馬恒波１,邱然鋒１,２,李 丹１,石紅信１,２,張占領１,２

(河南科技大學１．材料科學與工程學院,２．有色金屬共性技術河南省協(xié)同創(chuàng)新中心,洛陽４７１０２３)

    摘 要:以１００μm 厚的 NiCr合金為中間層對 TA１鈦板與SUS３０４不銹鋼板進行電阻點焊,觀察并分析了接頭的組織特征,研究了焊接工藝參數(shù)對接頭熔核尺寸和剪切力的影響.結果表明:在熔核區(qū)外側(cè)界面處的近鈦側(cè)形成了厚約５０μm 的由αＧTi和 Ti２Ni組成的反應物層;在熔核與鈦之間存在厚約１５μm 的由αＧTi和 TiFe組成的反應物層,與不銹鋼之間存在厚約７μm 的由 TiFe２ 和鐵組成的反應物層,熔核中部主要由 TiFe和 TiFe２ 混合物組成;接頭熔核直徑隨焊接電流的增大和焊接時間的延長而增大,隨電極壓力的增大而稍微下降;接頭剪切力隨焊接電流和電極壓力的增大以及焊接時間的延長呈先增大后下降的趨勢;剪切試驗后,接頭均在結合界面處撕裂.

關鍵詞:鈦;中間層;不銹鋼;電阻點焊;熔核直徑;剪切力

中圖分類號:TG４４１．２ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１９)０９Ｇ００１３Ｇ０５

０ 引 言

    鈦及鈦合金具有比強度高、熱穩(wěn)定性好、密度低等優(yōu)點,但價格昂貴;不銹鋼具有優(yōu)異的力學性能、耐腐蝕性能和耐高溫性能,而且其價格相對較低[１].因此,將鈦及鈦合金與不銹鋼進行異種材料焊接后,所得接頭能夠充分發(fā)揮這兩種材料的各自優(yōu)勢,可應用于航空航天、機械制造等領域.然而,鈦與鐵容易在結合界面處發(fā)生冶金反應,形成鈦鐵金屬間化合物,從而影響接頭的性能[２Ｇ３].

     添加過渡層或填充金屬是抑制異種材料結合界面金屬間化合物形成的有效措施.近年來,一些金屬如 銅[４Ｇ７]、鉭[１]、鈮[８]、釩[９]、鐵[１０]、鎂[１１]、銀[１２]、鎳[１３]等常被用作鈦/鋼異種材料連接的過渡層或填充金屬.用于異種材料連接的中間層通常選用與被焊金屬相容性較好的金屬,其主要作用是減少界面金屬間化合物的形成量或改變所形成金屬間化合物的類型,進而提高接頭性能.由于金屬鎳與不銹鋼的主要成分鐵之間的固溶度較大,并且鎳與鈦形成的鎳鈦金屬間化合物的塑性比鈦鐵金屬間化合物的好[１４],因此在鈦/鋼焊接中添加中間層鎳,可使界面金屬間化合物的類型發(fā)生轉(zhuǎn)變.但是研究發(fā)現(xiàn),在以鎳箔為中間層對鈦與不銹鋼進行電阻點焊后,其接頭熔核中的鎳發(fā)生了熔化,導致中間過渡層的作用削弱[１３].考慮到鉻的熔點較高,且與鎳之間可以無限互溶,因此可選擇 NiCr合金作為中間層以提高中間層的熔點,而目前鮮見有關這方面的報道.

    作者以 NiCr合金為中間層對鈦板與不銹鋼板進行電阻點焊,觀察了接頭的顯微組織,分析了接頭不同區(qū)域的化學成分,研究了焊接工藝參數(shù)對接頭熔核尺寸和剪切力的影響.

１ 試樣制備與試驗方法

    母材為SUS３０４不銹鋼板和 TA１鈦板,厚度均為１mm,化學成分見表１.中間層為１００μm 厚的Ni８０Cr２０合金,其中鎳和鉻元素的質(zhì)量分數(shù)分別為８０％和２０％.

    將不銹鋼板和鈦板切割成長１００mm,寬３０mm的試樣,用無水乙醇脫脂處理.將鈦板和不銹鋼板在長度方向進行搭接裝配,搭接長度為３０ mm,并將尺寸為 ３０ mm×３０ mm×１００μm 的 Ni８０Cr２０合金置于二者之間.采用 DMＧ２００型電阻點焊機進行點焊,電極帽型號為FBＧ２５,端面圓直徑為６mm,焊接工藝參數(shù)如表２所示.在每組參數(shù)條件下焊接７個試樣,其中２個試樣用于組織觀察,余下５個用于剪切試驗.

     沿焊點直徑垂直于結合界面剖切接頭,經(jīng)研磨、拋光后,在JSMＧ５６００LV 型掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察接頭熔核區(qū)的顯微組織,用 Falcon型能譜儀(EDS)進 行 微 區(qū) 成 分 分 析.按 照 GB/T１５１１１—１９９４,在 AGＧI２５０KN 型材料試驗機上對所焊接頭進行剪切試驗,拉伸速度為１ mm??min－１.剪切試驗后,用游標卡尺測接頭不銹鋼側(cè)斷口中熔核直徑,并用JSMＧ５６００LV 型掃描電子顯微鏡對其剪切斷口形貌進行觀察.

