用于异种材料激光焊接的多元热力学计算及界面分析方法

1.本发明涉及异种材料激光焊接技术领域，具体涉及一种应用于异种材料激光焊接的多元合金热力学计算和界面行为分析方法。


背景技术：

2.为实现节能减排、降低成本、提高运载能力,选用轻质材料实现结构轻量化，逐渐成为产品研发和生产的必然趋势。为了充分利用材料的各自优点，满足工业生产对复合结构件的材料综合性能要求，不可避免涉及到镁/钛、镁/钢、镁/铜、铝/钢异种材料的连接。异种金属的可靠连接有助于发挥两种材料的优势，起到“物尽其用”的效果，达到材料使用性能和经济效益的平衡。
3.镁
‑
钛、镁
‑
钢、镁
‑
铜异种金属属于既不反应也不互溶体系，两者仅靠自身无法实现冶金结合，因此利用母材和焊丝中的微量合金元素以及外在添加合金元素(如镀层金属等)，在反应过程中获得中间过渡层成为实现两者冶金反应的重要手段。而对于铝
‑
钢异种可反应金属体系，依然需要借助合金元素的调控来改善钎料在钢侧的润湿铺展性能、以及调控界面金属化合物层的种类和厚度。
4.合金元素的调控机制是实现异种材料高效连接的关键问题，对于合金元素种类的选择以及焊接工艺优化具有理论指导意义。本方法提出界面行为分析方法，在前人研究热力学计算的基础上，将计算引入到异种材料激光焊接领域，对于合金元素的选择、预测界面元素扩散行为、预测界面生成相、焊接工艺优化以及揭示合金元素界面作用机理具有重大意义。


技术实现要素：

5.为解决异种材料激光后续焊接工艺研究困难、预测行为不准确、无法揭示界面反应机理和分析生长机制的问题，本发明提出一种应用于异种材料激光焊接的多元合金热力学计算和界面行为分析方法，本发明的技术方案如下：
6.该方法包括以下步骤：
7.步骤一，确定进行热力学计算的三元或四元的合金体系；
8.步骤二，选择计算温度t，该温度的选择根据激光功率密度和温度场模拟进行选择；
9.步骤三，计算所选温度t下纯组元的摩尔吉布斯自由能
10.步骤四，根据miedema半经验模型计算出两组元体系的形成焓δh
1,2
，结合tanaka理论计算出两组元体系的过剩吉布斯自由能
11.步骤五，计算所选择三元、四元合金体系的过剩吉布斯自由能或
12.步骤六，计算三或四元合金体系的吉布斯自由能及各组元的化学势μ
i
；
13.步骤七，选择计算软件matlab，根据步骤二至步骤六的内容编辑计算程序并运行
程序完成计算，得到温度t下三元或四元合金体系的吉布斯自由能及体系中各组元的化学势；
14.步骤八，计算完成后输出计算结果的数据文件，并根据计算结果对合金体系的吉布斯自由能、化合物形成、界面元素扩散和异种材料结合机制进行整合。
15.进一步地，通过三或四元体系结合吉布斯自由能的轮廓图与界面限制元素含量，进行界面生成相的预测与分析，根据各组元的化学势轮廓图，以及中间过渡元素的化学势分析其扩散趋势，最终判断中间过渡元素在异种材料连接过程中的作用并分析界面结合机制。
16.进一步地，除采用固定合金成分或比例的方法进行详细分析，还包括所选焊丝成分模拟熔池主要元素组成、不熔母材界面行为分析时设定另一母材含量为零、进行非预测分析时结合能谱eds结果。
17.进一步地，根据所述的固定合金成分或比例后得到的合金体系，形成伪三或四元合金体系,将所述的伪三或四元合金体系的吉布斯自由能预测、分析某一特定微观区域的生成相，再根据伪三或四元合金体系中或特定元素比例下某元素化学势数值及其轮廓图、三维图观察并分析该元素在不同温度、对应不同焊接工艺、不同区域的扩散及分布趋势，最终对比分析不同过渡元素对异种材料连接接头的影响及其作用机制。
18.进一步地，在步骤三中，所述的计算所选温度t下纯组元的摩尔吉布斯自由能，是根据所选温度纯温度t下所涉及元素的纯组元形成焓和熵值进而计算出纯组元在温度t下的标准摩尔吉布斯自由能
19.进一步地，在步骤五中，所述的计算所选择三元、四元合金体系的过剩吉布斯自由能的过程，是建立toop模型以及toop模型与kohler模型结合形成的toop模型的拓展模型，从而分别计算三元、四元合金体系的过剩吉布斯自由能和
