陳一帆，張占領(lǐng)，邱然鋒

(1.鄭州城建職業(yè)學(xué)院機(jī)電工程系，鄭州 451263；2.河南科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，洛陽 471023；3.有色金屬共性技術(shù)河南省協(xié)同創(chuàng)新中心，洛陽 471023)

0 引 言

鈦與鈦合金被譽(yù)為“當(dāng)代第三金屬”[1-2]，具有比強(qiáng)度高、密度低、耐高溫、耐腐蝕和韌性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、核工業(yè)、石油化工、船舶等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[3-4]；不銹鋼具有強(qiáng)度高、力學(xué)性能良好、焊接性和熱穩(wěn)定性優(yōu)異等優(yōu)點(diǎn)，且其價(jià)格相對便宜[5-6]。如果能充分利用鈦和鋼的優(yōu)點(diǎn)得到綜合性能優(yōu)異的鈦合金與不銹鋼異種金屬焊接接頭，除了可以獲得獨(dú)特的性能優(yōu)勢和良好的經(jīng)濟(jì)效益外，還可滿足節(jié)能減排、結(jié)構(gòu)輕量化的要求[7-12]。目前，異種金屬的焊接方法包括摩擦焊、釬焊、激光焊、電子束焊和真空擴(kuò)散焊，雖然這些方法都可以成功地完成鈦合金與不銹鋼的連接，但是相較于真空擴(kuò)散焊，都有其不足之處，如操作設(shè)備要求較高，接頭成分難以控制，接頭中形成焊接裂紋等[13]；而真空擴(kuò)散焊不僅可以避免氧、氫等元素對接頭的不利影響，還可實(shí)現(xiàn)母材的近凈結(jié)合[14]。

鈦合金和不銹鋼間較差的冶金相容性和嚴(yán)重不匹配的物理力學(xué)性能，導(dǎo)致焊接接頭中極易形成Ti-Fe脆性金屬間化合物，使接頭難以形成可靠的連接[15-16]。為解決這一問題，很多學(xué)者采用中間層的方法，有效地防止鈦、鐵元素相互擴(kuò)散，常用中間層材料有銅[17]、鎳[18]、鋁[19]、銀[20]、銅+釩[21]、鎳+鈮[22]、銅+鈮[23]、鈮+銅+鎳[24]等。鉭具有高熔點(diǎn)和高原子激活能，與TC4鈦合金的主要元素鈦無限固溶，能與15-5PH不銹鋼中的鐵元素形成Fe2Ta、FeTa金屬間化合物；銅是非碳化物形成元素，會與15-5PH不銹鋼中的鐵元素形成固溶體，也會與鉭形成固溶體；同時(shí)鉭和銅具有良好的塑性，可有效緩解焊接過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力。因此，可將鉭+銅作為復(fù)合中間層用于鈦合金與不銹鋼的焊接中，但是目前未見有關(guān)該方面的研究報(bào)道。對于含有中間層的鈦合金和不銹鋼，一般選擇在恒定溫度和較高壓力的傳統(tǒng)工藝下進(jìn)行擴(kuò)散焊，而研究[25]表明，在擴(kuò)散焊接頭中未產(chǎn)生金屬間化合物的前提下，中間層厚度越小，越有利于提高接頭強(qiáng)度，因此可采用先在接近中間層熔點(diǎn)的較高溫度和較低壓力下保持較短時(shí)間以促進(jìn)中間層減薄，再在較低溫度和較高壓力下保持較長時(shí)間的階梯工藝?；诖耍髡咭糟g+銅作為復(fù)合中間層對TC4鈦合金和15-5PH不銹鋼進(jìn)行真空擴(kuò)散焊接試驗(yàn)，研究了常規(guī)工藝和階梯工藝對接頭顯微組織和拉伸性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

