在現(xiàn)代工業(yè)中,材料的選擇和連接技術(shù)對(duì)產(chǎn)品的性能、可靠性和經(jīng)濟(jì)效益具有至關(guān)重要的影響。隨著工程應(yīng)用場(chǎng)景的日益復(fù)雜化，單一材料往往難以滿足多樣化需求，因此，將不同材料進(jìn)行有效連接成為解決這一問題的關(guān)鍵途徑之一[1]。

鈦及其合金以其低密度、高比強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性、良好的高溫性能和力學(xué)性能，成為現(xiàn)代工業(yè)中不可或缺的重要材料，廣泛應(yīng)用于航空航天、化工設(shè)備、醫(yī)療器械、海洋工程、汽車工業(yè)、能源以及體育等領(lǐng)域[2-6]。然而其存在原料成本和制造成本較高、加工難度較大等問題，這些因素限制了全鈦結(jié)構(gòu)的應(yīng)用[7]。在實(shí)際工程中，為了兼顧結(jié)構(gòu)性能及其經(jīng)濟(jì)性，通常采用焊接技術(shù)將鈦與其他低成本金屬連接起來，制備成復(fù)合構(gòu)件。鋼材憑借其良好的力學(xué)性能和經(jīng)濟(jì)性能，在汽車零部件制造、建筑鋼結(jié)構(gòu)搭建以及重型機(jī)械生產(chǎn)等領(lǐng)域占據(jù)重要地位。從加工性能分析，該材料不僅能夠適應(yīng)傳統(tǒng)切削加工與冷鍛工藝的技術(shù)要求，而且具有優(yōu)異的焊接性，適用于電弧焊、激光焊、電阻點(diǎn)焊等多種焊接方式[8-11]。鈦-鋼復(fù)合體系的開發(fā)為優(yōu)化結(jié)構(gòu)性能與經(jīng)濟(jì)效益提供了新路徑，在保持鈦低密度、高比強(qiáng)度的同時(shí)，兼具鋼良好的力學(xué)性能與經(jīng)濟(jì)性。這種組合方式在工程應(yīng)用中具有顯著的綜合優(yōu)勢(shì)[12-13]。

然而，由于鈦鋼之間的冶金相容性差，導(dǎo)致鈦鋼在直接連接時(shí)接頭中經(jīng)常形成FeTi、Fe?Ti等金屬間化合物(Intermetallic compounds，簡(jiǎn)稱為IMC)[14]，從而使其強(qiáng)度降低。為了減小IMC的不利影響，研究人員采用多種固態(tài)焊接技術(shù)，包括攪拌摩擦焊[15-16]、爆炸焊[17-18]、擴(kuò)散焊[19-20]、超聲波焊[21]等，并對(duì)這些方法所得接頭的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行深入研究。然而，IMC的形成仍然是影響接頭性能的主要瓶頸，因此鈦與鋼的高質(zhì)量焊接工藝仍需進(jìn)一步改進(jìn)和優(yōu)化。

為改善異種材料焊接性能，可通過引入中間層調(diào)控界面反應(yīng)，抑制有害IMC的形成或促生低脆性IMC相，以此替代高脆性的Ti-Fe化合物，這一方法已成為當(dāng)前研究的有效解決方案。Tomashchuk等采用純釩過渡層對(duì)Ti64鈦合金和316L不銹鋼成功進(jìn)行了激光連接。Deng等[23]探究了Ag過渡層對(duì)CP-Ti和304SS擴(kuò)散焊的影響，發(fā)現(xiàn)界面生成的TiAg相對(duì)接頭性能無不利作用，接頭的連接強(qiáng)度為414 MPa。Bi等[24]采用V/Cu復(fù)合中間層成功對(duì)TC4鈦合金和304不銹鋼進(jìn)行了激光焊接。以往的研究表明：中間層的加入能夠有效抑制Ti-Fe系IMC在接頭中的產(chǎn)生，從而提高接頭性能。

