王 喆，肖明穎，高華兵*，董 濤，李海新，楊振林，果春煥，姜風(fēng)春,

(1 哈爾濱工程大學(xué) 煙臺研究生院，山東 煙臺 264000；2 哈爾濱工程大學(xué) 材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院，哈爾濱 150001)

隨著現(xiàn)代工業(yè)的發(fā)展，單一材料愈發(fā)難以滿足工業(yè)需求，為此結(jié)合多種優(yōu)勢的異種金屬連接技術(shù)得到了大量關(guān)注[1]。鈦合金具有高韌性、高比強度、高耐磨性等優(yōu)良的物理性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天及船舶海工領(lǐng)域[2]。鋼材作為目前最常用的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有易加工、耐腐蝕、高耐磨等特性以及均衡的力學(xué)性能，但其密度較大、耐蝕性差，無法應(yīng)用于一些特殊情況。將兩者通過焊接的方式進行結(jié)合，可以使兩者優(yōu)勢互補，制備性能優(yōu)異的結(jié)構(gòu)材料。

鈦合金和鋼的物理性能差異較大，特別是Fe在Ti中的固溶度很小，進行擴散焊或焊后時效時容易形成Kirkendall孔洞[3]；兩者之間熱膨脹系數(shù)的差距，導(dǎo)致其在焊接時熱應(yīng)力較大，極易萌生裂紋。此外，Ti元素的化學(xué)活潑性決定了其焊接性能較差，其在高溫下具有較強的吸氣能力，在250 ℃時開始吸收氫，400 ℃時開始吸收氧，600 ℃時開始吸收氮，使得材料中極易出現(xiàn)氣孔[4]。同時，由相圖可知，Ti在Fe中溶解度低，當(dāng)Fe的質(zhì)量分數(shù)超過0.1%時，Ti和Fe易形成硬脆金屬間化合物(intermetallic compound, IMC)，給鈦合金/鋼焊接帶來很大困難[5]；實際材料中的各種合金元素之間會形成多相脆性IMC，其相結(jié)構(gòu)組成、生成種類、分布規(guī)律目前還缺乏系統(tǒng)的報道，而脆性IMC的種類、含量、分布情況將直接影響材料的斷裂行為，使不同接頭力學(xué)性能出現(xiàn)差異。因此，對鈦合金/鋼的異種連接接頭的組織與性能進行研究具有重要意義。本文對鈦合金/鋼異種接頭組織及其產(chǎn)生過程進行了綜述，重點闡述了不同中間層(銅、銅基合金及其他)的鈦合金/鋼界面產(chǎn)物的形成和演變過程，并對其力學(xué)性能進行歸納總結(jié)。

1 鈦合金/鋼直接連接界面顯微組織特征

鈦合金/鋼的直接連接是一個十分困難的過程，在擴散連接過程中生成以Ti-Fe IMC為代表的各種脆性IMC，且多以層狀形式存在，極大弱化了接頭性能[5]。因此，要獲得可靠的接頭需要對工藝進行精準的把控。Khoshnaw等[6]以壓力輔助粉末原位反應(yīng)的方式在TC4合金的基板上制成了不銹鋼涂覆層，在鈦合金一側(cè)不同深度形成脆性TixFey化合物。實驗表明，燒結(jié)溫度的提高以及結(jié)合過程中的輔助壓力促進了元素的擴散，從而提高了接頭的強度。但是較高的溫度會導(dǎo)致界面厚度增大，強度降低。Ananthakumar等[7]在進行純鈦/304不銹鋼的擴散焊實驗中得到類似結(jié)論，并通過XRD確定Ti-Fe系金屬間化合物為TiFe2。在相同溫度下，TiFe2比TiFe的生成焓高[8]，優(yōu)先在冷卻結(jié)晶過程中產(chǎn)生。反應(yīng)層的形核與生長取決于Ti和Fe原子的擴散速率與原子濃度，界面形成的IMC層厚度與反應(yīng)時間和溫度有關(guān)[5]。趙東升等[9]制得TC4/304真空熱軋復(fù)合板，除了TiFe2外還生成Cr2Ti及析出的Cr脆性相。