待焊母材包括:TC4鈦合金，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為6.10Al，3.95V，0.30Fe，0.20O，0.10C，余Ti；15-5PH (05Cr15Ni5Cu4Nb)不銹鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.06C，15.4Cr，4.8Ni，3.2Cu，1.00Mn，0.35Nb，余Fe。中間層材料為100 μm厚的純銅片和100 μm厚的純鉭片[23]。2種待焊材料均為退火態(tài)，將待焊材料加工成尺寸為φ15 mm ×25 mm的圓柱試樣待用。

在Gleeble-1500型熱/力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行真空擴(kuò)散焊接試驗(yàn)，在不銹鋼側(cè)距離焊縫1 mm處焊熱電偶測溫。按照TC4鈦合金/鉭/銅/15-5PH不銹鋼(以下簡寫為TC4/Ta /Cu/15-5PH)的順序組裝試樣，如圖1所示。采用常規(guī)工藝和階梯工藝2種工藝進(jìn)行焊接：常規(guī)工藝即以20 ℃·s-1速率升溫至1 000 ℃，保溫1 200 s，壓力保持6.7 MPa，空冷；階梯工藝即以20 ℃·s-1速率升溫至1 050 ℃，短暫停留2 s，隨后以10 ℃·s-1速率降溫至950 ℃，此階段壓力為2.8 MPa，然后在6.7 MPa，950 ℃下保持1 200 s，空冷。

圖1 15-5PH不銹鋼與TC4鈦合金擴(kuò)散焊接頭的裝配示意Fig.1 Assembly diagram of 15-5PH stainless steel and TC4 titaniumalloy diffusion welded joint

用線切割方法在圖2(a)所示的位置上以焊縫為中心截取厚度為5 mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用由5 g CuCl2、40 mL HCl、30 mL H2O、25 mL CH3COOH組成的溶液腐蝕15-5PH不銹鋼側(cè)，用由2 mL HF、4 mL HNO3、94 mL H2O組成的溶液腐蝕TC4 鈦合金側(cè)，然后用Axio Vert Al型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織。在圖2(a)所示的位置上以焊縫為中心用線切割方法加工成工字型板狀拉伸試樣，試樣尺寸如圖2(b)所示，在AG-I 250KN型材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1；將TC4鈦合金加工成尺寸為φ15 mm×50 mm的試樣，作為對比試樣，經(jīng)歷與焊接試驗(yàn)相同的熱力模擬過程，并在相同的試驗(yàn)條件下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)[23]。使用JSM-5600LV 型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察接頭截面和拉伸斷口形貌，用附帶的Falcon型能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析[23]。

圖2 焊接接頭試樣取樣位置及拉伸試樣尺寸Fig.2 Sampling position (a) and tensile sample size (b) ofwelded joint