20.本发明的有益效果体现在：
21.借助于热力学计算模型miedema模型、toop模型及toop模型拓展模型对三元、四元合金体系进行热力学计算，获得合金体系在不同温度下的的热力学数据库，结合异种材料连接过程中元素分布的特点、分析激光焊接过程中不同焊接温度、不同中间过渡元素对结合过程的影响，诠释界面元素扩散及分布情况、预测界面中间过渡相的生成，从而揭示异种材料界面结合机制。作为预测计算时，本方法简便、容易实施，不需要大量的原材料和实验，可以节省时间提高效率并降低试验和材料的成本。
附图说明
22.图1为用于异种材料激光焊接的多元热力学计算及界面分析方法流程图；
23.图2为mg
‑
al
‑
ti体系中al元素化学势(a)和体系吉布斯自由能(b)；
24.图3为cu、ni镀层在熔合区中的扩散行为对比图；
25.其中(a)为cu元素在az92
‑
cu
‑
ti体系(代表熔合区)中的化学势，用以推测图(c)中不同cu元素含量情况下的元素扩散情况；(b)为ni元素在az92
‑
ni
‑
ti体系(代表熔合区)中的化学势，可用以推测图(d)中ni元素扩散形势；
26.图4为不同cu元素含量(<50.1at％)对al元素扩散行为的影响(a)以及不同cu元素
含量下(>45.1at％)al元素和cu元素化学势差对比图(b)；
27.图5为1500k时al和ni元素在熔合区和ti母材化学势差的对比图；
28.其中(a)和(b)分别为1500k时mg
‑
al
‑
ni
‑
ti四元合金体系中al元素和ni元素的化学势轮廓图；
29.图6为2000k时al和ni元素在熔合区和ti母材化学势差的对比图。其中(a)和(b)分别为2000k时mg
‑
al
‑
ni
‑
ti四元合金体系中al元素和ni元素的化学势轮廓图；
30.图7为1500k(图a)和2000k(图b)下0.001mg
‑
(ni
‑
al
‑
ti)体系吉布斯自由能对比图；
31.为了阐明本发明中的技术方案，选择镁
‑
钛异种材料合金体系的元素调控进行分析，下面将对实施例中所需要使用的附图进行简单介绍，附图仅仅为本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
具体实施方式
32.下面结合附图对本发明的实施方式进行详细说明：
33.具体实施方式一：
34.本发明公开了一种应用于异种材料激光焊接的多元合金热力学计算与界面行为分析方法，对三元异种材料连接过程中所涉及元素构成的合金元素体系进行热力学计算，分析界面元素扩散机理、预测界面过渡生成相、揭示连接机理。作为预测计算时，对于异种材料连接中间过渡元素的选择具有理论支撑意义，以下为本实施方式具体过程：
35.选用镁
‑
钛异种材料借助镁合金焊丝az31/az61/az91中的al元素实现连接的mg
‑
al
‑
ti合金体系进行计算分析。用根据上述计算与分析方法，所述步骤如下：
36.(1)确定热力学计算的合金体系为mg
‑
al
‑
ti三元合金体系。
37.(2)选择计算温度t为1600k。
38.(3)计算所选温度t下纯组元的摩尔吉布斯自由能
39.查看《实用无机物热力学数据手册》，获得镁、铝、钛三种元素在1600k时的摩尔生成焓分别为173.501kj/mol、50.015kj/mol和43.165kj/mol，镁、铝、钛三种元素在1600k时的熵分别为183.455
×
10
‑
3kj/k
·
mol、88.612
×
10
‑
3kj/k
·
mol和82.966
×
10
‑
3kj/k
·
mol。
40.根据公式(1)计算出纯组元在某一温度下的标准摩尔吉布斯自由能
[0041][0042]
(4)根据miedema半经验模型计算出三个二元体系mg
‑
al、mg
‑
ti和al
‑
ti的形成焓δh
1,2
，结合tanaka理论计算出两组元体系的过剩吉布斯自由能
[0043]
(5)根据toop模型计算mg
‑
al
‑
ti三元合金体系的过剩吉布斯自由能公式(2)为toop模型的计算公式：