為了對擴散過程中脆性IMC的生成及分布進行控制，許多學(xué)者對不同的連接方法與工藝參數(shù)進行了研究。真空熱軋與爆炸焊通過外力的作用縮短了擴散時間，在焊接異種材料時能夠控制IMC的形成。余超等[10-11]采用真空軋制分別制得TC4/DT4低合金鋼/304復(fù)合板[10]與TC4/低碳鋼復(fù)合板[11]，對TiFe2的分布進行控制。他們還指出950 ℃為相對較好的軋制溫度，軋制溫度過低，界面連接不良；過高則會由于熱膨脹系數(shù)差異較大產(chǎn)生裂紋，并生成脆性相。此外，采用多道軋制與較高的變形量可以使產(chǎn)物破碎、溶解，改善接頭性能[11]。Chu等[12]采用爆炸焊的方法連接S235低碳鋼和鈦板，極高的冷卻速率使得Ti-Fe中間相以納米級尺度非晶與準晶[13]析出，這種非連續(xù)的“孤島”狀脆性相不會顯著影響接頭的性能，但爆炸焊會使得接頭產(chǎn)生大量殘余應(yīng)力。Taran等[14]指出，鈦/鋼界面的殘余應(yīng)力由于與熱應(yīng)力的復(fù)合作用，產(chǎn)生的應(yīng)力大于一般考慮的單一殘余應(yīng)力，即使偏置激光加熱也無法完全消除[15]，且應(yīng)力狀況復(fù)雜，易產(chǎn)生孔洞，影響接頭性能。

摩擦焊利用工件接觸面摩擦產(chǎn)生的熱量，其能量集中、冷卻速率高，也可用作控制IMC含量的焊接方法。Li等[16]利用攪拌摩擦焊成功制得無缺陷TC4/30CrMnSiNi2A接頭，由于極高的冷卻速率，接頭處來不及反應(yīng)生成TiFe2，而是形成薄的TiFe層，其厚度及接頭晶粒尺寸取決于攪拌針轉(zhuǎn)速。

對于鈦/鋼直接連接，相比擴散焊，常規(guī)熔焊會使熔池大量攪拌，導(dǎo)致Ti-Fe IMC大量生成，故需要特殊工藝對熔池進行限制。對于熱量集中的熱源，如激光焊接，偏置的激光加熱可以減少另一側(cè)的熔化量，從而在一定程度上控制IMC的生成。Zhang等[5,17]使用偏置激光焊接對SUS301L不銹鋼與TC4鈦合金進行了成功的連接，減少Ti側(cè)熔化，生成少量非連續(xù)TiFe2與TiFe。

對于無中間層的鈦合金/鋼的直接連接，Ti-Fe IMC的生成無法避免，只能通過合適的工藝手段降低元素間的擴散與反應(yīng)，盡量降低IMC對接頭組織與性能的不利影響。此外，對焊縫進行適當(dāng)?shù)臒崽幚砜梢詢?yōu)化其組織與性能。Li等[18]將旋轉(zhuǎn)摩擦焊獲得的TC4/316進行均勻化退火，可以消除C,Cr等元素的偏析，使抗拉強度大幅度提高。

