李 睿，張春波，周 軍，林 躍，烏彥全，秦 豐

1.哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028

2.黑龍江省先進(jìn)摩擦焊接技術(shù)與裝備重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，黑龍江 哈爾濱 150028

0 前言

異種材料連接能夠降低材料成本，提高結(jié)構(gòu)材料的靈活性，受到業(yè)界越來(lái)越多的關(guān)注［1］。尤其是鈦合金與不銹鋼的異種材料連接，能夠使復(fù)合材料結(jié)構(gòu)件在性能上充分發(fā)揮優(yōu)勢(shì)，同時(shí)減少工件結(jié)構(gòu)復(fù)雜性，降低成本。鈦/鋼材料連接在航空航天、石油化工及醫(yī)療器械等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景［2］。由于鈦和鋼在物理-化學(xué)性能方面差異很大，表現(xiàn)在熔點(diǎn)、熱膨脹系數(shù)、熱導(dǎo)率差異等，對(duì)焊接熱輸入的要求較為苛刻，易形成脆性的Ti-Fe金屬間化合物［3-6］，傳統(tǒng)的高線能量熔化焊接技術(shù)易使鈦和鋼熔化形成不穩(wěn)定的脆性化合物，有學(xué)者通過(guò)調(diào)控焊接工藝參數(shù)、添加中間層實(shí)現(xiàn)了鈦/鋼材料焊接，但焊接接頭的性能并不穩(wěn)定［3，7］。

慣性摩擦焊接是固相焊接技術(shù)的一種，尤其適用于異種材料焊接，與熔焊相比能夠有效地控制不穩(wěn)定脆化物的形成。然而，采用擴(kuò)散焊［8］、攪拌摩擦焊［9］及爆炸焊［10］等固相焊接技術(shù)雖然能夠獲得較高的拉伸強(qiáng)度，但焊接產(chǎn)品有其復(fù)雜的幾何形狀及尺寸要求，這些工藝都有自身局限性。目前學(xué)者們主要通過(guò)添加中間層如 Ni［11］、Cu［12］層來(lái)實(shí)現(xiàn)良好的鈦/鋼慣性摩擦焊接，并獲得了抗腐蝕性能優(yōu)異的焊接接頭，但是添加中間層只能間接地實(shí)現(xiàn)鈦鋼材料連接，對(duì)于嚴(yán)苛的工作環(huán)境，中間層的存在將無(wú)法滿足性能要求。Huihong Liu等［13］采用超低轉(zhuǎn)速、高摩擦壓力的工藝參數(shù)實(shí)現(xiàn)了TC4與SUS316L不銹鋼的慣性摩擦焊接，利用高壓力保證了接頭的連接和成形，低摩擦轉(zhuǎn)速抑制了有害金屬間化合物的形成。Muralimohan Cheepu［11］等人通過(guò)微觀表征分析了使用Ni夾層的純鈦和304不銹鋼摩擦焊接過(guò)程中界面反應(yīng)的微觀結(jié)構(gòu)演變，獲得金屬間化合物的分布形式對(duì)接頭性能的影響，并證實(shí)不存在Fe-Ti型脆性金屬間化合物。目前關(guān)于鈦/鋼異種材料慣性摩擦焊的研究較少，缺乏更有機(jī)理性的表征研究以及金屬間化合物存在帶來(lái)的影響規(guī)律，本文采用兩種焊接工藝參數(shù)對(duì)Ti52合金和304不銹鋼進(jìn)行慣性摩擦焊接試驗(yàn)，分析鈦/鋼異種慣性摩擦焊接頭組織、缺陷及金屬間化合物夾渣形貌，探究焊接接頭脆化相對(duì)接頭性能的影響規(guī)律，為工程化應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料為Ti52鈦合金和304不銹鋼，其母材組織如圖1、圖2所示。Ti52母材組織為典型的雙態(tài)組織，含有呈扁平狀的初生α相組織及少部分板條狀α+β相組織，初生α相的晶粒尺寸約為20 μm。304不銹鋼奧氏體晶粒中含有大量通過(guò)軋制獲得的滑移線。

圖1 Ti52母材組織Fig.1 Structure of Ti52 base metal

圖2 304不銹鋼母材組織Fig.2 Structure of 304 stainless steel base metal

試驗(yàn)設(shè)備為哈爾濱焊接研究有限公司自主研發(fā)的HWI-LFW-30T型慣性摩擦焊機(jī)，最大焊接力300 kN，最大焊接轉(zhuǎn)速3 000 r/min。焊接試件為直徑19 mm的圓棒。主要焊接參數(shù)如表1所示，通過(guò)調(diào)控焊接轉(zhuǎn)速及摩擦壓力探究其對(duì)接頭焊合情況及金屬間化合物分布的影響規(guī)律。