電阻點(diǎn)焊具有焊接速度快、成本低等優(yōu)點(diǎn)，是傳統(tǒng)汽車車身焊裝主要的焊接方法。本課題組分別采用銅中間層、鈮為中間層對(duì)鈦/鋼進(jìn)行了電阻點(diǎn)焊，并研究了接頭的組織和性能。加入銅或鈮單一中間層后，接頭力學(xué)性能與鈦鋼直接焊接相比均有提高，但在接頭界面上仍有一定IMC的產(chǎn)生[25-26]。在此基礎(chǔ)上，本文采用鈮銅復(fù)合中間層對(duì)鈦/鋼進(jìn)行電阻點(diǎn)焊，觀察分析接頭特征區(qū)域微觀組織，探索復(fù)合中間層及焊接電流對(duì)接頭性能的影響。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料選用TA2鈦板和Q235低碳鋼板，規(guī)格為100mm×30mm×2mm，化學(xué)成分見表1。中間層選用厚度為0.06mm的鈮箔和不同厚度(0.04、0.06和0.08mm)的銅箔。

表1　試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

試驗(yàn)所用焊接設(shè)備為DM-200型固定式中頻逆變直流電阻點(diǎn)焊機(jī)，并配置6000S/1200A控制器，加壓方式為氣動(dòng)加壓，電極帽材料為鉻鋯銅合金，其端面直徑為6mm。試樣裝配關(guān)系如圖1所示，兩母材的搭接長(zhǎng)度為30mm，從上往下依次為鈦板、鈮箔、銅箔和低碳鋼板。焊接工藝參數(shù)設(shè)置為：固定焊接時(shí)間200ms，電極壓力3kN，焊接電流分別為8、9、10、10.5、11、12和13kA。焊前使用無水乙醇清洗材料表面。

焊后樣品經(jīng)線切割沿焊點(diǎn)直徑方向垂直界面剖切，制備金相試樣后依次進(jìn)行研磨拋光處理，并使用(HF+HNO?)溶液進(jìn)行腐蝕。利用體視顯微鏡觀察接頭宏觀形貌，采用JSM-6300型掃描電鏡(SEM)對(duì)熔核區(qū)微觀組織進(jìn)行觀察，并利用能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分測(cè)定。在WDW-100型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)(室溫)，并采用SEM和Brux D8型X射線衍射儀(XRD)對(duì)斷口形貌及物相進(jìn)行觀察及分析。

2、結(jié)果與分析

圖2為在不同焊接電流下所獲得的接頭橫截面形貌及成分分析結(jié)果。從圖2中可以觀察到接頭橫截面形貌主要分為兩種：母材兩側(cè)獨(dú)立熔核(中間層未發(fā)生斷裂)和混合熔核(中間層發(fā)生斷裂)。圖2(a)顯示了具有兩側(cè)獨(dú)立熔核的接頭橫截面形貌，此接頭是在10kA焊接電流下焊接的，所用中間層是0.06mm厚Nb箔和0.06mm厚Cu箔。如圖2(a)所示，此時(shí)復(fù)合中間層沒有發(fā)生斷裂，在鈦側(cè)和鋼側(cè)分別形成了一個(gè)獨(dú)立的熔核，且鈦側(cè)熔核面積大于鋼側(cè)。這是因?yàn)殁伒碾娮杪蚀笥阡摰碾娮杪?，而鈦的熱?dǎo)率小于鋼的。因此，鈦側(cè)比鋼側(cè)有更多的熱量形成熔核。圖2(b)顯示了接頭界面區(qū)掃描電鏡圖像，取自圖2(a)中R處。從圖2(b)可以觀察到，母材Ti與復(fù)合中間層的界面基本保持平整，復(fù)合中間層未發(fā)生斷裂，在鋼側(cè)形成了一個(gè)半橢圓形的灰白相間的混合區(qū)，該區(qū)厚度沿焊縫中心軸線方向呈現(xiàn)明顯的梯度分布，這主要與焊接過程中電阻熱的散熱速率有關(guān)。焊縫中心區(qū)域由于散熱路徑較長(zhǎng)，熱積累效應(yīng)顯著，母材和中間層的熔化量增加，致使混合區(qū)厚度較大。沿圖2(b)中MN進(jìn)行線掃描分析，所得結(jié)果如圖2(c)所示。從分析結(jié)果來看，靠近鈦側(cè)的約40μm厚的白色層主要為殘余的Nb箔；而在殘余Nb箔與鋼側(cè)之間的混合區(qū)的主要成分為Fe、Cu和少量的Nb，并且越靠近鋼側(cè)Fe含量就越多。這說明靠近鈦側(cè)的Nb在焊接過程中并未發(fā)生完全熔化，而靠近鋼側(cè)的Cu和少量Nb以及部分Fe在高溫作用下發(fā)生混合，形成了灰白相間的混合區(qū)。