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可以看出，不同工藝下擴(kuò)散焊接頭均可明顯分為不銹鋼、銅層、鉭層、鈦合金等4個(gè)區(qū)域以及不銹鋼/銅、銅/鉭、鉭/鈦合金等3個(gè)界面區(qū)域。15-5PH不銹鋼為粗晶組織，主要為馬氏體、奧氏體、鐵素體組織，馬氏體呈暗灰色，奧氏體呈白色，鐵素體呈黑色；15-5PH不銹鋼/銅界面近不銹鋼側(cè)為細(xì)晶組織，主要由細(xì)化的馬氏體、奧氏體、鐵素體組成；鉭/TC4鈦合金界面近鈦合金側(cè)為細(xì)晶組織，為亮白色的等軸狀α-Ti和針狀β-Ti組織；TC4鈦合金為粗晶組織，主要為片狀β轉(zhuǎn)變組織。15-5PH不銹鋼/銅界面近不銹鋼側(cè)和鉭/TC4鈦合金界面近鈦合金側(cè)晶粒較細(xì)小的原因是界面處的電阻較大，加熱時(shí)的溫度較高，且界面處的成分分布不均勻，更易發(fā)生相變和再結(jié)晶。接頭中15-5PH不銹鋼/銅、銅/鉭、鉭/TC4鈦合金3處界面的過渡良好，結(jié)合緊密，未見明顯孔洞和縫隙，這是接頭強(qiáng)度高的組織基礎(chǔ)。各界面處都形成了一條顏色較深的狹窄區(qū)域，這是界面組織復(fù)雜、成分變化大，易被腐蝕造成的[23]，該狹窄區(qū)域?yàn)閿U(kuò)散層。各界面的擴(kuò)散層厚度不同，主要與各元素間的固溶度有關(guān)，由于不銹鋼的主要元素鐵與銅之間以及銅、鉭之間的固溶度較低，而鉭能與TC4鈦合金中的β-Ti相無限固溶[18]，因此15-5PH不銹鋼/銅、銅/鉭這2個(gè)界面的擴(kuò)散層較鉭/TC4鈦合金界面窄。常規(guī)工藝下接頭的銅層厚度約為43.5 μm，鉭層厚度約為47.8 μm；階梯工藝下接頭銅層厚度約為32.6 μm，鉭層厚度約為48.2 μm。可知，銅層和鉭層的厚度都小于原始厚度100 μm，這主要與高溫高壓下二者產(chǎn)生的塑性變形和元素?cái)U(kuò)散有關(guān)。2種工藝下接頭中鉭層的厚度相差不大，是因?yàn)楹附訒r(shí)的加熱溫度都遠(yuǎn)小于鉭的熔點(diǎn)(2 980 ℃)；而銅層厚度相差較大，是因?yàn)槌Ｒ?guī)工藝下加熱溫度低于純銅的熔點(diǎn)(1 083 ℃)，而階梯工藝中增加了1 050 ℃×2 s的步驟，此溫度接近于純銅的熔點(diǎn)，導(dǎo)致銅片短時(shí)熔化，增加擴(kuò)散速率，使得界面的焊合率增加[23]。2種工藝下接頭鈦合金側(cè)組織都是針狀或片狀β-Ti相和少量等軸α-Ti相，這是因?yàn)殂g為β-Ti相穩(wěn)定元素，會擴(kuò)大β相區(qū)，擴(kuò)散到TC4鈦合金側(cè)后會降低α→β的轉(zhuǎn)變溫度，使得β-Ti相保留到較低溫度，導(dǎo)致焊后冷卻過程中形成片狀β相組織。

圖3 不同擴(kuò)散焊工藝下接頭的顯微組織Fig.3 Microstructures of joint under different diffusion welding process: (a) conventional process and (b) step process

由于2種工藝下接頭中15-5PH/銅、銅/鉭界面的組織相差不大，因此僅對常規(guī)工藝下兩界面處的微觀形貌與元素分布進(jìn)行分析。由圖4可以看出，接頭中各界面結(jié)合良好。在15-5PH不銹鋼/銅界面處形成一層厚約3 μm的由鐵和銅元素組成的擴(kuò)散層，在銅/鉭界面處形成一層厚約3 μm的由銅和鉭元素組成的擴(kuò)散層，二者線掃描曲線平滑，表明擴(kuò)散層均由固溶體組成，不存在金屬間化合物，這也與鐵-銅相圖和銅-鉭相圖相吻合。

圖4 常規(guī)工藝下接頭中15-5PH不銹鋼/銅界面和銅/鉭界面的微觀形貌和元素線掃描結(jié)果Fig.4 Micromorphology (a-b) and element linear scanning results (c-d) of 15-5PH stainless steel/Cu interface (a, c)and Cu/Ta interface (b, d) in joint under conventional process