2 含中間層鈦合金/鋼連接界面顯微組織特征

無中間層的鈦合金/鋼異種連接不可避免地會產(chǎn)生層狀Ti-Fe IMC，降低連接質(zhì)量。因此，通過中間層對元素的擴散進行抑制，改善接頭的性能，是目前研究的重點方向。以Cu中間層為例，介紹引入中間層后界面形成的顯微組織特征。劉彥峰等[3]在以Cu為中間層的TC4鈦合金與304不銹鋼的擴散焊工藝優(yōu)化過程中發(fā)現(xiàn)，在不同的焊接溫度下均能形成三個新的相層。Thirunavukarasu等[19]進一步研究表明，隨著焊接時間的延長，Cu的阻隔作用逐漸失效，在過渡層出現(xiàn)Cu-Fe-Ti與Fe-Ti IMCs。而在熔焊過程中[20]，由于熔池的均勻?qū)α鳎纬蓴U散區(qū)-均勻接頭區(qū)-擴散區(qū)的層狀中間層組織，F(xiàn)e側(cè)由于元素成分改變及快速冷卻形成馬氏體，而Ti側(cè)則由于元素混雜形成脆性β-Ti。劉樹英等[21]發(fā)現(xiàn)在鈦合金/Cu側(cè)接合界面間形成了由固溶體，TixCuy，TixFeyIMCs等組成的多層次過渡組織，反應(yīng)生成物產(chǎn)生的順序按照ΔH值最優(yōu)先排列為TiFe2→TiFe→TiCu→Ti3Cu4→Ti2Cu→TiCu4。生成的IMCs中TixCuy對接頭強度的影響略顯強于TixFey化合物。

Zhao等[22]使用H59黃銅釬料對TA2鈦合金與不同(表面)碳含量的碳鋼釬焊組織與性能進行對比后提出，致密TiC層優(yōu)先于TiFe2形成，阻礙了Fe的進一步擴散行為。然而，脆性片層狀TiC的接頭在實際應(yīng)用中是不利的，因此需要后續(xù)處理減弱層狀TiC對接頭性能的影響，例如文獻[18]中所提到的均勻化退火處理。在不同材料體系中，中間層由于對流、擴散情況的差異以及發(fā)生不同的反應(yīng)，須結(jié)合具體情況進行進一步分析。

針對擴散焊與熔焊兩種方式進行對比，擴散焊更有利于保持中間層的完整性，充分發(fā)揮中間層的隔絕作用，且焊接時所加壓力較小，焊件多是整體加熱，隨爐冷卻，故焊件整體塑性變形很小。然而由于擴散得到的IMC多以層狀形式存在，不利于材料的使用，且限于設(shè)備原因難以進行大尺寸焊件的焊接。相比之下，熔焊的效率更高并且能夠達到充分的冶金結(jié)合，連接充分，得到的IMC更細小、分布均勻，且被塑性相包覆。但由于熔池的強烈攪拌，其隔絕效果較弱，相比更易生成IMC；同時焊接溫度高，熱影響區(qū)大，焊后變形與殘余應(yīng)力大。

3 不同中間層鈦合金/鋼界面產(chǎn)物

3.1 Cu中間層形成的界面產(chǎn)物

目前有研究表明，Ni可以完全阻止Fe向Ti擴散以及Ti,V,Al向Fe擴散，形成脆性較低的Ni-Ti相，減少或抑制Fe-Ti化合物，但接頭仍呈脆性斷裂[23]。Ag作為中間層可以獲得韌性接頭，但成本較高[24]。V與Ti,Fe可以形成固溶體而不形成IMC，且Fe-Ti-V三元體系不會形成三元相，而是形成大面積連續(xù)的bcc組織，但V與鋼中的合金元素C和Ni形成脆性的VC和VNi化合物[25]。Cu和Fe兩者無限互溶，不形成IMC，且Cu可以控制C向Ti的擴散。此外，Cu和Ti形成的IMC比Fe-Ti相具有更好的塑性，有利于形成良好的界面[26]。因此，目前大部分工作都是基于銅及其合金作為中間層展開的。