圖2(d)為具有混合熔核的接頭橫截面形貌，此接頭是在11kA焊接電流下焊接的，所用中間層也是0.06mm厚Nb箔和0.06mm厚Cu箔。如圖2(d)所示，此時(shí)兩側(cè)母材發(fā)生混合形成混合熔核。該熔核也是鈦側(cè)面積大、鋼側(cè)面積小。原始復(fù)合中間層及母材界面結(jié)構(gòu)被破壞。這是因?yàn)楫?dāng)采用較高焊接電流時(shí)，母材熔化程度顯著增加，在Cu發(fā)生熔化的同時(shí)促進(jìn)了Nb向兩側(cè)熔化金屬中的加速溶解。隨著部分區(qū)域Nb箔的完全溶解消失，復(fù)合中間層失去阻礙作用，在電磁攪拌力的作用下，兩側(cè)母材的液態(tài)金屬實(shí)現(xiàn)充分混合，最終形成了這種混合熔核。沿圖2(d)中PQ進(jìn)行線掃描分析，所得結(jié)果如圖2(e)所示。從分析結(jié)果來看，熔核主要成分是Fe、Ti和少量的Nb、Cu。熔核部分區(qū)域元素含量波動(dòng)較大，這表明接頭熔核內(nèi)部成分分布不均勻。

圖3分別為圖2(b)中A、B、C、D點(diǎn)的放大SEM形貌。各位置的EDS成分分析結(jié)果如表2所示。如圖3(a)所示，Ti/Nb界面處基本保持平整，而在殘余Nb箔另一側(cè)則形成了兩層顏色不同的層狀物，灰白色層狀物U層厚度約35μm，深灰色層狀物V層厚度約25μm。根據(jù)成分分析結(jié)果，在鈦側(cè)A?點(diǎn)處檢測(cè)到少量的Nb和Cu，沒有檢測(cè)到Fe；在鋼側(cè)I?處檢測(cè)到了少量的Cu，沒有檢測(cè)到Ti。這表明在兩側(cè)獨(dú)立熔核接頭中，中間層的加入能夠有效阻止Ti、Fe原子之間的相互擴(kuò)散。U層和V層根據(jù)檢測(cè)結(jié)果可以推斷分別由(Nb,Cu)+FeNb和(Cu,Fe)+Fe?Nb組成。在熔池冷卻凝固過程中，靠近Nb層的富鈮液相隨著溫度的降低率先析出FeNb金屬間化合物，殘余液相隨著溫度的下降形成(Nb,Cu)固溶體。隨著FeNb金屬間化合物的生成，固態(tài)前沿液相中的Nb含量大幅下降，當(dāng)溫度降到1373℃時(shí)，富鐵液相隨著溫度的降低開始析出Fe?Nb，殘余液相隨著溫度的下降形成(Cu,Fe)固溶體。鋼側(cè)混合區(qū)中心的微觀形貌圖如圖3(b)所示，從圖中可以觀察到，混合區(qū)主要由兩相組成。由成分分析結(jié)果可知，F(xiàn)?點(diǎn)Cu含量較高，G?點(diǎn)Fe含量較高，推測(cè)該區(qū)域主要由(Fe)和(Cu)所組成。圖3(c)為鋼側(cè)混合區(qū)邊界的SEM形貌，從圖中可以觀察到，混合區(qū)邊界處有粗大的柱狀晶形成，其生長(zhǎng)方向從邊界向混合區(qū)中心生長(zhǎng)。根據(jù)成分分析結(jié)果推測(cè)該柱狀晶的主要微觀結(jié)構(gòu)為(Fe)。柱狀晶晶間的灰白色相與F?點(diǎn)類似，也是從(Fe)中析出的富Cu相。接頭邊界處的SEM形貌如圖3(d)所示。沿接合界面邊緣區(qū)域檢測(cè)到明顯的Cu箔熔融現(xiàn)象，越靠近接頭中心Cu箔熔化就越明顯。在Nb/Cu界面處還有灰白相間的新相出現(xiàn)。根據(jù)檢測(cè)結(jié)果推測(cè)該相主要由FeNb和(Cu)組成。在1400℃下，液相發(fā)生共晶反應(yīng)生成FeNb和(Nb)，隨著溫度下降到1095℃，剩余液相與部分(Nb)發(fā)生包晶反應(yīng)生成(Cu)。因此，該相主要由FeNb和(Cu)組成。

