解決鈦/鋁異種增材界面脆性難題：鋁基板沉積鈦的激光工藝優(yōu)化與組織調(diào)控研究——聚焦熔合比優(yōu)化對Al?Ti化合物形態(tài)控制及接頭力學(xué)性能提升的協(xié)同效應(yīng)

1、引言

鋁合金由于其低密度、易加工的特性，現(xiàn)已被廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天等領(lǐng)域進(jìn)行輕量化設(shè)計(jì)[1-2]，但由于鋁合金的強(qiáng)度相對較低，其作為結(jié)構(gòu)材料在一些極端服役環(huán)境下大量使用時(shí)易發(fā)生失效，如作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)附近的結(jié)構(gòu)件，鋁合金在高溫下強(qiáng)度會(huì)下降，易帶來安全隱患，而鈦合金以其低密度和高強(qiáng)度和低共振系數(shù)3-4]，被認(rèn)為是進(jìn)行局部強(qiáng)化的良好材料[5]。鈦/鋁的異種金屬增材制造可以實(shí)現(xiàn)局部強(qiáng)化和功能分區(qū)，在保留輕量化特征的同時(shí)，在局部承載區(qū)域用鈦合金增強(qiáng)結(jié)構(gòu)件的強(qiáng)度、耐磨和耐腐蝕性能[6-8]，如在飛機(jī)的機(jī)身、機(jī)翼等結(jié)構(gòu)中，需要使用高強(qiáng)度、低密度的材料來制造承力部件，以減輕飛機(jī)的質(zhì)量，提高其燃油經(jīng)濟(jì)性和飛行性能。鈦合金的高強(qiáng)度和鋁合金的低密度相結(jié)合，通過激光增材制造技術(shù)制造出的異種金屬服役結(jié)構(gòu)件，能夠在保證結(jié)構(gòu)強(qiáng)度的同時(shí)，兼顧輕量化設(shè)計(jì)，結(jié)合鈦和鋁兩種合金的優(yōu)點(diǎn)，實(shí)現(xiàn)輕量化與高強(qiáng)度的統(tǒng)一[9]。因此，對鈦/鋁異種金屬增材制造的研究受到廣泛關(guān)注，然而，由于鋁合金與鈦合金熱物性差異大，且易形成脆性Ti-Al金屬間化合物(IMCs)，難以實(shí)現(xiàn)有效連接[10-11]。

由于鋁合金熔點(diǎn)遠(yuǎn)低于鈦合金，為了減少界面反應(yīng)，研究者們普遍采用在鈦基板上熔融沉積鋁來實(shí)現(xiàn)鋁/鈦異種金屬增材制造的方法。Fatoba等[12]研究了掃描速度對鈦基板上激光沉積鋁的沉積層性能的影響。隨著掃描速度的增加，沉積層的寬度、高度和熱影響區(qū)(HAZ)均減小，而沉積層的顯微硬度和腐蝕速率均增大。Hotz等[13]采用鋁合金AlMg3、AlSi10Mg和鈦合金Ti6Al4V使用激光定向能量沉積技術(shù)制備功能梯度材料，在過渡區(qū)發(fā)現(xiàn)了金屬間相和裂紋。Zhang等[14]提出利用新型交織結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)Ti6Al4V/AA2024異種金屬增材，Ti6Al4V與AA2024之間的機(jī)械互鎖減輕了脆性IMCs對界面的不利影響，其抗剪強(qiáng)度為86.1MPa。

目前對于鈦基板上沉積鋁的研究較為廣泛，但為實(shí)現(xiàn)局部高強(qiáng)與整體輕質(zhì)的統(tǒng)一，后續(xù)需對鈦基板進(jìn)行機(jī)加工，受到成本及生產(chǎn)效率影響，實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中更期望實(shí)現(xiàn)鋁基板上沉積鈦合金，而目前以鋁為基板的鈦/鋁異種增材研究較少，且界面強(qiáng)度有限。Tian等[15]比較了沉積順序?qū)?gòu)件力學(xué)性能的影響，使用冷金屬過渡焊接(CMT)方法于鋁基板上沉積TC4鈦合金，界面結(jié)合強(qiáng)度為30MPa;Nagamatsu等[16]利用CMT方法在鋁/鈦界面設(shè)計(jì)了十字形晶格的機(jī)械互鎖結(jié)構(gòu)，最終界面極限抗拉強(qiáng)度為55.5MPa。