在常規(guī)熔焊過程中，材料間的潤濕性決定了材料的可焊性。Chang等[27]與Sun等[28]對銅與鈦、鋼的潤濕性研究表明，潤濕性均隨著送絲速度的增大而提高，銅/鈦形成TiCu,Ti2Cu和α-Ti界面反應(yīng)層，屬于反應(yīng)潤濕，其潤濕活化能(23.6 kJ/mol)小于銅/鋼體系(55.1 kJ/mol)，潤濕性更好。Sun等還指出，氧化膜的存在是阻礙銅/鋼表面潤濕的主要因素。王亞榮等[29]采用電子束阻隔熔-釬焊(電子束作用在高出鈦合金的不銹鋼板一側(cè)，利用熔化的不銹鋼鋼液潤濕釬接鈦合金以減少其熔化量)連接TC4/HR2不銹鋼，并且表面分別鍍Cu,Ag進行對比，由于鍍層較薄(10 μm)，未能完全阻止Ti-Fe IMC的產(chǎn)生，但成功避免了熱差異造成的焊接缺陷，獲得優(yōu)良的焊縫。相較之下，Cu阻隔層能夠更好地緩解接頭中的應(yīng)力。Zhang等[30]使用脈沖激光焊接TC4/Cu/301L不銹鋼，由于更加快速的加熱、冷卻，中間層的組織更不均勻、不連續(xù)，有利于改善接頭。由此證明，以Cu為中間層可以實現(xiàn)較好的鈦/鋼的連接。

文獻[5,17]提到，偏置熱源可以使另一側(cè)基材的熔化減少，控制元素含量以降低IMC的形成，這一方法在含中間層的焊接時也有效。Tomashchuk等[31]使用偏置激光焊接α-β鈦合金/Cu/316L，當(dāng)激光向鋼側(cè)偏置會抑制Ti進入熔池，繼而減少TiFe2的形成，這與Guo等[1]的實驗結(jié)果一致。此外，Tomashchuk等[32]還進行了激光焊接與電子束焊接的對比，發(fā)現(xiàn)激光焊接的組織更均勻，而電子束焊接對流相對較慢，焊縫均勻性較弱，熔體在匙孔周圍緩慢的水平流動可以保持銅中間層的連續(xù)性，降低Ti6Al4V/銅界面的對流，減少元素間的摻雜。

以上實驗結(jié)果均表明，以純Cu作為中間層進行連接，得到的不良界面位于銅/鋼側(cè)，受到Ti的影響形成Ti-Fe與Ti-Cu層。文獻[8]提到，Ti-Fe的生成順序優(yōu)先于Ti-Cu，隨著Ti-Fe化合物的逐漸形成，F(xiàn)e元素需要通過Ti-Fe化合物層與Ti元素反應(yīng)，擴散通量減小。未參與反應(yīng)的Ti元素與Cu發(fā)生反應(yīng)，在Ti-Fe層內(nèi)側(cè)生成Ti-Cu IMC[33]，形成所述層狀結(jié)構(gòu)[20]。

3.2 Cu基合金中間層形成的界面產(chǎn)物

研究表明，純Cu中間層難以有效抑制Fe,Ti擴散，無法完全避免TiFe2的產(chǎn)生。根據(jù)Miedema模型[34-35]計算得到Fe-Ti與Cu-Ti體系的生成焓ΔH[36]，F(xiàn)e-Ti的生成焓更低，反應(yīng)優(yōu)先發(fā)生，因此Cu中間層只能作為元素擴散的阻礙，而無法從熱力學(xué)上阻止Ti-Fe IMC的產(chǎn)生。Liu等[37]分別以Cu,Cu-Si,Cu-Ni作為中間層利用MIG-TIG雙面焊接，只有純Cu中間層會在不銹鋼(stainless steel,SS)側(cè)產(chǎn)生TiFe2，在Cu-Si與Cu-Ni中分別被Ti-Fe-Cu-Si+TiFe2Si與(Ni,Cu)枝晶取代。因此，許多文獻報道中采取向Cu中加入合金元素，以Cu基合金作為中間層的方式進行焊接。

如文獻[25]所述，V元素可以與Ti,Fe形成連續(xù)bcc組織的有效結(jié)合，故Chu等[38]采用Cu-V作為釬料對爆炸焊后的Q235/純鈦板[12]進行焊接。在冷卻過程中依據(jù)元素間的反應(yīng)與溶解度，熔池中出現(xiàn)液相分離的現(xiàn)象[38-39]，韌性相Cu包裹各脆性相，在彎曲變形過程中脆性相的裂紋擴展受到韌性相的抑制。為了進一步改善彎曲韌性，Chu等[40]又進行了以不同Nb含量的Cu-Nb藥芯焊絲對爆炸焊后的Q235/純鈦雙金屬板[12]焊接的實驗，得到最優(yōu)的焊絲成分為Cu20 Nb，其接頭由Cu固溶體包裹的α-Fe,Fe2Nb,Fe2Ti。在文獻[37,41]中，由于液相分離的效應(yīng)產(chǎn)生的脆性相被韌性相包裹的組織，使脆性相萌生的裂紋擴展受到韌性相制約，為改善無法完全避免脆性IMC生成的接頭性能提供了新的思路。

