镍铝青铜过渡层对钛合金/不锈钢异种材料激光焊接头组织与力学性能的影响

牛小男，崔丽，王鹏，贺定勇，曹庆

(1.北京工业大学，北京，100124；2.江苏斯普瑞科技有限公司，宜兴，214200)

0 序言

钛合金具有优良的耐蚀性、较小的密度、较高的比强度及较好的韧性和焊接性[1-2]，不锈钢具有良好的耐蚀性和较高的塑韧性[3-4]，而钛合金/不锈钢复合结构由于同时具备两种合金的优点，在航空航天、化工、国防军事装备等领域得到了广泛的应用[5-6].然而，由于两种材料在晶格类型、原子半径、电负性等化学性能以及冶金兼容性方面的显著差异，钛合金/不锈钢异种材料焊接存在诸多挑战，其中最主要的难题是接头易生成脆性极高的Ti-Fe 金属间化合物(intermetallic compound，IMC)[7-8]，导致接头力学性能显著降低[9].因此，钛合金/不锈钢异种材料的优质、高效焊接问题受到研究人员的广泛关注，而过渡层金属的优化是改善焊接接头性能的有效途径之一[10-12].

目前国内外对于钛合金/不锈钢异种材料焊接用的过渡层金属方面进行了大量的研究.研究表明，以纯Ag 作为过渡层，虽然接头界面会有AgTi化合物相生成，但可获得力学性能较好的接头[13-14].然而，由于Ag 成本的限制，Ag 过渡层难以在实际工程中应用，目前主要集中在Cu，Ni 等过渡层金属的研究，这是由于接头界面处形成的Cu-Ti 相比Ti-Fe 相具有更好的塑韧性.Zhang 等人[15-16]研究了0.2 和0.4 mm 厚Cu 箔对钛合金/不锈钢激光焊接头的影响，结果表明，添加两种厚度的Cu 箔可获得抗拉强度分别为210 和320 MPa 的钛合金/不锈钢激光焊接头.Li 等人[17]研究了添加纯Cu 和Cu-Nb 过渡层进行TC4 钛合金/316L 不锈钢激光焊接，结果表明，添加Cu-Nb 过渡层接头的最高抗拉强度达到215 MPa.Wang 等人[18]研究了添加0.5 mm 铜片进行TA15 钛合金/304 不锈钢电子束焊接，获得了抗拉强度约为234 MPa 的接头.由此可见，虽然目前已有的添加Cu 过渡层金属可提高钛合金/不锈钢焊接接头强度，但接头强度仍然较低，难以满足实际应用的更高强度要求.

激光焊具有能量密度高、焊接热输入低、焊接速度快、接头热影响区小、焊接应力和变形小以及光束能量及作用位置精确可控等优势[19]，且不需要真空，生产中柔性高，极易实现自动化生产.同时，激光焊接低的热输入有利于抑制接头界面IMC 的形成，减小IMC 层厚度，从而提高接头的力学性能[20].为此，采用力学性能优异的NAB 取代纯Cu 作为过渡层金属进行TC4 钛合金/15-5PH 不锈钢对接接头的激光焊接工艺探索，分析添加NAB 过渡层对TC4 钛合金/15-5PH 不锈钢焊接接头微观组织和力学性能的影响，为钛/钢异种材料焊接接头力学性能的提升提供理论基础和新的研究思路.

1 试验方法

选用的母材分别为3 mm 厚的TC4 钛合金板与3 mm 厚的15-5PH 不锈钢板，过渡层金属为NAB 块体材料，厚度为2 mm.采用X 射线荧光光谱法测得3 种材料的化学成分如表1 所示.

表1 材料的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical compositions of materials

采用IPG 公司生产的YLS-6000 系光纤激光器进行双道激光焊接，焊接过程示意图如图1 所示，第1 道对TC4/NAB 进行激光焊接，再以相同工艺参数立即对第2 道NAB/15-5PH 进行激光焊接，光斑均向NAB 侧偏移.为获得全熔透焊缝，优化的激光焊接工艺参数如表2 所示.