[0044][0045]
其中，x1，x2，x3为该三元合金体系中各组元的成分含量。
[0046]
(6)根据公式(4
‑
6)可分别计算mg
‑
al
‑
ti三元合金体系的吉布斯自由能及组元mg、al、ti的化学势。
[0047][0048]
g
m
＝g
id
+g
e
ꢀꢀ
(5)
[0049][0050]
其中，g
id
为理想熔体摩尔吉布斯自由能。
[0051]
(7)选择计算软件matlab，根据步骤(2)至步骤(6)的内容编辑计算程序，运行程序。
[0052]
(8)计算完成后输出计算结果的数据文件，根据计算结果对合金体系的吉布斯自由能、化合物形成、界面元素扩散和异种材料结合机制进行分析。
[0053]
(9)根据图2预测该mg
‑
al
‑
ti三元体系的界面元素扩散特点及过渡相的生成。
[0054]
根据al元素化学势轮廓图可知，al元素由熔合区(即焊丝成分az31/az61/az91区域)向ti母材进行扩散、在ti侧富集；对比az31、az61、az91三种焊丝可知，使用az91焊丝时al元素由熔合区向ti母材扩散的初始驱动力略大于使用az31和az61焊丝时；随着al元素在ti侧的富集，al元素由熔合区向ti侧的扩散继续进行，沿着
①→②→③→④→…
的方向进行，在al元素充足且充分反映扩散的过程中ti侧富集al元素的含量将会较高；但是激光焊接的冷却过程极为迅速，al元素在ti侧的富集含量将因为快速冷却过程而受到限制。
[0055]
根据mg
‑
al
‑
ti三元合金体系的吉布斯自由能图可以看出，该体系中最易形成ti
‑
al金属间化合物，其次是mg
‑
al金属间化合物，可知al元素可以作为中间过渡元素实现mg和ti的连接；结合上述分析中al元素在ti侧的富集，可以预测该体系中可形成ti
‑
al中间过渡相；在al元素富集充分的条件下推测该ti
‑
al相为tial；同样由于激光焊接快速冷却的特点，al元素含量在ti侧的富集受到限制，可能无法满足tial相形成的成分条件而形成ti3al相；另外，预测熔合区中会有mg
‑
al相的形成。
[0056]
(10)根据实际试验中能谱仪(eds)结果可知，mg
‑
ti界面处al元素最大富集含量为27.08at％，验证了步骤九中的推测；从吉布斯自由能图中画出的实际区域可知，该成分下ti侧的生成物为ti3al，熔合区的生成物为mg17al12；mg
‑
ti的结合机制为通过al元素向ti母材扩散在ti侧形成ti
‑
al金属间化合物，熔合区中形成mg
‑
al金属间化合物，从而使mg
‑
ti不互溶不反应体系实现冶金结合。
[0057]
具体实施方式二：除实施方式一中描述的应用于异种材料激光焊接的多元合金热力学计算与界面行为分析方法，还可对四元异种材料连接过程中所涉及元素构成的合金元素体系进行热力学计算，分析界面元素扩散机理、预测界面过渡生成相、揭示连接机理。作为预测计算时，对于异种材料连接中间过渡元素的选择具有理论支持，本实施例具体过程为：
[0058]
选用镁
‑
钛异种材料借助镁合金焊丝az92中的al元素以及镀层ni或cu实现连接的
mg
‑
al
‑
ni
‑
ti和mg
‑
al
‑
cu
‑
ti合金体系进行计算分析。用根据上述计算与分析方法，所述步骤如下：
[0059]
(1)确定热力学计算的合金体系为mg
‑
al
‑
cu
‑
ti和mg
‑
al
‑
ni
‑
ti四元合金体系。
[0060]
(2)选择计算温度1500k，进行cu元素和ni元素作用对比；
[0061]
另外选择计算温度2000k，分析对比不同温度1500k和2000k下al元素和ni元素对mg
‑
ti界面反应的综合影响。
[0062]
(3)计算所选温度t下纯组元的摩尔吉布斯自由能
[0063]
查看《实用无机物热力学数据手册》，获得镁、铝、铜、镍、钛五种元素在1500k时的摩尔生成焓分别为171.423kj/mol、46.840kj/mol、47.025kj/mol、39.246kj/mol和39.956kj/mol，镁、铝、铜、镍、钛三种元素在1500k时的熵分别为182.113
