牛小男，崔麗，王鵬，賀定勇，曹慶

(1.北京工業(yè)大學，北京，100124；2.江蘇斯普瑞科技有限公司，宜興，214200)

0 序言

鈦合金具有優(yōu)良的耐蝕性、較小的密度、較高的比強度及較好的韌性和焊接性[1-2]，不銹鋼具有良好的耐蝕性和較高的塑韌性[3-4]，而鈦合金/不銹鋼復合結(jié)構(gòu)由于同時具備兩種合金的優(yōu)點，在航空航天、化工、國防軍事裝備等領域得到了廣泛的應用[5-6].然而，由于兩種材料在晶格類型、原子半徑、電負性等化學性能以及冶金兼容性方面的顯著差異，鈦合金/不銹鋼異種材料焊接存在諸多挑戰(zhàn)，其中最主要的難題是接頭易生成脆性極高的Ti-Fe 金屬間化合物(intermetallic compound，IMC)[7-8]，導致接頭力學性能顯著降低[9].因此，鈦合金/不銹鋼異種材料的優(yōu)質(zhì)、高效焊接問題受到研究人員的廣泛關注，而過渡層金屬的優(yōu)化是改善焊接接頭性能的有效途徑之一[10-12].

目前國內(nèi)外對于鈦合金/不銹鋼異種材料焊接用的過渡層金屬方面進行了大量的研究.研究表明，以純Ag 作為過渡層，雖然接頭界面會有AgTi化合物相生成，但可獲得力學性能較好的接頭[13-14].然而，由于Ag 成本的限制，Ag 過渡層難以在實際工程中應用，目前主要集中在Cu，Ni 等過渡層金屬的研究，這是由于接頭界面處形成的Cu-Ti 相比Ti-Fe 相具有更好的塑韌性.Zhang 等人[15-16]研究了0.2 和0.4 mm 厚Cu 箔對鈦合金/不銹鋼激光焊接頭的影響，結(jié)果表明，添加兩種厚度的Cu 箔可獲得抗拉強度分別為210 和320 MPa 的鈦合金/不銹鋼激光焊接頭.Li 等人[17]研究了添加純Cu 和Cu-Nb 過渡層進行TC4 鈦合金/316L 不銹鋼激光焊接，結(jié)果表明，添加Cu-Nb 過渡層接頭的最高抗拉強度達到215 MPa.Wang 等人[18]研究了添加0.5 mm 銅片進行TA15 鈦合金/304 不銹鋼電子束焊接，獲得了抗拉強度約為234 MPa 的接頭.由此可見，雖然目前已有的添加Cu 過渡層金屬可提高鈦合金/不銹鋼焊接接頭強度，但接頭強度仍然較低，難以滿足實際應用的更高強度要求.

激光焊具有能量密度高、焊接熱輸入低、焊接速度快、接頭熱影響區(qū)小、焊接應力和變形小以及光束能量及作用位置精確可控等優(yōu)勢[19]，且不需要真空，生產(chǎn)中柔性高，極易實現(xiàn)自動化生產(chǎn).同時，激光焊接低的熱輸入有利于抑制接頭界面IMC 的形成，減小IMC 層厚度，從而提高接頭的力學性能[20].為此，采用力學性能優(yōu)異的NAB 取代純Cu 作為過渡層金屬進行TC4 鈦合金/15-5PH 不銹鋼對接接頭的激光焊接工藝探索，分析添加NAB 過渡層對TC4 鈦合金/15-5PH 不銹鋼焊接接頭微觀組織和力學性能的影響，為鈦/鋼異種材料焊接接頭力學性能的提升提供理論基礎和新的研究思路.

1 試驗方法

選用的母材分別為3 mm 厚的TC4 鈦合金板與3 mm 厚的15-5PH 不銹鋼板，過渡層金屬為NAB 塊體材料，厚度為2 mm.采用X 射線熒光光譜法測得3 種材料的化學成分如表1 所示.

表1 材料的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of materials

采用IPG 公司生產(chǎn)的YLS-6000 系光纖激光器進行雙道激光焊接，焊接過程示意圖如圖1 所示，第1 道對TC4/NAB 進行激光焊接，再以相同工藝參數(shù)立即對第2 道NAB/15-5PH 進行激光焊接，光斑均向NAB 側(cè)偏移.為獲得全熔透焊縫，優(yōu)化的激光焊接工藝參數(shù)如表2 所示.