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

表2 优化的激光焊接工艺参数Table 2 Optimized laser welding process parameters

焊接完成后，采用线切割对接头进行切割取样，镶样经过研磨、抛光和腐蚀后制备金相试样.钛合金和不锈钢采用的腐蚀剂分别为Keller 试剂和王水.采用LEXT OLS4100 型激光共聚焦显微镜和扫描电镜(scanning electron microscope，SEM)观察接头界面IMC 组织形貌及分布；采用能谱仪(energy dispersive spectrometer，EDS)进行IMC 成分分析；采用HVS-1000 型显微硬度仪测试钛/钢接头显微硬度；采用液压万能材料试验机进行接头拉伸试验，试样依据GB/T 2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》标准制样，拉伸性能结果取3 个试样测试的平均值.

2 试验结果与分析

2.1 钛合金/不锈钢异种材料接头的焊缝成形

添加NAB 过渡层的TC4 钛合金/15-5PH 不锈钢异种材料激光焊接获得了良好冶金结合的全熔透接头，其横截面形貌如图2 所示.接头由钛合金侧热影响区(heat affected zone，HAZ)、钛侧界面及近钛合金侧过渡层区A、未熔化过渡层区B、近钢侧过渡层区C、钢侧界面及钢侧HAZ 组成.钛合金侧和不锈钢侧HAZ 的宽度分别为0.21 mm 和0.54 mm，钛合金侧HAZ 宽度小于不锈钢侧.过渡层焊缝中部产生一个尺寸较大的气孔，直径约为185.3 μm，未见裂纹等其它焊接缺陷.

图2 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接头横截面形貌Fig.2 Cross section of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint

2.2 钛合金/不锈钢接头力学性能

2.2.1 接头的硬度分布

图3 为TC4 钛合金/15-5PH 不锈钢异种材料激光焊接头显微硬度分布曲线.母材TC4 钛合金和15-5PH 不锈钢的平均硬度分别为347.6 和405.7 HV.TC4 钛合金及15-5PH 不锈钢侧HAZ 的硬度分别为390.5 和 366.3 HV，中间过渡层焊缝铜合金区域硬度最低为211.9 HV.由图3 可见，接头TC4 钛合金侧界面硬度最高，这是由于钛合金侧界面生成了脆硬的IMC.然而，相对于TiFe2相的高硬度大于(1 000 HV)，添加NAB 过渡层钛合金侧界面IMC 层硬度降低了约400 HV.因此，添加NAB 过渡层金属降低了钛合金侧界面区域的硬度，改善了钛合金侧界面IMC 层的塑性.

图3 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接头显微硬度分布Fig.3 Microhardness profile of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint

2.2.2 接头的拉伸性能

TC4 钛合金、15-5PH 不锈钢、NAB 过渡层及TC4 钛合金/15-5PH 不锈钢接头的拉伸测试结果如表3 所示.TC4 钛合金、15-5PH 不锈钢、NAB 过渡层金属的抗拉强度分别为1 012，980，638 MPa，而添加NAB 过渡层的钛合金/不锈钢激光焊接头的抗拉强度为290 MPa.与已有的添加Cu 过渡层钛合金/不锈钢焊接研究结果相比[15-18]，添加NAB 过渡层激光焊接头获得了较高的抗拉强度.图4 为TC4/NAB/15-5PH 激光焊接头拉伸断口形貌.接头拉伸试样均断裂在钛合金侧界面的IMC 层，断裂位置如图4a 所示.由图4b 可见，钛合金侧拉伸断口的表面光滑平坦，塑性变形很小.图4c 为高倍SEM 断口形貌，呈现河流花纹图样，为典型的脆性解理断裂，而这种脆性断裂与钛合金侧界面处形成的IMC 层组织的形貌及物相组成密切相关.

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

图4 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接头拉伸断口形貌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 钛合金/不锈钢接头不同区域的微观组织

图5 为TC4 钛合金/15-5PH 不锈钢接头焊缝组织形貌.靠近钛合金侧界面的NAB 过渡层熔化结晶形成的焊缝(图5a)呈现了细小的等轴晶，弥散分布着球形的IMC 颗粒，对该IMC 颗粒进行点扫描分析，该IMC 颗粒原子组成为27.52%Ti，26.50%Fe，22.06%Ni，23.92%Cu，因此，推测此球形颗粒可能为NiTi 或TiFe 相.过渡层中部区域组织(图5b)有粗大的等轴晶组成，晶界上分布着细小的IMC 颗粒，证实过渡层NAB 金属存在未熔的区域，未熔区域的存在对钛合金与不锈钢母材可以起到屏障作用，有利于抑制Fe，Ti 在接头界面中的相互扩散[21]，从而抑制Fe-Ti IMC 的生成.图5c为靠近不锈钢侧过渡层NAB 金属熔化凝固形成的焊缝区，显示了网状分布的等轴树枝晶组织，与钛合金侧焊缝组织明显不同.