Gao等[36]、苗玉剛等[42]及Hao等[43]均采用S211 Cu3Si焊絲，分別進行TC4/AISI316L不銹鋼激光焊接、TC4/鍍鋅(11.2 μm) Q235鋼MIG-TIG旁路分流電弧釬焊與TC4/304 GTAW焊接的研究。由于Si-Ti反應(yīng)生成焓ΔH遠低于Ti-Fe[36]，Si元素的加入使Ti-Fe之間的反應(yīng)得到極大的抑制，在適當(dāng)?shù)墓に噮?shù)下可以完全避免TiFe2的生成。此外，Gao等還指出，在復(fù)合熱源的焊接中，由于熱源的不對稱性會導(dǎo)致兩側(cè)基材熔化量的差異以及熔池溫度分布、對流情況復(fù)雜化，使得過渡層的相組成與分布不均勻，與Zhang等[5,17]、Tomashchuk等[31]的偏置激光加熱有一定相似之處。隨著熱量輸入增高，熔池對流加強，這種不均勻性會消失。Mou等[44]使用ERCuSi-A焊絲填充V型開口TC4/304焊接時，指出在Si傾向于Ti側(cè)富集生成焓最低(-68.0 kJ/mol)的六方Ti5Si3，結(jié)合對流的Fe形成花瓣狀的Fe-Si-Ti化合物。Cu/Ti側(cè)與中間層中部可能會發(fā)生兩個反應(yīng)。

L+Ti5Si3→Ti2Cu

(1)

L+τ2(FeSiTi)+Ti5Si3→TiFe2

(2)

熔體池底部的凝固速度快于上部，Ti5Si3的反應(yīng)不足，Ti2Cu + TiCu + L21(AlCu2Ti)中彌散分布Ti5Si3的相組成；上部則出現(xiàn)部分Fe2TiSi及TiFe2，但由于產(chǎn)物微小彌散、含量較低，且被韌性相所包覆，對接頭總體性能不會產(chǎn)生較大影響[45]。

Hao等[43]使用ERCuAl-A1焊絲焊接搭接的TC4/304可以避免Ti-Fe IMC的產(chǎn)生，但過高的熱輸入加劇了Fe的對流，在Ti/Cu側(cè)出現(xiàn)大量連續(xù)TiFe,TiFe2及各元素含量相近的Ti-Cu-Al-Fe復(fù)雜IMC，使得性能下降。Hao等[46]向CoCrFeNi中加入不同含量的Cu，使用(CoCrFeNi)100-xCux高熵合金中間層激光焊接TC4/304，探索Cu加入量對合金組織與性能的影響。由于高熵效應(yīng)，過渡層傾向于形成隨機固溶體而不是IMC。Xia等[47]采用Ti50-xZrxCu39Ni11非晶態(tài)釬料釬焊TC4鈦合金與316L不銹鋼，Ti側(cè)初生相由CuTi2轉(zhuǎn)變?yōu)?Cu,Ni)(Ti,Zr)2。

通過在Cu中摻雜各種合金元素，形成Cu基合金控制Ti(及Fe)元素的擴散，輔以適當(dāng)?shù)墓に嚳刂疲梢宰龅酵耆苊釺i-Fe IMC的產(chǎn)生。這種控制的原理多是基于對擴散過程的把控，工藝窗口較窄，而若能從熱力學(xué)及反應(yīng)原理的角度進行控制，則能達到更好的控制效果。