表2　圖3中各點(diǎn)的EDS成分分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

圖4分別為圖2(d)中E、F、G、H點(diǎn)的放大SEM形貌。各位置的EDS成分分析結(jié)果如表3所示。圖4(a)顯示的是鈦側(cè)界面熔核邊界的SEM形貌，從圖中可以觀察到，鈦側(cè)熔核界面生成了方向垂直于該界面的柱狀晶，柱狀晶的生長(zhǎng)方向由邊界指向熔核中心。根據(jù)成分分析結(jié)果推測(cè)該柱狀晶主要由TiFe和α-Ti所組成。當(dāng)溫度降到1085℃時(shí)，液相發(fā)生共晶反應(yīng)生成TiFe和β-Ti，β-Ti在590℃時(shí)又發(fā)生共析轉(zhuǎn)變。圖4(b)中Nb箔與鈦側(cè)熔核界面出現(xiàn)了連續(xù)且均勻的樹枝晶，方向向鈦側(cè)熔核生長(zhǎng)。Nb箔與鋼側(cè)熔核界面則生成了層狀物U?，U?層厚度不均勻，寬度為15~25μm，與Nb箔界面較為平整，與鋼側(cè)熔核界面則呈現(xiàn)出小柱狀晶形態(tài)均勻分布。根據(jù)檢測(cè)結(jié)果推斷樹枝晶主要由TiFe組成。當(dāng)溫度達(dá)到1085℃的共晶點(diǎn)時(shí)，富鈦液相開始發(fā)生相轉(zhuǎn)變，通過共晶反應(yīng)形成該金屬間化合物。U?層狀物主要由TiFe?和(Nb)固溶體組成。圖4(c)顯示了鋼側(cè)熔核界面的微觀形貌。在界面區(qū)域可見寬約35μm的灰白色層狀結(jié)構(gòu)(V?層)沿界面分布，根據(jù)G?成分分析結(jié)果推測(cè)V?層主要由TiFe?金屬間化合物組成。富鐵液相在1427℃下，發(fā)生液固同成分轉(zhuǎn)變，形成金屬間化合物TiFe?。圖4(d)主要顯示了熔核邊界處的掃描電鏡圖，如圖所示，該區(qū)域形貌與中間層未發(fā)生斷裂時(shí)接頭邊界區(qū)域形貌類似，I?點(diǎn)的成分分析結(jié)果也顯示該灰白色的新相主要是由FeNb化合物組成。