本工作基于調(diào)控界面熔合比對鈦/鋁異種增材進(jìn)行激光加工工藝優(yōu)化，提高鈦/鋁界面結(jié)合強(qiáng)度，分析了鈦/鋁異種結(jié)合界面微觀形貌和組織成分，并探究不同增材層數(shù)下界面組織及殘余應(yīng)力的演變行為，對鈦/鋁異種激光增材工藝調(diào)控給出參考。

2、實(shí)驗(yàn)

本研究采用6061鋁合金為基板，基板尺寸為100mm 50mmx10mm,使用前用1200#砂紙打磨去除表面氧化層，使用無水乙醇清洗后靜置干燥，焊絲為TC4，焊絲直徑為1.2mm,所用基板及焊絲化學(xué)成分如表1和表2所示。

表1 6061鋁合金的化學(xué)成分

Table 1 Chemical composition of 6061 aluminum alloy(wt%)

表2 TC4焊絲化學(xué)成分

Table 2 Chemical composition of TC4 wire(wt%)

所用的設(shè)備包括激光器、送絲機(jī)構(gòu)、水冷機(jī)、KUKA機(jī)器人和保護(hù)氣艙,如圖 1所示,激光光斑直接作用于焊絲，激光傾斜5°，焊絲與基板夾角為45°。其中，所用激光器為武漢銳科RFL-C6000光纖激光器,水冷機(jī)為武漢漢立HL-8000水冷機(jī),為防止增材過程中鈦合金發(fā)生氧化,使用自行設(shè)計(jì)的亞克力保護(hù)氣艙進(jìn)行保護(hù),實(shí)驗(yàn)前通入高純氬氣 10 min,保證氣艙內(nèi)氧含量較低。

由于鋁鈦熔點(diǎn)差異巨大,第 1層 TC4焊絲熔化沉積至鋁基板時(shí)必然引起鋁基板大量熔化,而鋁鈦間極易形成脆性金屬間化合物。為提高鋁鈦界面結(jié)合強(qiáng)度,從盡量減少鋁基板熔化、降低金屬間化合物產(chǎn)生的角度出發(fā),本工作以激光功率、掃描速度、送絲速度和離焦量為變量,以焊縫熔合比  θ為響應(yīng)值,進(jìn)行一系列單因素試驗(yàn),下式為熔合比  θ的計(jì)算公式:

式中,  A_m為焊縫截面中母材金屬所占的面積,  A_n為焊縫截面中填充金屬所占的面積。

對其進(jìn)行多元非線性回歸分析,從而獲得實(shí)現(xiàn)最佳熔合比的工藝參數(shù)。表 3為工藝參數(shù)。

第 1層 Ti沉積結(jié)束后,后續(xù)增材過程轉(zhuǎn)變?yōu)?TC4鈦合金間的增材,因此采用固定工藝參數(shù),層間冷卻時(shí)間固定為 5min,具體實(shí)驗(yàn)參數(shù)如下表 4所示。

表3第1層工藝參數(shù)

Table 3 Process parameters of the first layer

表4后續(xù)沉積層工藝參數(shù)

Table 4 Process parameters of subsequent deposited layers

對增材后的樣品橫截面冷鑲嵌后分別使用 400#、800  #、1500#、2000#水磨砂紙打磨,使用氧化鋁拋光劑進(jìn)行機(jī)械拋光,使用Kroll試劑對界面進(jìn)行腐蝕,使用體視顯微鏡拍攝界面形貌并使用Image Pro軟件對腐蝕后的界面形貌進(jìn)行染色處理，根據(jù)灰度不同將Ti轉(zhuǎn)換為紅色，將熔池中的Al轉(zhuǎn)換為藍(lán)色，并統(tǒng)計(jì)紅藍(lán)面積以進(jìn)行熔合比計(jì)算。使用Zeiss MERLIN Compact掃描電子顯微鏡觀察顯微組織。