×
10
‑
3kj/k
·
mol、86.563
×
10
‑
3kj/k
·
mol、86.967
×
10
‑
3kj/k
·
mol、80.791
×
10
‑
3kj/k
·
mol和80.895
×
10
‑
3kj/k
·
mol。
[0064]
查看《实用无机物热力学数据手册》，获得镁、铝、铜、镍、钛五种元素在2000k时的摩尔生成焓分别为181.816kj/mol、62.714kj/mol、62.715kj/mol、76.706kj/mol和75.423kj/mol，镁、铝、铜、镍、钛三种元素在2000k时的熵分别为188.093
×
10
‑
3kj/k
·
mol、95.697
×
10
‑
3kj/k
·
mol、95.955
×
10
‑
3kj/k
·
mol、102.343
×
10
‑
3kj/k
·
mol和100.193
×
10
‑
3kj/k
·
mol。
[0065]
根据公式(1)计算出纯组元在某一温度下的标准摩尔吉布斯自由能
[0066][0067]
(4)对于mg
‑
al
‑
cu
‑
ti四元合金体系，根据miedema半经验模型计算出六个二元体系mg
‑
al、mg
‑
cu、mg
‑
ti、al
‑
cu、al
‑
ti和cu
‑
ti的形成焓δh
1,2
，结合tanaka理论计算出两组元体系的过剩吉布斯自由能
[0068]
对于mg
‑
al
‑
ni
‑
ti四元合金体系，根据miedema半经验模型计算出六个二元体系mg
‑
al、mg
‑
ni、mg
‑
ti、al
‑
ni、al
‑
ti和ni
‑
ti的形成焓δh
1,2
，结合tanaka理论计算出两组元体系的过剩吉布斯自由能
[0069]
(5)根据toop模型拓展模型分别计算mg
‑
al
‑
cu
‑
ti和mg
‑
al
‑
ni
‑
ti四元合金体系的过剩吉布斯自由能公式(3)为toop模型拓展模型的计算公式。
[0070]
[0071]
其中，x1，x2，x3，x4为该三元合金体系中各组元的成分含量。
[0072]
(6)根据公式(4
‑
6)可分别计算1500k温度下mg
‑
al
‑
cu
‑
ti四元合金体系的吉布斯自由能及组元mg、al、cu、ti的化学势，分别计算1500k和2000k温度下mg
‑
al
‑
ni
‑
ti四元合金体系的吉布斯自由能及组元mg、al、cu、ti的化学势。
[0073][0074]
其中，g
id
为理想熔体摩尔吉布斯自由能。
[0075]
(7)选择计算软件matlab，根据步骤(2)至步骤(6)的内容编辑计算程序，运行程序。
[0076]
(8)计算完成后输出计算结果的数据文件，根据计算结果对合金体系的吉布斯自由能、化合物形成、界面元素扩散和异种材料结合机制进行分析。
[0077]
(9)根据图3分析cu和ni对mg
‑
ti连接的不同作用。
[0078]
选择al含量为10.1at％(约为焊丝az92中al元素含量)，分析熔合区中(即az92
‑
cu
‑
ti和az92
‑
ni
‑
ti体系)cu元素和ni元素的扩散行为。由图3可以看出，az92
‑
cu
‑
ti和az92
‑
ni
‑
ti体系中cu元素和ni元素的化学势最低点呈现出不同的特点，az92
‑
cu
‑
ti体系中，cu元素化学势最低点由于cu元素含量不同而出现差异，而对于az92
‑
ni
‑
ti体系中，无论ni元素含量高低，ni元素化学势最低点均出现在钛母材侧。
[0079]
添加cu、ni元素的方式为在ti母材上电镀cu或ni，那么可能会出现激光焊接之后的mg
‑
ti接头处cu、ni元素分布不均匀现象。对于搭接接头，由于激光的搅动作用镀层元素在激光直接辐照区的含量会较低，而在非激光直接作用区镀层金属的含量会较高，因此分析cu镀层元素含量的高低对mg
‑
ti接头的影响具有重要意义。
[0080]
对于az92
‑
cu
‑