由圖5可以看出，在不同工藝下接頭中鉭/TC4鈦合金界面處均形成了2個(gè)擴(kuò)散層，分別為近鉭側(cè)的A擴(kuò)散層(灰色區(qū))以及近TC4鈦合金側(cè)的B擴(kuò)散層(白亮區(qū))，其中A擴(kuò)散層中無明顯焊接缺陷。常規(guī)工藝下接頭中的A擴(kuò)散層、B擴(kuò)散層較寬，且在B擴(kuò)散層和TC4鈦合金基體間出現(xiàn)了較大而深的空洞；階梯工藝下A擴(kuò)散層、B擴(kuò)散層較窄，在B擴(kuò)散層和TC4鈦合金基體間出現(xiàn)的空洞較小而淺。常規(guī)工藝的加熱溫度為1 000 ℃，階梯工藝的加熱溫度主要為950 ℃，元素?cái)U(kuò)散系數(shù)隨溫度升高呈指數(shù)增加，溫度越高，原子遷移越容易，元素互擴(kuò)散引起的化學(xué)反應(yīng)越激烈[26-28]，可知常規(guī)工藝下元素?cái)U(kuò)散系數(shù)較大，原子擴(kuò)散加劇，形成的擴(kuò)散層較厚。空洞出現(xiàn)的原因可能是原子的擴(kuò)散導(dǎo)致鈦合金與鉭片的界面處形成了金屬間化合物，也可能是層內(nèi)的元素?cái)U(kuò)散速率不同而產(chǎn)生的柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞[29]。對圖5不同位置進(jìn)行EDS成分分析，可知常規(guī)工藝下接頭鉭/TC4鈦合金界面近鉭側(cè)位置1含有的鈦原子分?jǐn)?shù)為54.17%，大于位置2處(擴(kuò)散層B)含有的鉭原子分?jǐn)?shù)(6.13%)，即鈦向鉭側(cè)擴(kuò)散的原子數(shù)大于鉭向鈦合金側(cè)擴(kuò)散的原子數(shù)。過剩的鈦原子將使界面處鉭側(cè)發(fā)生點(diǎn)陣膨脹，而鈦合金側(cè)原子減少處發(fā)生點(diǎn)陣收縮，因此在界面鈦合金側(cè)形成了柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞；位置3處(鉭/TC4鈦合金界面近鈦合金側(cè))所含有的鐵原子分?jǐn)?shù)為24.65%，鈦原子分?jǐn)?shù)為52.48%，有可能形成了Fe-Ti金屬間化合物，進(jìn)而出現(xiàn)空洞[28]。在鉭/TC4鈦合金界面處存在鐵元素，這是因?yàn)殂g原子、銅原子和鐵原子點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)相同，鐵原子通過換置銅原子、鉭原子擴(kuò)散到Ta/TC4鈦合金界面[30]。階梯工藝下接頭鉭/TC4鈦合金界面近鉭側(cè)的位置4處含有的鈦原子分?jǐn)?shù)為2.69%，大于位置6，7，8(鉭/TC4鈦合金界面近鈦合金側(cè))處含有的鉭平均原子分?jǐn)?shù)(1.11%)，因此在界面鈦合金側(cè)形成了柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞，界面處未檢測到鐵元素，說明未形成金屬間化合物。常規(guī)工藝下鉭/TC4鈦合金界面近鉭側(cè)的鈦含量和鈦合金側(cè)的鉭含量都大于階梯工藝下，因此階梯工藝下界面處的柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞小而淺。

圖5 不同工藝下接頭中鉭/TC4鈦合金界面處的微觀形貌與EDS分析位置Fig.5 Micromorphology and EDS analysis position of Ta/TC4 titanium alloy interface in joints under different processes:(a) conventional process and (b) step process

由圖6可以看出，TC4鈦合金的主要元素鈦、鋁、釩和元素鉭在界面處發(fā)生了互擴(kuò)散，且這些元素在中間A擴(kuò)散層、B擴(kuò)散層過渡明顯。

圖6 不同工藝下接頭鉭/TC4鈦合金界面的元素線掃描結(jié)果Fig.6 Element line scanning results of Ta/TC4 titanium alloy interface under different processes: (a) conventional process and (b) step process