對增材10層后的樣品進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸試樣如圖2所示。

3、結(jié)果與分析

3.1工藝參數(shù)優(yōu)化

對激光功率、送絲速度、焊接速度和離焦量 4種工藝參數(shù)進(jìn)行單因素試驗(yàn),對焊道截面進(jìn)行金相腐蝕并使用Image Pro軟件根據(jù)截面襯度不同對其進(jìn)行染色處理,如圖 3所示,左上角數(shù)字表示對應(yīng)的實(shí)驗(yàn)編號(hào),其中紅色為沉積鈦區(qū)域,藍(lán)色為焊道熔化區(qū)域,并獲取其面積,根據(jù)式(1)計(jì)算不同參數(shù)下的熔合比,所獲得熔合比數(shù)據(jù)如表5所示。

表5不同工藝參數(shù)下的熔合比

Table 5 Fusion ratios under different process parameters

在多元非線性回歸中以激光功率、焊接速度、送絲速度及離焦量為自變量,熔合比為因變量,變量之間的關(guān)系為:

按照四元非線性回歸方程設(shè)置,對實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行歸納和整理,得出熔合比與工藝參數(shù)的四元二次多項(xiàng)式:

其中  β₀為常數(shù)項(xiàng),  β₁ 、β₂ 、β₃ 、β₄ 為線性系數(shù),  β₅ 、β₆ 、β₇ 、β₈ 為二次系數(shù),  β₉ 、β₁₀ 、β₁₁ 、β₁₂ 、β₁₃ 、β₁₄ 為交叉系數(shù)。

對公式進(jìn)行逐步回歸分析,得到各項(xiàng)參數(shù)估算值及95%置信區(qū)間如表 6所示。

表6各項(xiàng)參數(shù)估算值

Table 6 Estimated values of various parameters

在此回歸方程中,  R2 =  0.951, F檢驗(yàn)統(tǒng)計(jì)量為 6.951, P值為 0.00564(<0.05),模型整體顯著。

根據(jù)此回歸方程確定可實(shí)現(xiàn)最佳熔合比的工藝參數(shù)為功率 2.1 kW,焊接速度 1m/min,送絲速度 45mm/s,離焦量+10 mm,后續(xù)增材過程以此參數(shù)作為第 1層工藝參數(shù),第 2層及后續(xù)多道參數(shù)使用統(tǒng)一的鈦合金增材參數(shù)。

3.2增材界面組織演變

圖 4為不同鈦合金增材層數(shù)下鈦鋁界面組織形貌,當(dāng)增材層數(shù)為 1層時(shí),鈦熔滴直接接觸鋁基板使基板大量熔化,形成 V形截面,鋁鈦界面產(chǎn)生大量金屬間化合物,化合物形貌主要分為沿界面彌散、均勻分布的點(diǎn)狀化合物及粗大由鈦側(cè)向鋁側(cè)大量生長樹枝狀化合物,如圖  4a、4a 1 所示。由表 7中 EDS分析結(jié)果可知,沿界面生長的點(diǎn)狀化合物均為  Al 3 Ti化合物。

與單層沉積界面相比,隨著增材層數(shù)的增加, 3層增材界面處點(diǎn)狀化合物長大并增多，單層沉積界面中的粗大樹枝狀化合物破碎為針狀，同時(shí)在界面處觀察到微裂紋。