3.3 其他中間層形成的界面產(chǎn)物

除Cu基合金或含Cu的多層中間層外，大量學(xué)者采用其他材料作為中間層對鈦合金/鋼進行連接。例如，Chandrappa等[48]以LF6鋁合金作為中間層擴散焊制備TC4/304，控制擴散溫度在Ti-Al與Fe-Al反應(yīng)溫度以下，成功避免了Ti-Fe的生成。鄧云華等[33]在Ag-28Cu釬料的TC4鈦合金面板/304不銹鋼蜂窩芯異種材料蜂窩結(jié)構(gòu)釬焊中指出，Ag基釬料中Ag元素在奧氏體的擴散速度較快，進一步改善了中間層/鋼側(cè)界面的結(jié)合。而Ag良好的潤濕性和毛細效應(yīng)，在焊接時由于熱性能不匹配產(chǎn)生的微裂紋將得到填充[49]。

Yang等[50]采用Ni為中間層進行真空滾覆法制備了Ni夾層的鈦鋼復(fù)合板。Ni/鋼界面結(jié)合良好；Ni/Ti界面過渡相依次為TiNi3,TiNi,Ti2Ni層，與王鵬等[51]計算得到的形成能力順序一致，且各層延展性、穩(wěn)定性均較好。當(dāng)擴散溫度過高時，Ni層對Ti和Fe擴散的抑制作用將達到極限，界面處形成Ti-C和Ti-Fe脆性化合物。Khazgaliev等[52]分別使用Ni與Cr2Ni98擴散焊接PT3V鈦合金/12Cr18Ni10Ti不銹鋼，由于奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)變及其造成的熱膨脹，在TiNi層的邊界容易出現(xiàn)焊接裂紋，加入0.2%～0.6%(原子分數(shù)，下同)的Cr后可以將轉(zhuǎn)變溫度降低至室溫以下。同時，Cr的引入會在TiNi3/Ni界面產(chǎn)生TiCr2薄層，阻止Ni擴散使得Ti-Ni IMCs層變薄，但薄層本身為脆性相，需要進行適當(dāng)?shù)暮筇幚怼?/p>

文獻[25]提到，V不與Ti和Fe形成任何三元脆性IMC，作為中間層可以延長Ti,Fe的擴散距離。Zhang等[53]采用V作為中間層，使用雙道激光焊分別對TC4/V與V/301L界面進行激光焊接，控制熱輸入只產(chǎn)生兩個焊接區(qū)和未熔化的V中間層，阻止了Ti-Fe化合物的生成。Tomashchuk等[25]分別采用單道、雙道、單道雙激光對TC4/V/316L進行焊接。V的塑性嚴重受限于其純度，微量的雜質(zhì)即會使得塑性大幅度下降[54]，單道焊接時大量混雜的Fe,Cr,Ti使得V韌脆轉(zhuǎn)變溫度高于室溫。由于激光的高冷卻速率，F(xiàn)e-V之間不會產(chǎn)生σ脆性相，而是以固溶體形式存在，當(dāng)Fe含量高于30%時呈現(xiàn)脆性。相比之下單道雙激光單位時間的熱輸入大，使V溫度過高、晶粒粗大，接頭性能弱于雙道焊。

由于熔焊熔池對流強烈，進入熔池的Ti,Fe等元素的充分混合，不利于反應(yīng)的控制。相對而言，擴散焊反應(yīng)溫度較低，不存在熔池對流，中間層的阻隔效果得以充分發(fā)揮，然而傳統(tǒng)擴散焊耗時長、對表面要求嚴格，且長時間的加熱也不利于晶粒尺寸的控制。大量實驗結(jié)果表明，通過控制熱源的偏置量可以對界面單側(cè)熔化量進行控制。Zhang等[5]指出，當(dāng)偏置量足夠大時，熔池完全位于基材，此時通過調(diào)整熱輸入可以控制接頭處溫度，實現(xiàn)擴散焊的原理，稱為過渡層輔助連接。相比于傳統(tǒng)焊接，這種方法既保證了中間層的完整性，又快捷靈活，便于組織控制。基于文獻[5]的工作，Zhang等又分別采用Ag45-Cu30-Zn25[55],38Zn-61Cu[56-57]及63Sn-37Pb[58]作為中間層，使用較大偏置量的偏置激光焊接TC4/304。結(jié)合過程中溫度低于TC4的熔點，減少了Ti元素的擴散，成功阻止了Ti-Fe IMC的生成，殘余應(yīng)力也低于常規(guī)熔焊[54-55]，將激光焊接的優(yōu)勢應(yīng)用于擴散焊的原理中。

