的高温耐磨。
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