當(dāng)層數(shù)增加至5層時(shí)，針狀化合物進(jìn)一步減少，此時(shí)界面處匯集大量彌散的點(diǎn)狀化合物，成分全部為Al3Ti。同時(shí)隨著增材層數(shù)增加，由于鋁鈦熱膨脹系數(shù)差異帶來的熱應(yīng)力及增材層厚度增加帶來的結(jié)構(gòu)應(yīng)力不斷積累，界面處微裂紋擴(kuò)展，將顯著降低界面強(qiáng)度，如圖4c所示，5層時(shí)裂紋甚至從沉積層左側(cè)擴(kuò)展至橫貫界面一半，同時(shí)隨著增材層數(shù)增加裂紋數(shù)量明顯增多并匯集，如圖4b、4c裂紋數(shù)由1條增加至4條，開裂風(fēng)險(xiǎn)增大。

當(dāng)增材層數(shù)增加至10層時(shí)，針狀化合物幾乎全部消失，彌散的點(diǎn)狀化合物匯集為完整一層。這是由于Al原子擴(kuò)散系數(shù)約為Ti原子的20倍，在增材的反復(fù)加熱作用下，Al3Ti中的Al原子不斷向Ti側(cè)擴(kuò)散，造成針狀A(yù)l3Ti化合物消失，Al原子在界面處不斷累積，最終形成完整化合物層。為進(jìn)一步確定界面產(chǎn)物，對增材試樣截面進(jìn)行微區(qū)XRD分析，由圖5可知界面處Al3Ti等Al-Ti化合物均有產(chǎn)生。

此外，由SEM圖像及EDS線掃結(jié)果(圖6)可知，界面處存在富Al層/富Ti層交替出現(xiàn)現(xiàn)象，這是由于第1層增材時(shí)熱輸入較小，Ti絲材在激光能量作用下未能完全熔化，同時(shí)送絲速度較大，絲材溫度較高但未完全熔化時(shí)與鋁基體接觸，熱量迅速傳遞到鋁基體導(dǎo)致鋁基體熔化，熔池被絲材劇烈攪動(dòng)，于是形成富Al/富Ti層疊交錯(cuò)現(xiàn)象，這種層疊結(jié)構(gòu)對界面力學(xué)性能也有一定改善。

表 7圖 4中各點(diǎn)EDS結(jié)果

Table 7 EDS results of marked points in Fig.4(at%)

3.3力學(xué)性能及斷口形貌

在10層增材樣品界面處切取拉伸試樣，獲得平均抗拉強(qiáng)度為60.67MPa，如圖7所示，相比于先前的研究有所提升，原因?yàn)樵诘?層優(yōu)選的工藝參數(shù)下熱輸入較小且熱量均勻分布于Ti絲材，Ti溫度分布較為均勻，且送絲速度較快，絲材在激光能量作用下存在局部未熔化并劇烈攪動(dòng)熔池，形成如圖6所述的富Al/富Ti層交錯(cuò)的界面結(jié)構(gòu)，拉伸時(shí)這種交替結(jié)構(gòu)相互承受載荷，對接頭力學(xué)性能具有改善作用。

對拉伸斷口進(jìn)行SEM/EDS分析，由圖8可見，Ti側(cè)斷口具有大量明顯的河流花樣及解理臺(tái)階特征,斷裂模式以脆性斷裂為主,由EDS分析結(jié)果表8可知,Ti側(cè)斷口處化合物成分以AlTi及AlTi3為主,化合物成分及斷裂形式符合由脆性金屬間化合物引起的脆性斷裂模式。通過對如圖8拉伸斷口鋁側(cè)形貌進(jìn)行觀察,可發(fā)現(xiàn)鋁側(cè)斷口同樣存在大量河流花樣及解理臺(tái)階特征，如圖 8綠色框內(nèi)所示，但在局部地區(qū)出現(xiàn)韌窩特征，如圖8黃色框內(nèi)所示。為進(jìn)一步說明斷裂特征與化合物成分的關(guān)系,分別對黃色框內(nèi)和綠色框內(nèi)相應(yīng)點(diǎn)進(jìn)行EDS分析,由表 8可知,綠色框內(nèi)脆性斷裂特征處各點(diǎn) Al、Ti元素大致成 1:1比例,可認(rèn)為全部為 AlTi化合物相,符合在化合物作用下引起脆性斷裂規(guī)律。黃色框內(nèi)韌窩區(qū)域有較高含量的鋁存在,可認(rèn)為鋁母材在此位置發(fā)生局部斷裂,即接頭韌性有所改善,但韌窩區(qū)域所占面積較少,斷裂模式仍以脆性斷裂為主。