表3　圖4中各點(diǎn)的EDS成分分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

此外可以觀察到在殘余Cu箔與母材鋼側(cè)之間出現(xiàn)了一層深色物質(zhì)，根據(jù)K點(diǎn)的成分分析結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)該層Fe含量較高，推測(cè)這是由于Fe向Cu中的擴(kuò)散而形成的。并且厚度隨著離熔核中心距離的減少而增加，這主要和原子擴(kuò)散有關(guān)。溫度越高，擴(kuò)散系數(shù)越大，隨著離熱源中心距離的減少，原子之間的擴(kuò)散速率增加，該層的厚度也就隨之增加。

在對(duì)所得接頭進(jìn)行剪切試驗(yàn)中，接頭斷裂模式均呈現(xiàn)為界面撕裂破壞。圖5為接頭熔核直徑、接頭抗剪力與焊接電流之間的關(guān)系。圖5(a)顯示了在電極壓力3kN、焊接時(shí)間200ms下，焊接電流對(duì)添加不同厚度Cu中間層所得接頭熔核直徑的影響。圖5(a)中接頭熔核直徑均是在拉伸后鈦板側(cè)斷口測(cè)量的平均直徑。如圖5(a)所示，無論銅箔厚度如何變化，隨著焊接電流的增加，接頭熔核直徑都呈現(xiàn)出了逐漸增大的趨勢(shì)，且當(dāng)電流增大到一定值后，接頭熔核直徑增長(zhǎng)趨勢(shì)趨于平緩；而在相同的焊接電流作用下，隨著銅中間層厚度的增加，接頭熔核直徑呈現(xiàn)出了逐漸減小的趨勢(shì)。在電阻點(diǎn)焊的過程中，電流通過被焊工件所產(chǎn)生的電阻熱是焊接過程中的唯一熱源，通過焦耳定律Q=I2Rt(式中Q為焦耳熱，I為焊接電流，R為電阻，t為焊接時(shí)間)可知，焦耳熱與焊接電流呈二次方關(guān)系。當(dāng)焊接電流增大時(shí)，焊接區(qū)域的熱量顯著增加，具體表現(xiàn)為接頭金屬熔化量隨焊接電流的增大而增加，從而使接頭熔核直徑變大；而隨著熔化金屬的增加，電阻逐漸減小，導(dǎo)致熱量生成速率下降，當(dāng)熱量生成速率與散失速率相等時(shí)，熔核直徑趨于穩(wěn)定。值得注意的是，在恒定焊接參數(shù)條件下，Cu箔厚度的增加會(huì)增大接頭的散熱速率，削弱了金屬的熔化效率，從而導(dǎo)致母材熔化區(qū)域逐漸縮小，最終反映為熔核直徑的規(guī)律性衰減。

圖5(b)為在3kN電極壓力和200ms焊接時(shí)間條件下，Cu箔厚度與焊接電流對(duì)抗剪性能的影響。如圖5(b)所示，隨著焊接電流的增大，不同厚度Cu箔試樣的接頭抗剪力均呈現(xiàn)出先增加后減小的趨勢(shì)。當(dāng)Cu箔厚度為0.06mm時(shí)，接頭抗剪力在焊接電流為10.5kA時(shí)達(dá)到最大，為8.53kN。中間層Cu箔厚度為0.04和0.08mm時(shí)，接頭抗剪力分別在焊接電流為9.5和10.5kA時(shí)達(dá)到峰值，分別為7.49和7.39kN。以添加0.06mm厚Cu箔為例，在焊接電流小于10.5kA時(shí)，接頭抗剪力隨電流的增加而增大，此時(shí)接頭熔核模式主要為兩側(cè)獨(dú)立熔核，在這種情況下，焊接接頭的抗剪力與熔核直徑存在顯著相關(guān)性，當(dāng)焊接電流逐步提升時(shí)，熔核直徑呈現(xiàn)出明顯的擴(kuò)展趨勢(shì)，這種變化反映在力學(xué)性能上就是接頭抗剪力的提高；當(dāng)焊接電流超過10.5kA后，接頭抗剪力隨電流的增加而減小，此時(shí)接頭熔核模式轉(zhuǎn)變?yōu)榛旌先酆?，接頭斷裂的主要承載區(qū)轉(zhuǎn)移到了性能較差的混合熔核區(qū)域，隨著焊接電流的增大，混合熔核面積逐漸增大，接頭的抗剪力逐漸降低；Cu箔厚度為0.04和0.08mm時(shí)接頭抗剪力變化原因同理。在Cu箔厚度為0.04mm時(shí)，由于接頭散熱能力較差，當(dāng)電流大于9.5kA時(shí)接頭中便會(huì)生成混合熔核，所以添加0.04mm Cu箔時(shí)接頭抗剪力的峰值出現(xiàn)在9.5kA處。