圖1 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接示意圖Fig.1 Schematic diagram of laser welded TC4/NAB/15-5PH

表2 優(yōu)化的激光焊接工藝參數(shù)Table 2 Optimized laser welding process parameters

焊接完成后，采用線切割對接頭進行切割取樣，鑲樣經(jīng)過研磨、拋光和腐蝕后制備金相試樣.鈦合金和不銹鋼采用的腐蝕劑分別為Keller 試劑和王水.采用LEXT OLS4100 型激光共聚焦顯微鏡和掃描電鏡(scanning electron microscope，SEM)觀察接頭界面IMC 組織形貌及分布；采用能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)進行IMC 成分分析；采用HVS-1000 型顯微硬度儀測試鈦/鋼接頭顯微硬度；采用液壓萬能材料試驗機進行接頭拉伸試驗，試樣依據(jù)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗方法》標準制樣，拉伸性能結(jié)果取3 個試樣測試的平均值.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 鈦合金/不銹鋼異種材料接頭的焊縫成形

添加NAB 過渡層的TC4 鈦合金/15-5PH 不銹鋼異種材料激光焊接獲得了良好冶金結(jié)合的全熔透接頭，其橫截面形貌如圖2 所示.接頭由鈦合金側(cè)熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)、鈦側(cè)界面及近鈦合金側(cè)過渡層區(qū)A、未熔化過渡層區(qū)B、近鋼側(cè)過渡層區(qū)C、鋼側(cè)界面及鋼側(cè)HAZ 組成.鈦合金側(cè)和不銹鋼側(cè)HAZ 的寬度分別為0.21 mm 和0.54 mm，鈦合金側(cè)HAZ 寬度小于不銹鋼側(cè).過渡層焊縫中部產(chǎn)生一個尺寸較大的氣孔，直徑約為185.3 μm，未見裂紋等其它焊接缺陷.

圖2 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接頭橫截面形貌Fig.2 Cross section of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint

2.2 鈦合金/不銹鋼接頭力學性能

2.2.1 接頭的硬度分布

圖3 為TC4 鈦合金/15-5PH 不銹鋼異種材料激光焊接頭顯微硬度分布曲線.母材TC4 鈦合金和15-5PH 不銹鋼的平均硬度分別為347.6 和405.7 HV.TC4 鈦合金及15-5PH 不銹鋼側(cè)HAZ 的硬度分別為390.5 和 366.3 HV，中間過渡層焊縫銅合金區(qū)域硬度最低為211.9 HV.由圖3 可見，接頭TC4 鈦合金側(cè)界面硬度最高，這是由于鈦合金側(cè)界面生成了脆硬的IMC.然而，相對于TiFe2相的高硬度大于(1 000 HV)，添加NAB 過渡層鈦合金側(cè)界面IMC 層硬度降低了約400 HV.因此，添加NAB 過渡層金屬降低了鈦合金側(cè)界面區(qū)域的硬度，改善了鈦合金側(cè)界面IMC 層的塑性.

圖3 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接頭顯微硬度分布Fig.3 Microhardness profile of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint

2.2.2 接頭的拉伸性能

TC4 鈦合金、15-5PH 不銹鋼、NAB 過渡層及TC4 鈦合金/15-5PH 不銹鋼接頭的拉伸測試結(jié)果如表3 所示.TC4 鈦合金、15-5PH 不銹鋼、NAB 過渡層金屬的抗拉強度分別為1 012，980，638 MPa，而添加NAB 過渡層的鈦合金/不銹鋼激光焊接頭的抗拉強度為290 MPa.與已有的添加Cu 過渡層鈦合金/不銹鋼焊接研究結(jié)果相比[15-18]，添加NAB 過渡層激光焊接頭獲得了較高的抗拉強度.圖4 為TC4/NAB/15-5PH 激光焊接頭拉伸斷口形貌.接頭拉伸試樣均斷裂在鈦合金側(cè)界面的IMC 層，斷裂位置如圖4a 所示.由圖4b 可見，鈦合金側(cè)拉伸斷口的表面光滑平坦，塑性變形很小.圖4c 為高倍SEM 斷口形貌，呈現(xiàn)河流花紋圖樣，為典型的脆性解理斷裂，而這種脆性斷裂與鈦合金側(cè)界面處形成的IMC 層組織的形貌及物相組成密切相關.

表3 激光焊接接頭的拉伸性能Table 3 Tensile properties of laser welded joints

圖4 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接頭拉伸斷口形貌Fig.4 Fracture surface morphology of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint.(a) fracture location；(b) low magnification micrograph；(c) high magnification micrograph

2.3 鈦合金/不銹鋼接頭不同區(qū)域的微觀組織

圖5 為TC4 鈦合金/15-5PH 不銹鋼接頭焊縫組織形貌.靠近鈦合金側(cè)界面的NAB 過渡層熔化結(jié)晶形成的焊縫(圖5a)呈現(xiàn)了細小的等軸晶，彌散分布著球形的IMC 顆粒，對該IMC 顆粒進行點掃描分析，該IMC 顆粒原子組成為27.52%Ti，26.50%Fe，22.06%Ni，23.92%Cu，因此，推測此球形顆粒可能為NiTi 或TiFe 相.過渡層中部區(qū)域組織(圖5b)有粗大的等軸晶組成，晶界上分布著細小的IMC 顆粒，證實過渡層NAB 金屬存在未熔的區(qū)域，未熔區(qū)域的存在對鈦合金與不銹鋼母材可以起到屏障作用，有利于抑制Fe，Ti 在接頭界面中的相互擴散[21]，從而抑制Fe-Ti IMC 的生成.圖5c為靠近不銹鋼側(cè)過渡層NAB 金屬熔化凝固形成的焊縫區(qū)，顯示了網(wǎng)狀分布的等軸樹枝晶組織，與鈦合金側(cè)焊縫組織明顯不同.