為研究斷裂路徑,將拉伸斷口拼接后使用 SEM及EDS進(jìn)行分析,由圖 9斷口界面偏鋁側(cè)形貌及表 9中 EDS結(jié)果可見,斷口鋁側(cè)存在大量成片化合物,同時(shí)斷裂界面不規(guī)則,化合物成分主要為 AlTi,伴隨少量  Al 3 Ti。

根據(jù)拼接后斷口鈦側(cè)形貌及相應(yīng) EDS結(jié)果,如圖 9及表 9所示,鈦側(cè)界面存在殘留的鋁基體,這是由于上文提到優(yōu)化的工藝參數(shù)熱輸入較小同時(shí)送絲速度較快,熔池發(fā)生劇烈攪動(dòng),形成富Al/富Ti層交錯(cuò)結(jié)構(gòu),部分鋁嵌入鈦中形成機(jī)械互鎖而與鈦基體通過化合物層相連,故拉伸時(shí)斷裂于鋁與化合物之間,部分鋁由于機(jī)械互鎖殘留在鈦側(cè)。在鋁鈦連接時(shí),這種機(jī)械互鎖僅占一小部分,其余大部仍以鋁鈦反應(yīng)產(chǎn)生化合物相連,根據(jù) EDS結(jié)果,斷裂兩側(cè)為  AlTi 3 與  AlTi 3 或 Ti,因此可認(rèn)為斷裂大部分發(fā)生在 AlTi與  AlTi 3 或 Ti之間,這是由于  AlTi 3 AlTi 3 或 Ti存在較大晶格畸變,并結(jié)合增材反復(fù)熱循環(huán)帶來的較大殘余應(yīng)力,界面處發(fā)生開裂。

表8圖8中拉伸斷口兩側(cè)相應(yīng)的EDS結(jié)果

Table 8 EDS results of Ti and Al sides of the tensile fracture in Fig.8(at%)

表9斷口拼接圖像中對應(yīng)各點(diǎn)的EDS結(jié)果

Table 9 EDS results corresponding to each point in the spliced fracture images of Fig.9(at%)

3.4增材界面殘余應(yīng)力演變有限元模擬

使用 Abaqus有限元仿真軟件對鋁/鈦異種增材過程進(jìn)行熱力順序耦合有限元模擬,采用生死單元技術(shù)模擬增材過程中材料的沉積行為。由于增材過程包含復(fù)雜的熱物理過程,因此在對計(jì)算結(jié)果影響不大的前提下進(jìn)行如下假設(shè):(1)鋁基板及沉積層材料均是各向同性;(2)忽略材料汽化對模擬的影響;(3)材料激光吸收率為常數(shù)。

3.4.1控制方程

本研究主要分析了增材過程中構(gòu)件的殘余應(yīng)力演化規(guī)律,因此采用熱-力順序耦合模型,模型的三維非線性瞬態(tài)熱控制方程為  [17]:

式中,  C p 、λ和  ρ分別為材料的比熱容、導(dǎo)熱系數(shù)和密度; T為溫度場分布函數(shù);t為傳熱時(shí)間;  ΔH為材料熔化潛熱,Q為單位體積內(nèi)熱源的熱流密度。

增材過程中鋁、鈦應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系均遵循熱彈塑性理論,其微分方程可表示為  [18]:

式中,  ε x 、ε y 、ε z 分別為 x、 y、 z方向的法向應(yīng)變,  σ x 、σ y 、σ z 分別為 x、 y、 z方向的法向應(yīng)力。 E為彈性模量, v為泊松比, a為熱膨脹系數(shù)。