ti体系，cu元素含量低于45.1at％时，cu元素化学势最小值位于ti母材前侧的熔合区中而不是ti母材上，如图3(a)中灰色
“×”
号标记，当某一含量cu元素(如p1点)在ti母材前侧富集后cu元素含量会升高(如含量升至p2点)，其化学势最低点向ti母材侧移动，对于p2的cu元素含量其化学势最低点则移动至p3点，故cu元素继续向ti侧扩散(至p3点)，随着cu含量的进一步富集会重复以上步骤，故cu元素在熔合区中的扩散行为表现为缓慢地波动性地向ti母材扩散，如图3(c)中左侧区域所示；当cu元素含量高于45.1at％时，cu元素化学势最低点存在于ti母材侧，如图3(a)中黑色
“×”
号标记，cu元素则表现出直接由熔合区向ti母材扩散的特征，如图3(c)中右侧区域所示；而对于cu含量接近45.1at％的区域，cu原子则表现出先缓慢波动性后直接性地由熔合区向ti母材扩散的特征，如图3(c)中间区域所示。由于激光焊接具有快速凝固的冷却过程，该过程不利于较低cu元素含量区域的缓慢波动性的扩散特征，故对于cu元素含量较低区域，cu元素最终会存在于ti母材前侧的熔合区中，那么cu元素能否对mg
‑
ti连接起到作用值得进一步研究。
[0081]
由以上分析可知，cu元素含量较低时，cu无法顺利扩散至ti母材处形成ti
‑
cu化合物从而促进mg
‑
ti的冶金结合，那么cu元素对al元素的扩散的影响如图4(a)，图中分析了不同cu元素含量下，al元素在mg侧和ti侧化学势差的变化趋势，即可观察出al元素由mg侧向
ti侧扩散的驱动力变化。不添加cu元素时，al元素在mg侧和ti侧的化学势差为85.82kj/mol；随着cu元素含量的升高，化学势差出现了先增大后减小的趋势。当cu元素含量为0.001at％
‑
0.301at％时，al元素在mg侧和ti侧的化学势差均大于未添加cu元素时，故cu元素促进了al原子向ti侧的扩散，有助于在界面处形成较厚ti
‑
al金属间化合物过渡层、促进mg
‑
ti的冶金结合。
[0082]
当cu元素含量大于35.1at％时，al元素的化学势差均低于未添加cu元素时，即会阻碍al原子向ti母材的扩散、阻碍ti
‑
al中间过渡层的形成。然而，该情况下cu元素会先缓慢波动性后直接性的扩散至ti母材，对于cu元素含量高于45.1at％的情况则会表现出cu原子直接性地向ti母材扩散的特点，故虽然会减少ti
‑
al中间过渡相的形成，但是却会形成ti
‑
cu中间相。
[0083]
图4(b)则对比了不同cu元素含量下al和cu元素在mg和ti侧的化学势差，分析在cu元素含量高于45.1at％时mg
‑
ti界面化合物特点。由图可知，al元素的化学势差均大于cu元素化学势差，故在接头中cu元素含量较高的区域，mg
‑
ti界面处会沿着ti母材依次形成ti
‑
al、ti
‑
cu/ti
‑
al
‑
cu金属间化合物。
[0084]
ni元素表现出不同的界面扩散行为。不论ni元素含量多少，其化学势最低点均出现在钛母材侧，如图3(b)中黑色
“×”
号所示，其在熔合区的扩散行为均为直接性向ti母材扩散，如图3(d)所示。
[0085]
图5和图6则分析了不同温度下ni元素和al元素扩散行为特点。由图可知，在1500k温度下，al元素在熔合区和ti母材处的化学势差大于ni元素，即al元素扩散驱动力较大；而在2000k温度下，ni元素在熔合区和ti母材处的化学势差较大，故ni元素扩散驱动力较大。结合图7中ti界面处的吉布斯自由能图可知，在1500k时易同时ti母材界面处形成ti
‑
al和ti
‑
ni中间过渡相，而在2000k时沿着ti母材会依次形成ti
‑
ni、ti
‑
al中间过渡相。
[0086]
以上所述，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，可轻易想到各种等效的修改或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内，另外，本发明的保护范围应以权利要求的保护范围为准。