表1 不同試樣焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding process parameters of different samples

焊接原理及工裝如圖3所示。通過(guò)帶動(dòng)慣性盤轉(zhuǎn)動(dòng)Ti52鈦合金，利用液壓驅(qū)動(dòng)裝置推動(dòng)不銹鋼側(cè)移動(dòng)加壓實(shí)現(xiàn)異種材料焊接。

圖3 焊接原理及工裝Fig.3 Welding principle and tooling

焊后截取接頭部位金相試樣，取樣位置如圖4所示。對(duì)兩種焊接接頭進(jìn)行組織觀察、元素分析并進(jìn)行拉伸及硬度測(cè)試。對(duì)金相試樣進(jìn)行研磨、拋光、腐蝕后，采用OM、SEM及顯微硬度儀分析接頭組織，采用電子拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)整體接頭進(jìn)行常溫拉伸試驗(yàn)。

圖4 金相試樣及取樣位置Fig.4 Metallographic sample and sampling location

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 焊接接頭形貌及缺陷表征

焊接接頭宏觀形貌如圖5所示，兩種工藝參數(shù)下接頭的宏觀形貌特征變化不大。將鈦/鋼慣性摩擦焊接接頭劃分為五個(gè)區(qū)域，分別為兩側(cè)熱機(jī)影響區(qū)、兩側(cè)熱影響區(qū)及焊縫區(qū)（圖5a中的A、B、C、D、E五個(gè)區(qū)域）。觀察F區(qū)和G區(qū)可知，1號(hào)試樣的熱輸入大，其接頭界面結(jié)合情況并不好，F(xiàn)區(qū)能夠明顯看到較厚的金屬間化合物層，同時(shí)伴隨著缺陷；2號(hào)試樣的摩擦壓力大，結(jié)合界面并不清晰，但不存在明顯的缺陷。

圖5 試樣接頭宏觀形貌Fig.5 Sample joint macromorphology

采用高倍微觀表征A、B、C、D、E五個(gè)區(qū)域的組織形成特征。Ti52鈦合金側(cè)的熱影響區(qū)（A區(qū)）及熱機(jī)影響區(qū)（B區(qū)）的微區(qū)組織特征如圖6所示。相較于母材，熱影響區(qū)受到熱循環(huán)作用，α+β相開始增加，初生α相組織趨于等軸變得不再扁平，而熱機(jī)影響區(qū)由于受到強(qiáng)烈的熱力耦合作用，其中初生α相及α+β相組織在熱力耦合作用下變得模糊不清，但能夠發(fā)現(xiàn)有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的趨勢(shì)。

圖6 Ti52側(cè)微區(qū)組織特征Fig.6 Microstructural characteristics of Ti52 side

304不銹鋼側(cè)的熱影響區(qū)（D區(qū)）及熱機(jī)影響區(qū)（E區(qū)）的微區(qū)組織特征如圖7所示。相較于母材組織，熱影響區(qū)受到了熱循環(huán)作用及少部分剪切力作用，奧氏體發(fā)生變形，滑移線消失，熱機(jī)影響區(qū)在嚴(yán)重的熱力耦合作用下發(fā)生晶粒細(xì)化，還伴隨有再結(jié)晶的細(xì)晶組織。

圖7 304不銹鋼側(cè)微區(qū)組織特征Fig.7 Microstructural characteristics of 304 stainless steel side

焊縫區(qū)（C區(qū)）微觀組織形貌如圖8所示，鈦/鋼兩側(cè)都發(fā)生了不同程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，焊縫結(jié)合界面并不能確認(rèn)是否為金屬間化合物脆化相。

圖8 焊縫區(qū)微觀組織形貌Fig.8 Microstructure of weld zone

對(duì)F區(qū)缺陷進(jìn)行微觀表征如圖9所示。1號(hào)試樣的焊接界面金屬熱輸入大，導(dǎo)致夾渣層并不均勻，高倍組織觀察下金屬夾渣層發(fā)生脆裂，從而判斷焊縫界面屬于金屬間化合物脆化相。