由于沉積實(shí)驗(yàn)的基板水平放置在工作臺(tái)上,因此在進(jìn)行應(yīng)力場分析之前,需要對基板底部施加固定約束  [19]。

模型采用米塞斯屈服準(zhǔn)則,其表達(dá)式為  [20]:

其中,  σ ˉ為 Von Mises等效應(yīng)力,  σ 1 、σ 2 、σ 3 分別為 3個(gè)方向的正應(yīng)力。

3.4.2模型驗(yàn)證

仿真所用的工藝參數(shù)基于上述工藝優(yōu)化過程，參數(shù)如表10所示。為獲得穩(wěn)定的溫度場截取移動(dòng)熱源達(dá)到第1沉積層中間位置時(shí)刻(t=2.4s)時(shí)的模型界面溫度分布云圖，將模擬所得熔池溫度分布與試驗(yàn)所得熔池輪廓作對比，同時(shí)使用熱電偶采集增材過程鋁基板側(cè)面中間位置的熱歷程并與仿真結(jié)果作對比,采集位置及鋁/鈦異種增材模擬的物理模型如圖 10所示,對比結(jié)果如圖 11所示,仿真結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合較好,驗(yàn)證了溫度場模型的準(zhǔn)確性。

表10仿真工藝參數(shù)

Table 10 Simulation process parameters

目前,測量殘余應(yīng)力的方法主要有 X射線衍射法、盲孔法、顯微硬度壓痕法等  [21]。在這些測試方法中,測定成形零件表面殘余應(yīng)力的顯微硬度壓痕法是最簡單、最方便的方法,對零件幾乎沒有破壞性。在本研究中,采用該方法測量 10層增材后構(gòu)件橫截面中由鈦向鋁直線上各點(diǎn)的殘余應(yīng)力,并與仿真結(jié)果進(jìn)行對比以驗(yàn)證應(yīng)力場仿真的準(zhǔn)確性。

為簡化計(jì)算過程,假定材料的應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系為  [22]:

材料殘余應(yīng)力及殘余應(yīng)變計(jì)算公式為  [23]:

式中  ε res 為殘余應(yīng)變,  σ res 為殘余應(yīng)力,  H m 為顯微硬度, K為材料的強(qiáng)度系數(shù), n為材料的應(yīng)變硬化指數(shù),  c 2為被測材料表面實(shí)際投影接觸面積 A與理論投影接觸面積  A norm 之比。實(shí)際投影接觸面積 A和理論投影接觸面積  A norm 的計(jì)算方法如圖 12所示  [23]。A norm 的計(jì)算公式如下:

式中  L₁與  L₂為維氏硬度壓痕菱形的兩對角線長度。

對鈦鋁異種增材接頭進(jìn)行打磨拋光后,使用硬度計(jì)沿厚度方向?qū)Ρ砻孢M(jìn)行硬度測量,共 24個(gè)測量點(diǎn),并基于以上計(jì)算方法計(jì)算各點(diǎn)的殘余應(yīng)力值,將模擬計(jì)算所得 Von Mises等效殘余應(yīng)力與實(shí)驗(yàn)計(jì)算所得殘余應(yīng)力作對比,硬度測量點(diǎn)位置示意圖及對比結(jié)果如圖 13所示,結(jié)果表明,殘余應(yīng)力從下向上呈現(xiàn)先增后減趨勢,在鋁鈦界面處達(dá)到峰值,界面兩側(cè)殘余應(yīng)力較小,模擬值與實(shí)測值偏差不顯著,因此模擬可準(zhǔn)確預(yù)測接頭的殘余應(yīng)力分布特征。

3.4.3界面殘余應(yīng)力演變特征

在激光增材制造過程中,由于激光能量集中且鋁鈦有較大的熱膨脹系數(shù)差異,加熱過程中將存在較大的內(nèi)應(yīng)力,隨著增材過程結(jié)束,整體構(gòu)建溫度下降并逐漸冷卻至室溫,在冷卻過程中材料內(nèi)應(yīng)力將重新分布。