除了采用單層合金作為中間相外，一部分研究還使用多層中間層進行連接。由相圖可知，F(xiàn)e/Cu/Nb/Ti及Fe/Zr/Ni/Ti均能達成較好的過渡結(jié)合。有研究表明[59-60]，在TC4/Nb/Cu/316L與TC4/Zr/Ni/304擴散焊實驗中，較低的工藝參數(shù)下各層之間均呈梯度過渡；熱輸入量過高時，多種脆性IMCs出現(xiàn)。

對于熔焊，F(xiàn)ang等[61]采用0.45 mm的Cu箔與0.4 mm的Nb箔作為中間體對TC4/316L進行激光焊接，并采用雙道焊的技術(shù)，激光束首先聚焦在SS和Cu的界面；然后將激光束置于Nb的中心線進行第二次通過。當(dāng)(Nb側(cè)第二道)激光功率較高時，在Ti側(cè)的熔合區(qū)出現(xiàn)(Nb,Ti)固溶體，在Cu和Nb之間的熔合區(qū)附近產(chǎn)生Ti-Cu相，并且由于熱性能的差異，Ti側(cè)出現(xiàn)裂紋。當(dāng)激光功率較低時，裂紋的形成得到抑制，Cu和Nb之間的熔合區(qū)組織被(Cu,Nb)固溶體所取代。Song等[62]研究了TC4/Nb/Cu/316L雙道電子束焊接與單道電子束焊接組織性能的差異以及第一道的位置(SS/Cu界面、Cu中心線、Cu/Nb界面)對焊縫組織性能的影響。單道焊接時熔池混合嚴重，SS與Ti側(cè)過渡界面分別為NbFe2，Cu基固溶體與NbCr2，NbFe，CuTi，Nb基固溶體，解理斷裂發(fā)生于Ti側(cè)過渡層。雙道焊接時第一道焊接越靠近316側(cè)，進入熔池的Cr與Fe越多，會形成Nb-Fe,Nb-Cr IMCs。

4 IMC對鈦合金/鋼接頭力學(xué)性能的影響

4.1 硬度

由于鈦合金/鋼界面呈現(xiàn)層狀結(jié)構(gòu)且各層間分布較為均勻，生成的IMC多為脆性相，故顯微硬度作為微觀性能表征的常用手段。圖1[4,19-20]為不同工藝條件下接頭顯微硬度分布情況，其中硬度出現(xiàn)峰值的位置即為脆性相富集或連續(xù)層。對比發(fā)現(xiàn)，Cu中間層可以明顯抑制硬脆IMC的產(chǎn)生，使得接頭硬度下降，韌性得到改善。

圖1 不同連接方式的鈦合金/鋼接頭硬度變化情況

4.2 抗拉強度和剪切強度

對于無中間層的連接，以張巖[4]的TC4/301激光焊接接頭為例，若激光無偏移則在焊接完成后斷裂；向Ti側(cè)偏移后達成連接，抗拉強度為182 MPa，斷口表現(xiàn)為TiFe2的脆性斷裂。而Cu中間層的擴散焊[19]與激光焊[20]的抗拉強度分別達到320 MPa與474 MPa，斷裂均發(fā)生于Cu/Ti界面，斷口為Cu基固溶體夾雜Cu-Fe-Ti IMC顆粒，表現(xiàn)為韌窩斷裂。表1[25,32-33,36,43-46,48,50,52,55-56,58-60,63]給出了不同中間層及制備方法得到的試樣力學(xué)性能，除雙層中間層顯微硬度低于基材、中間層層間結(jié)合較弱外，最大顯微硬度出現(xiàn)位置與斷口組織均可一一對應(yīng)。