圖6(a)和6(b)分別為典型Ti/Q235接頭的鈦側(cè)和鋼側(cè)斷口，該接頭是以0.06mm厚Nb和0.06mm厚Cu為中間層、在10kA焊接電流條件下焊接而成。

從宏觀斷口形貌來看，斷口界面均較為平整，接頭斷口可分為不同的區(qū)域。圖6(c)為鈦側(cè)斷口(圖6a中I處)的SEM形貌。如圖6(c)所示，接頭中心區(qū)域(J處)具有明顯的撕裂痕跡，該區(qū)放大圖顯示于圖6(d)。相比之下，接頭邊緣區(qū)域(K處)的形貌相對(duì)較為平坦，其放大圖顯示于圖6(e)。對(duì)圖6(d)中A?處和圖6(e)中B?處進(jìn)行成分分析，其結(jié)果如表4所示。根據(jù)成分分析結(jié)果推斷接頭斷口中心主要由FeNb金屬間化合物構(gòu)成；接頭邊緣區(qū)域主要由(Cu,Nb)固溶體構(gòu)成。因此，可以推斷接頭破壞發(fā)生在鋼側(cè)熔核和殘余Nb之間的金屬間化合物層之中。

表4　圖6中各點(diǎn)的EDS成分分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

為了明確接頭斷裂區(qū)域的相組成特征，采用X射線衍射技術(shù)對(duì)上述斷口進(jìn)行了物相表征。圖7為焊接電流為10kA時(shí)的鈦側(cè)與鋼側(cè)斷口的XRD檢測(cè)結(jié)果。根據(jù)XRD分析結(jié)果可知，在兩側(cè)斷口中均檢測(cè)到了Nb、Cu和FeNb金屬間化合物，結(jié)合上述斷口微觀形貌分析，進(jìn)一步驗(yàn)證了接頭破壞發(fā)生在鋼側(cè)熔核和殘余Nb之間的金屬間化合物層之中。

3、結(jié)論

采用Nb-Cu復(fù)合中間層對(duì)鈦和鋼進(jìn)行連接時(shí)，接頭熔核存在兩種類型：兩側(cè)獨(dú)立熔核和混合熔核；

當(dāng)接頭熔核為兩側(cè)獨(dú)立熔核時(shí)，殘余的Nb箔阻礙了Ti和Fe之間的相互擴(kuò)散，但是在鋼側(cè)熔核和殘余Nb之間形成了FeNb金屬間化合物和(Cu,Nb)固溶體層；

當(dāng)接頭熔核為混合熔核時(shí)，復(fù)合中間層發(fā)生局部熔斷從而失去阻礙作用，接頭形成TiFe+α-Ti的單一混合熔核；

以Nb-Cu為復(fù)合中間層的鈦/鋼電阻點(diǎn)焊接頭的抗剪力隨焊接電流的增加呈先增大后減小的變化趨勢(shì)，接頭熔核直徑隨焊接電流的增大而增大，中間層為0.06mm厚Nb和0.06mm厚Cu及焊接電流為10.5kA時(shí)，接頭抗剪力達(dá)到最大，為8.53kN。

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（注，原文標(biāo)題：鈮+銅復(fù)合中間層輔助鈦_鋼電阻點(diǎn)焊接頭的組織與性能_祝士博）

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