如圖 14所示為增材不同層數(shù)鈦合金時(shí)的鋁鈦異種接頭沿焊道方向截面的殘余應(yīng)力分布，當(dāng)僅增材1層時(shí)，由于沉積鈦與鋁基板直接接觸，在熱源作用下沉積鈦整體具有較高的殘余應(yīng)力，同時(shí)焊道下方部分鋁基體受到熱傳遞作用也具有較高的殘余應(yīng)力。隨著增材層數(shù)增加，后續(xù)增材鈦合金熱輸入較大，在加熱時(shí)鈦層溫度超過熔點(diǎn)形成液態(tài)熔池，其內(nèi)應(yīng)力幾乎為零，而冷卻至室溫時(shí)，其殘余應(yīng)力向鈦鋁界面處集中;當(dāng)增材層數(shù)較少時(shí)，鋁基板受激光能量加熱作用較大，界面以下鋁基板處殘余應(yīng)力范圍逐漸擴(kuò)大。隨著增材層數(shù)繼續(xù)增加，特別是層數(shù)達(dá)到4層及以上時(shí)，由于鈦導(dǎo)熱系數(shù)低，鋁基板受到激光加熱作用逐漸減小，基板處殘余應(yīng)力范圍逐漸減小并向鈦鋁界面處集中，而沉積鈦層中出現(xiàn)層狀高殘余應(yīng)力區(qū)域，但整體殘余應(yīng)力仍較低，高殘余應(yīng)力仍集中于鈦鋁界面附近。此外由于鈦鋁異種增材構(gòu)件在增材起始及結(jié)束端存在集合突變，在構(gòu)件界面前后兩端處往往存在應(yīng)力集中，而焊道前端應(yīng)力集中情況更為嚴(yán)重，如圖14中的10層所示，焊道前端Von Mises殘余應(yīng)力可達(dá)近300MPa，因此在實(shí)際增材過程中往往由焊道前端發(fā)生翹曲及開裂。

另外提取焊道前端界面處殘余應(yīng)力隨增材層數(shù)的變化曲線，如圖15所示，增材3層及以下時(shí)隨層數(shù)增加鋁基板受到激光熱影響較大，故殘余應(yīng)力隨層數(shù)增加逐漸增大，3~6層時(shí)由于沉積鈦層有一定厚度，鈦導(dǎo)熱性能較差，鋁基板受到激光熱影響減弱，基板殘余應(yīng)力減小，因此界面處殘余應(yīng)力隨之減小，6層及以上時(shí)由于鈦層逐漸加厚，結(jié)構(gòu)應(yīng)力逐漸增大，殘余應(yīng)力向界面集中，且界面處焊道前端幾何突變帶來應(yīng)力集中加劇，因此殘余應(yīng)力急劇增大,造成接頭前端極易開裂。

4、結(jié)論

1)基于調(diào)控界面熔合比進(jìn)行激光加工工藝參數(shù)優(yōu)化，并通過系列單因素試驗(yàn)和非線性回歸分析獲得最佳工藝參數(shù)，在此基礎(chǔ)上進(jìn)行了鈦/鋁異種金屬激光增材，獲得接頭力學(xué)性能提升，界面平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到60.67 MPa。

2)分析了增材不同層數(shù)下的界面組織演變規(guī)律，隨增材層數(shù)增加，脆性針狀化合物破碎為點(diǎn)狀并逐漸匯集為完整一層，同時(shí)在優(yōu)選的參數(shù)下界面存在富鋁/富鈦交錯(cuò)結(jié)構(gòu)，有助于提高界面力學(xué)性能。

3)建立了增材過程的熱力順序耦合有限元模型，分析了界面殘余應(yīng)力演變特征，隨增材層數(shù)增加殘余應(yīng)力向界面附近集中，且焊道前端應(yīng)力集中最顯著，不同層數(shù)下焊道前端殘余應(yīng)力呈現(xiàn)先增后減再急劇增大的趨勢。

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（注，原文標(biāo)題：鈦/鋁異種金屬激光增材工藝優(yōu)化及界面演變特征）