2.2 拉伸性能與斷口形貌

試驗(yàn)測得常規(guī)工藝和階梯工藝下接頭的抗拉強(qiáng)度分別為390，550 MPa，都高于純銅的220 MPa和純鉭的309 MPa,表明在試驗(yàn)條件下實(shí)現(xiàn)了TC4鈦合金與15-5PH不銹鋼的良好焊接。常規(guī)工藝和階梯工藝下接頭均于鉭/銅界面處斷裂。由圖7可以看出，常規(guī)工藝下接頭拉伸斷口中存在較多撕裂棱，斷口形貌比較單一，斷裂形式為近脆性斷裂，存在樹枝狀結(jié)構(gòu)(亮白區(qū))和微凸凹的條狀結(jié)構(gòu)(黑色區(qū))。由表1可知，常規(guī)工藝下接頭拉伸斷口中亮白區(qū)域(位置2，3，4)主要是銅鉭固溶體，撕裂棱主要產(chǎn)生于銅層，這是由于銅比較軟，強(qiáng)度低，塑性好，使得該區(qū)域在鉭/銅界面的銅側(cè)斷裂；黑色區(qū)域(位置1)主

圖7 常規(guī)工藝下接頭鈦合金一側(cè)的拉伸斷口SEM形貌Fig.7 SEM morphology of tensile fracture at titanium alloy side ofjoint under conventional process

表1 圖7中不同位置的EDS分析結(jié)果

要是富含鉭的固溶體，該區(qū)域在鉭/銅界面處鉭側(cè)斷裂。可知常規(guī)工藝下接頭的斷裂主要發(fā)生于鉭/銅界面的鉭側(cè)，少部分發(fā)生于銅側(cè)。

由圖8可以看出，階梯工藝下接頭鈦合金一側(cè)的拉伸斷口明顯高低不平，主要包含大量韌窩、少量平坦的基體、極少量呈網(wǎng)狀的凹坑等3種不同的形貌，為復(fù)合斷口。含有大量韌窩的Ⅲ區(qū)域呈明顯的韌性斷裂，結(jié)合表2可知該區(qū)域主要是富含銅鉭的固溶體，在鉭/銅界面處的銅側(cè)斷裂；位置2處含有原子分?jǐn)?shù)40.28%鐵和23.44%鉻，說明鐵原子、鉻原子可以通過置換銅原子擴(kuò)散到鉭/銅界面。平坦基體的Ⅳ區(qū)域?yàn)榻饫頂嗔?，該區(qū)域主要是富含銅鉭的固溶體，其中鈦含量較高，該區(qū)域在鉭/銅界面處鉭側(cè)斷裂。呈網(wǎng)狀凹坑的Ⅰ區(qū)域存在明顯的凹坑和撕裂棱，為解理斷裂，該區(qū)域主要是富含鉭的固溶體，其中鈦含量較高，該區(qū)域在鉭/TC4鈦合金界面處的鈦合金側(cè)斷裂?？芍?，階梯工藝下接頭呈現(xiàn)復(fù)合斷裂形式，主要在鉭/銅界面處的銅側(cè)斷裂。2種工藝下接頭拉伸斷口的EDS分析發(fā)現(xiàn)，斷口中都含有少量的鐵原子，且高于鈦合金母材中的鐵含量，同時(shí)還含有少量鈦原子，說明中間層沒有完全阻止鈦、鐵原子相互擴(kuò)散，但是二者含量很低，不形成或者形成極少量的Ti-Fe金屬間化合物，對接頭的力學(xué)性能影響不大。

圖8 階梯工藝下接頭鈦合金一側(cè)的拉伸斷口SEM形貌Fig.8 SEM morphology of tensile fracture at titanium alloy side of joint under step process: (a) low magnification morphology; (b) high magnification morphology of area Ⅱ; (c) high magnification morphology of area Ⅲ; (d) high magnification morphology of area Ⅳ and (e) high magnification morphology of area Ⅰ