图5 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接头不同位置处的过渡层区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

图6 为TC4 钛合金/15-5PH 不锈钢异种接头不锈钢侧界面的组织形貌.从图6 可见，在不锈钢侧界面处无明显IMC 生成，这是因为Cu 和Fe 能够相互溶解形成连续的固溶体界面.在界面附近NAB 过渡层金属中形成了较多的直径为0.5～ 1.0 μm的球形气孔，这些微气孔的存在可能会对接头拉伸断裂行为有一定的影响.

图6 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接头钢侧界面Fig.6 Interface on steel side of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint.(a) low magnification micrograph；(b) high magnification micrograph

图7 和图8 为激光焊接TC4 钛合金/15-5PH不锈钢异种材料钛合金侧界面的组织形貌.由图7可见，TC4 钛合金侧界面处形成了复杂的IMC层，依据IMC 组织的晶粒形态分为Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ 3 个区域，其相应的高倍SEM 形貌如图8 所示.

图7 TC4/NAB/15-5PH 激光焊接头钛侧界面组织Fig.7 Interface on Ti side of TC4/NAB/15-5PH laser welded joint

图8 I，II，III 区高倍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 能谱对IMC 进了点扫描分析，测得各合金元素的含量如表4 所示.图8 显示的IMC 组织厚度约为67.50 μm，靠近TC4 钛合金侧的Ⅰ区IMC 组织密集分布，其中标记为1～ 3 相富集Cu，Ti 元素，由原子含量计算推测形成的IMC 为CuTi2和CuTi 相.临近I 区的Ⅱ区IMC 组织中黑色相4 和灰色相5，6 的晶粒明显粗大，富集Ni，Ti元素，根据原子含量计算4 相可能为CuTi，NiTi2，经Gibbs free energy 公式计算[22]，G(NiTi2)=-49 120 +17.21T，G(CuTi)=-17 534+3.37T；T=1 023 K 时，G(NiTi2)(-31.5 J/mol) ＜G(CuTi)(-14.1 J/mol)，因此4 相为NiTi2；5 相为NiTi 相；6 相可能为FeTi2和NiTi2，经计算G(FeTi2)=-15 219 -2.29T，T=1 023 K时，G(FeTi2) (-17.6 J/mol) ＞G(NiTi2)，因此6 相为NiTi2.由此可知，Ⅱ区IMC 组织为NiTi 和NiTi2相.靠近不锈钢侧Ⅲ区IMC 中黑色相7 的晶粒尺寸显著细化，由原子含量计算7 和9 相可能为NiTi2，FeTi2相，G(FeTi2) ＞G(NiTi2)，因此7 和9 相主要为NiTi2相，8 相为Cu 基固溶体，因此该层主要为少量的NiTi2相弥散在铜基体中形成.因此，Ⅲ区IMC 组织主要由CuTi2，CuTi，NiTi 和NiTi2组成.可见，添加NAB 中间层接头钛合金侧界面形成了大量脆性相对较低的Cu-Ti，Ni-Ti 相，Ti-Fe 相数量减少.因此，添加NAB 中间层有效地抑制了Fe 和Ti 在钛合金侧界面的相互扩散，界面处形成了大量塑性相对较好的Cu-Ti，Ni-Ti 相，有利于改善接头的抗拉强度.

表4 TC4 侧界面IMC 组织的EDS 分析(原子分数，%)Table 4 EDS analysis of IMC structure of TC4 side interface

3 结论

(1) 添加NAB 过渡层钛合金/不锈钢异种材料激光焊接可获得成形优良的全熔透钛/钢异种接头.接头拉伸断裂于钛合金侧界面IMC 层，接头的抗拉强度可达290 MPa，断后伸长率为2.0%.

(2) 接头钛合金侧界面IMC 层硬度最高为547.8 HV，相对脆性高Ti-Fe 相的硬度降低了400 HV 以上.

(3) 接头钛合金侧界面形成的IMC 层的宽度约为67.5 μm，主要由CuTi2，CuTi，NiTi，NiTi2相及少量的FeTi2相组成，脆性相对较低的Cu-Ti，Ni-Ti 相数量增加，接头不锈钢侧界面未形成IMC.