圖9 焊縫缺陷表征Fig.9 Characterization of weld defects

2.2 焊接接頭界面微區(qū)元素分布

為了定性分析焊縫微區(qū)元素分布情況，對(duì)1號(hào)試樣F區(qū)及2號(hào)試樣G區(qū)進(jìn)行EDS表征，如圖10所示。1號(hào)試樣的金屬夾渣層能夠明顯看到Ti元素與Fe元素形成一個(gè)平衡的濃度梯度，主要形成Ti/FeTi脆性相，同時(shí)含有少量的Cr元素的平衡臺(tái)階，主要形成少量的Ti5Fe17Cr5脆性相，結(jié)合F區(qū)金屬間化合物的脆裂，說(shuō)明熱輸入過(guò)大時(shí)，界面易形成較厚的Ti/FeTi脆性相，厚度約為5 μm，不利于鈦/鋼材料的固相焊接。2號(hào)試樣G區(qū)能夠發(fā)現(xiàn)Cr元素在焊接界面處形成富集態(tài)，主要形成Ti5Fe17Cr5脆性相，由于2號(hào)試件焊接接頭界面整體成形良好，金屬間化合物層的厚度約為2 μm，兩種不同的焊接工藝參數(shù)獲得了完全不同的金屬間化合物，厚度也不相同。高熱輸入、低摩擦壓力的工藝參數(shù)獲得的焊接界面結(jié)合較弱，高壓力、低熱輸入的工藝參數(shù)則較易形成均勻穩(wěn)定的金屬間化合物層，有利于鈦/鋼異種材料的焊接。

圖10 焊接接頭EDS元素分布特征Fig.10 EDS element distribution characteristics of welded joints

2.3 力學(xué)性能分析

2.3.1 顯微硬度

對(duì)1號(hào)、2號(hào)試件沿垂直焊縫方向進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，測(cè)試點(diǎn)間距0.2 mm，焊縫接頭區(qū)域顯微硬度值如圖11所示。2號(hào)試件在不銹鋼側(cè)顯微硬度值最高達(dá)到約400 HV0.5，驗(yàn)證了再結(jié)晶的發(fā)生，遠(yuǎn)離304界面焊縫存在弱化區(qū)，顯微硬度達(dá)到最低值約220 HV0.5，這個(gè)區(qū)域主要受到熱循環(huán)作用，奧氏體明顯增大粗化。鈦合金側(cè)界面顯微硬度為400HV0.5，說(shuō)明也發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，遠(yuǎn)離Ti52界面焊縫位置同樣存在弱化區(qū)，該區(qū)域的弱化是由于未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，通過(guò)觀察顯微組織發(fā)現(xiàn)是形成了混合不清晰的亞穩(wěn)定相，遠(yuǎn)離Ti52側(cè)焊接界面試件的顯微硬度存在峰值硬度，約450 HV0.5，此處為熱機(jī)影響區(qū)，主要是組織伴隨剪切應(yīng)力受到破碎和細(xì)化，導(dǎo)致位錯(cuò)密度增加，最終使得顯微硬度顯著提高。通過(guò)對(duì)比1號(hào)和2號(hào)試件發(fā)現(xiàn)，1號(hào)試件焊接熱輸入大、壓力小，不銹鋼側(cè)受到反復(fù)熱循環(huán)作用，因此顯微硬度弱化區(qū)較寬，近焊縫兩側(cè)顯微硬度差異較大；2號(hào)試件焊接熱輸入小、壓力較大，不銹鋼側(cè)受到熱循環(huán)作用，界面兩側(cè)顯微硬度差異較小，有利于焊接界面的結(jié)合。

圖11 焊接接頭顯微硬度Fig.11 Microhardness of welded joint

為更加深入地了解近界面處鈦鋼兩側(cè)顯微硬度的差異，探究接頭整體界面結(jié)合的分布規(guī)律，結(jié)合界面良好的2號(hào)試件宏觀體式表征，分析兩側(cè)顯微硬度差異性。2號(hào)試件近界面縱向顯微硬度如圖12所示，測(cè)試點(diǎn)間距0.4 mm。由圖12可知，304不銹鋼側(cè)中心區(qū)發(fā)生一定的軟化，近界面兩側(cè)顯微硬度值變化趨勢(shì)相同，焊縫中心區(qū)域顯微硬度值較高，說(shuō)明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶完整，而兩側(cè)顯微硬度不斷降低，304不銹鋼側(cè)最低為150 HV0.5，這是由于焊接界面邊緣焊接線速度大、熱輸入高，因此組織受到熱循環(huán)影響嚴(yán)重，發(fā)生嚴(yán)重軟化，因此顯微硬度較低，而Ti52側(cè)邊緣區(qū)域雖然也受到熱循環(huán)影響，但由于其抗高溫性能強(qiáng)，顯微硬度并沒有發(fā)生明顯降低，從而導(dǎo)致近界面鈦合金/不銹鋼兩側(cè)顯微硬度在邊緣處差異較大，近界面物理性能差異大，焊接過(guò)程中容易產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，不利于焊接界面結(jié)合，而焊縫中心處顯微硬度差異較小，近界面物理性能差異小，有利于界面結(jié)合。