表2 圖8中不同位置的EDS分析結(jié)果

綜上可知，常規(guī)工藝下接頭主要在鉭/銅界面處的鉭側(cè)斷裂，而階梯工藝下主要在鉭/銅界面處的銅側(cè)斷裂，且2種工藝下接頭的抗拉強(qiáng)度都超過了純銅、純鉭的強(qiáng)度，這是由于一方面軟夾層銅、鉭具有接觸強(qiáng)化效應(yīng)[25]，另一方面，鐵、鉻、鈮等元素?cái)U(kuò)散到中間層中起到固溶強(qiáng)化作用[23]。階梯工藝的接頭抗拉強(qiáng)度遠(yuǎn)高于常規(guī)工藝，造成這種現(xiàn)象的原因主要包括：(1)接頭的抗拉強(qiáng)度與軟質(zhì)中間層的厚度有關(guān)，常規(guī)工藝下接頭中間層的厚度為91.28 μm，階梯工藝下中間層的厚度為80.8 μm，在一定范圍內(nèi)軟質(zhì)中間層的厚度越小，中間層的塑性變形越困難，接頭強(qiáng)度提高得越明顯；(2)接頭的抗拉強(qiáng)度與接頭接觸界面的柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞的大小有關(guān)，階梯工藝下接頭中的柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞小且淺，因此抗拉強(qiáng)度較高；(3)接頭的抗拉強(qiáng)度與鉭/銅界面的連接質(zhì)量有關(guān)，階梯工藝中增加了1 050 ℃×2 s的步驟，導(dǎo)致銅層短時(shí)熔化，界面的焊合率增加，使得鉭/銅界面連接質(zhì)量較高，因此抗拉強(qiáng)度較高。

3 結(jié) 論

(1) 不同焊接工藝下以銅+鉭為復(fù)合中間層真空擴(kuò)散焊接TC4鈦合金和15-5PH不銹鋼后，接頭中15-5PH不銹鋼/銅、銅/鉭、鉭/TC4鈦合金3處界面過渡良好，結(jié)合緊密，未見明顯孔洞和縫隙，15-5PH不銹鋼/銅、銅/鉭2個(gè)界面的擴(kuò)散層較鉭/TC4鈦合金界面窄，常規(guī)工藝下接頭的中間層厚度大于階梯工藝。鉭+銅復(fù)合中間層可以有效阻礙鈦合金與不銹鋼之間鈦、鐵元素的相互擴(kuò)散，防止生成金屬間化合物。

(2) 2種焊接工藝下接頭中15-5PH不銹鋼/銅、銅/鉭2個(gè)界面處分別存在一層厚約3 μm的由鐵和銅元素組成的擴(kuò)散層以及由銅和鉭元素組成的擴(kuò)散層，鉭/TC4鈦合金界面處鈦合金側(cè)形成了柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞，且階梯工藝下界面處的柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞較小而淺。

(3) 常規(guī)工藝和階梯工藝下接頭的抗拉強(qiáng)度分別為390，550 MPa，階梯工藝下接頭較高的抗拉強(qiáng)度與柯肯達(dá)爾擴(kuò)散空洞小且淺、焊后復(fù)合中間層的厚度較小以及鉭/銅界面連接質(zhì)量高有關(guān)；常規(guī)工藝下接頭的斷裂主要發(fā)生于鉭/銅界面的鉭側(cè)，斷裂方式為近脆性斷裂，而階梯工藝下接頭主要在鉭/銅界面處的銅側(cè)斷裂，呈復(fù)合斷裂形式。階梯工藝可以大幅度提高TC4鈦合金/純鉭/純銅/15-5PH不銹鋼的真空擴(kuò)散焊接頭性能。