圖5 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接頭不同位置處的過渡層區(qū)Fig.5 Transition layers at different positions of TC4/NAB/15-5PH laser welded joints.(a) titanium alloy side；(b)unmelted；(c) stainless steel side

圖6 為TC4 鈦合金/15-5PH 不銹鋼異種接頭不銹鋼側(cè)界面的組織形貌.從圖6 可見，在不銹鋼側(cè)界面處無明顯IMC 生成，這是因為Cu 和Fe 能夠相互溶解形成連續(xù)的固溶體界面.在界面附近NAB 過渡層金屬中形成了較多的直徑為0.5～ 1.0 μm的球形氣孔，這些微氣孔的存在可能會對接頭拉伸斷裂行為有一定的影響.

圖6 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接頭鋼側(cè)界面Fig.6 Interface on steel side of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint.(a) low magnification micrograph；(b) high magnification micrograph

圖7 和圖8 為激光焊接TC4 鈦合金/15-5PH不銹鋼異種材料鈦合金側(cè)界面的組織形貌.由圖7可見，TC4 鈦合金側(cè)界面處形成了復雜的IMC層，依據(jù)IMC 組織的晶粒形態(tài)分為Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ 3 個區(qū)域，其相應的高倍SEM 形貌如圖8 所示.

圖7 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接頭鈦側(cè)界面組織Fig.7 Interface on Ti side of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint

圖8 I，II，III 區(qū)高倍SEM 形貌Fig.8 High magnification SEM morphology of I，II and III zones.(a) I area；(b) II area；(c) III area

采用EDS 能譜對IMC 進了點掃描分析，測得各合金元素的含量如表4 所示.圖8 顯示的IMC 組織厚度約為67.50 μm，靠近TC4 鈦合金側(cè)的Ⅰ區(qū)IMC 組織密集分布，其中標記為1～ 3 相富集Cu，Ti 元素，由原子含量計算推測形成的IMC 為CuTi2和CuTi 相.臨近I 區(qū)的Ⅱ區(qū)IMC 組織中黑色相4 和灰色相5，6 的晶粒明顯粗大，富集Ni，Ti元素，根據(jù)原子含量計算4 相可能為CuTi，NiTi2，經(jīng)Gibbs free energy 公式計算[22]，G(NiTi2)=-49 120 +17.21T，G(CuTi)=-17 534+3.37T；T=1 023 K 時，G(NiTi2)(-31.5 J/mol) ＜G(CuTi)(-14.1 J/mol)，因此4 相為NiTi2；5 相為NiTi 相；6 相可能為FeTi2和NiTi2，經(jīng)計算G(FeTi2)=-15 219 -2.29T，T=1 023 K時，G(FeTi2) (-17.6 J/mol) ＞G(NiTi2)，因此6 相為NiTi2.由此可知，Ⅱ區(qū)IMC 組織為NiTi 和NiTi2相.靠近不銹鋼側(cè)Ⅲ區(qū)IMC 中黑色相7 的晶粒尺寸顯著細化，由原子含量計算7 和9 相可能為NiTi2，F(xiàn)eTi2相，G(FeTi2) ＞G(NiTi2)，因此7 和9 相主要為NiTi2相，8 相為Cu 基固溶體，因此該層主要為少量的NiTi2相彌散在銅基體中形成.因此，Ⅲ區(qū)IMC 組織主要由CuTi2，CuTi，NiTi 和NiTi2組成.可見，添加NAB 中間層接頭鈦合金側(cè)界面形成了大量脆性相對較低的Cu-Ti，Ni-Ti 相，Ti-Fe 相數(shù)量減少.因此，添加NAB 中間層有效地抑制了Fe 和Ti 在鈦合金側(cè)界面的相互擴散，界面處形成了大量塑性相對較好的Cu-Ti，Ni-Ti 相，有利于改善接頭的抗拉強度.

表4 TC4 側(cè)界面IMC 組織的EDS 分析(原子分數(shù)，%)Table 4 EDS analysis of IMC structure of TC4 side interface

3 結(jié)論

(1) 添加NAB 過渡層鈦合金/不銹鋼異種材料激光焊接可獲得成形優(yōu)良的全熔透鈦/鋼異種接頭.接頭拉伸斷裂于鈦合金側(cè)界面IMC 層，接頭的抗拉強度可達290 MPa，斷后伸長率為2.0%.

(2) 接頭鈦合金側(cè)界面IMC 層硬度最高為547.8 HV，相對脆性高Ti-Fe 相的硬度降低了400 HV 以上.

(3) 接頭鈦合金側(cè)界面形成的IMC 層的寬度約為67.5 μm，主要由CuTi2，CuTi，NiTi，NiTi2相及少量的FeTi2相組成，脆性相對較低的Cu-Ti，Ni-Ti 相數(shù)量增加，接頭不銹鋼側(cè)界面未形成IMC.