表1 不同中間層與制備工藝的鈦合金/鋼力學(xué)性能

5 結(jié)束語

5.1 鈦合金/鋼連接的設(shè)計思路

本文對鈦合金/鋼的異種接頭連接的研究進展進行了分析與評述。Ti-Fe間固溶度低且極易生成脆性相TiFe與TiFe2，這使得兩者的直接連接難以達到良好的性能。綜合以上考慮，要制備良好的鈦合金/SS接頭，可以從以下方面入手進行設(shè)計：

(1)選用合適的中間層材料。材料選擇既要考慮與兩側(cè)材料的連接性能，又要考慮對Fe-Ti以及其他合金元素的擴散與反應(yīng)的控制，還要注意生成的IMC本身性能。最優(yōu)的選項應(yīng)該是反應(yīng)順序高于Fe-Ti，生成的產(chǎn)物又具有良好的性能，如Cu-Si體系中，Si-Ti的反應(yīng)生成焓ΔH低于Fe-Ti，理論上能夠完全阻止Fe-Ti IMC的生成，這一點也得到了充分的證實。

(2)加入中間層后，層間反應(yīng)產(chǎn)物多為硬脆IMC，根據(jù)焊接種類及反應(yīng)原理的不同，主要呈現(xiàn)為片層狀與均勻分布的顆粒/(近)等軸枝晶為主，其中前者對性能影響較大，應(yīng)通過軋制盡量去除；后者在受力時裂紋擴展會受到塑性相限制影響較小，且可通過均勻化退火進行進一步優(yōu)化。此外，對于焊接裂紋，可通過Ag的毛細效應(yīng)進行一定程度的改善。

(3)選擇合適的制備工藝與中間層厚度。如果采用擴散焊，中間層的厚度以及擴散溫度、擴散時間應(yīng)作為重點考慮的參數(shù)，參數(shù)過高則Ti,Fe擴散穿過中間層，失去了隔絕的意義；參數(shù)過低，中間層夾有未反應(yīng)部分，若本身力學(xué)性能較差，則容易成為整個接頭的最弱部分。如果采用熔焊，多數(shù)失效發(fā)生在Ti側(cè)，應(yīng)盡量減少該側(cè)熔化量，如利用熱源偏置的方法，并選取較大的偏置量；或者對于熱量集中的熱源(如激光)，可以對兩側(cè)界面分別加熱，而保持中間層未熔化，充分發(fā)揮隔絕擴散的作用。這兩種熔焊的方法均避免了熔池充分混合下的隔絕失效，以控制擴散的方式抑制了Ti-Fe IMC生成。

5.2 鈦合金/鋼連接研究展望

依據(jù)上述方法，目前鈦合金/鋼的異種連接已經(jīng)成為可能。然而，相對于其他較為成熟的體系，該工藝尚處于起步階段，可以針對以下方面進行深入研究：

(1)鈦合金/鋼異種接頭各種力學(xué)性能。目前接頭力學(xué)性能僅限于常規(guī)硬度及室溫拉伸剪切性能，對于實際應(yīng)用時的疲勞性能、高溫性能等力學(xué)性能及其相關(guān)優(yōu)化設(shè)計尚缺乏系統(tǒng)性研究。

(2)鈦合金/鋼異種接頭中間層成分調(diào)控探究?；诮饘購?fù)合材料的研究工作，采用適當(dāng)?shù)暮辖鹪?如稀土)進行摻雜，利用各種強化機理對中間層的結(jié)合及性能進行改善。

(3)鈦合金/鋼異種接頭組織轉(zhuǎn)變過程可控性研究。多數(shù)工作對于組織演變的過程是基于不同工藝條件下得到的組織進行比較反推得到反應(yīng)過程。利用分子動力學(xué)、有限元模擬等現(xiàn)代研究手段計算熔池內(nèi)部溫度分布與元素組成，并結(jié)合相圖及各類反應(yīng)模型對熔池組織從微觀和宏觀角度完善認識并指導(dǎo)研究工作。