圖12 近界面焊接接頭兩側(cè)顯微硬度Fig.12 Microhardness on both sides of near interface welded joint

2.3.2 拉伸性能

對(duì)1號(hào)、2號(hào)試樣進(jìn)行力學(xué)拉伸性能測(cè)試，接頭斷裂情況如圖13所示，焊接接頭均斷裂于焊縫中間位置。1號(hào)試樣拉伸強(qiáng)度為159 MPa，2號(hào)試樣拉伸強(qiáng)度為350 MPa?？梢姼咿D(zhuǎn)速、低壓力不能使焊接界面達(dá)到良好結(jié)合。根據(jù)前文元素分布定性分析及顯微硬度分布，低轉(zhuǎn)速、高壓力能夠獲得較為均勻的金屬間化合物層，減少近界面物理性能差異，有利于鈦鋼材料的連接。

圖13 拉伸斷裂試樣Fig.13 Tensile fracture specimen

2.3.3 斷口分析

2號(hào)試樣的宏觀斷面及微區(qū)特征如圖14所示，斷面整體分為焊合區(qū)、磨損區(qū)和未磨損區(qū)三個(gè)區(qū)域，通過(guò)SEM圖像可以看到，焊合區(qū)（對(duì)應(yīng)顯微硬度中心區(qū)域）一部分粘連有淺顯的韌窩和細(xì)晶形貌，說(shuō)明焊合情況良好。而遠(yuǎn)離中心區(qū)域宏觀下可見因磨損導(dǎo)致的劃痕、凹坑以及塑性變形等形貌，微觀下發(fā)現(xiàn)該區(qū)域斷口呈現(xiàn)碾壓特征，明顯看到脆化形貌，原始的斷口形貌遭到完全破壞，無(wú)法觀察到有效的斷口信息，焊接結(jié)合情況較差。靠近斷口邊緣位置仍保留部分完好斷口，微觀下呈部分脆性斷裂特征。

圖14 拉伸試樣斷口表征Fig.14 Fracture characterization of tensile specimens

3 結(jié)論

（1）在慣性摩擦焊接熱力耦合作用下，Ti52鈦合金/304不銹鋼焊接接頭宏觀主要分為焊縫區(qū)、兩側(cè)熱影響區(qū)、兩側(cè)熱機(jī)影響區(qū)，其中焊縫區(qū)兩側(cè)組織均發(fā)生了不同程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程，熱機(jī)影響主要受到剪切力作用組織發(fā)生流線變形。采用高熱輸入、低摩擦力的焊接參數(shù)，焊接界面產(chǎn)生有裂紋的脆性金屬間化物夾渣缺陷。

（2）高熱輸入、低摩擦壓力下，焊接界面主要形成了5 μm厚的不均勻脆性相Ti/FeTi，導(dǎo)致接頭拉升性能較低，抗拉強(qiáng)度為159 MPa，界面產(chǎn)生脆性裂紋，降低接頭性能，不利于鈦鋼結(jié)合；低熱輸入、高焊接壓力下，焊接界面中心部位形成2 μm厚均勻分布的富Cr金屬間化合物Ti5Fe17Cr5，抗拉強(qiáng)度為350 MPa，通過(guò)斷口表征，焊縫中心區(qū)域達(dá)到有效結(jié)合，斷面存在細(xì)晶界面和淺顯的韌窩，越靠近焊接邊緣脆性斷裂情況越嚴(yán)重。

（3）焊縫中心區(qū)域主要受到摩擦壓力作用，兩側(cè)界面顯微硬度差異較小，有利于界面結(jié)合。受到焊接熱循環(huán)作用越嚴(yán)重的區(qū)域，其兩側(cè)顯微硬度差異越大，越容易形成不利于界面結(jié)合的脆性相。