２ 試驗結果與討論

２．１ 組織與微區(qū)成分

     在不同工藝參數(shù)下獲得的接頭截面形貌較為相似,因此以電流為８kA,電極壓力為２．８１kN,焊接時間為０．２s條件下的接頭為例進行說明.由圖１(a)可以看出,在接頭截面中存在近似于橢圓的熔核區(qū),但在熔核區(qū)中未觀察到中間層材料,這說明中間層材料在焊接中發(fā)生了熔化.由圖１(b)可以看出,熔核區(qū)的各元素分布比較穩(wěn)定,這說明熔核區(qū)由穩(wěn)定相組成.由圖１(a)還可以看出:接頭處不銹鋼板和鈦板的總厚度減小,接頭表面具有明顯的電極壓痕,這是由點焊過程中在電極壓力的作用下熔核區(qū)發(fā)生塑性變形造成的;在熔核兩端鈦向不銹鋼內(nèi)突出,使得熔核區(qū)鈦側(cè)呈凹形.由于SUS３０４不銹鋼的熱導率比鈦的大,熔核周邊沿板厚方向的溫度梯度較大,而一般情況下溫度場具有較高溫度等溫線向熔核收縮,較低溫度等溫線向四周散開的特征[１５],因此緊靠熔核的SUS３０４不銹鋼在電極壓力作用下發(fā)生較大的熱塑性變形,TAl鈦的塑性變形較小,導致鈦向不銹鋼中突起.同時,在熔核中還觀察到近似垂直于界面的裂紋.在周圍固態(tài)物質(zhì)的拘束作用下,熔核 在冷卻凝固時承受拉應力.由于在點焊維持階段仍垂直于界面繼續(xù)施加電極壓力,抵消了熔核在垂直于界面方向上所受的拉應力,因此熔核主要承受平行于界面的拉應力,所產(chǎn)生的裂紋[１６]都近似垂直于結合界面.

圖２ 圖１(a)中位置 P處的SEM 形貌

Fig．２ SEMimageofpositionPinFig．１(a)

    由圖２和表３可知,在熔核區(qū)外側(cè)界面近鈦側(cè)含有少量的鎳、鐵和鉻,熔核區(qū)外側(cè)界面近不銹鋼側(cè)含有鈦和高于母材成分的鎳與鉻,說明在焊接過程中熔合區(qū)外側(cè)母材與中間層材料間發(fā)生了元素的相互擴散.在熔核區(qū)外側(cè)界面近不銹鋼側(cè)可見厚度為１０~２０μm 的淺灰色反應物層(V 層),該層的主要成分是鎳和鉻,這說明在熔核區(qū)外側(cè)殘留有中間層NiCr合金,但厚度遠小于焊前的厚度,說明中間層材料發(fā)生了固溶;V 層中含有少量的鈦與鐵,這是由于母材元素向中間層擴散導致的.熔核外側(cè)的溫度較低,母材和中間層材料未熔化,但二者元素相互擴散、固溶,從而使中間層 NiCr合金的厚度變薄.在母材鈦和 V 層之間觀察到厚度約５０μm 的深灰色反應物層(U 層),該層中的鎳含量遠遠超過鎳在鈦中的固溶度.根據(jù) TiＧNi二元相圖[１７],U 層由αＧTi和 Ti２Ni組成.這是因為在點焊加熱時,中間層中的鎳與鉻向鈦中擴散、固溶,當鎳和鉻在鈦中的含量增至共晶點成分附近時形成液相,冷卻時形成βＧTi;βＧTi在７６５℃發(fā)生共析轉(zhuǎn)變生成αＧTi和 Ti２Ni.而少量的鉻則固溶于鎳中,隨著鎳進行擴散.

     由圖３可以看出:在熔核和鈦之間可觀察到寬約１５μm的層狀物層(R 層),R 層與鈦的界面比較平直,而與熔核的界面呈樹枝狀,且 R 層樹枝晶方向指向熔核;在靠近 R層的熔核中部存在近似垂直于結合界面的柱狀晶組織.在熔核和不銹鋼之間可觀察到寬度約７μm 的灰白色層狀物層(S層),S層與不銹鋼的界面也較平直,但與熔核的界面呈胞狀組織狀;在靠近S層的熔核中部也觀察到了垂直于結合界面的柱狀晶組織;熔核中部主要由樹枝晶組成.由表４可以看出:R 層(B２ 處)含有６８．４６％(原子分數(shù),下同)的鈦、１８．６９％ 的鐵以及少量的鎳和鉻,根據(jù) FeＧTi二 元 相 圖[１７],該 層 主 要 由 αＧTi和TiFe組成;S層(F２ 處)含有１６．９３％的鈦、５４．６９％的鐵、９．７２％的鎳和１８．６６％的鉻,可知該層主要由TiFe２ 和鐵組成;熔核中部鈦原子分數(shù)在３４．０４％~４２．８１％范圍,推斷熔核中部的組成為 TiFe和 TiFe２的混合物.點焊過程中,在電阻熱作用下焊點處的母材鈦與不銹鋼發(fā)生熔化、混合,焊點的凝固主要發(fā)生在維持冷卻階段;在該階段通電已經(jīng)停止,電極繼續(xù)夾持接頭,主要通過水冷電極散熱方式進行冷卻.在鈦側(cè),熔融金屬在冷卻過程中發(fā)生共晶反應,形成TiFe和βＧTi,隨著冷卻過程的進行,βＧTi發(fā)生共析轉(zhuǎn)變形成αＧTi和 TiFe,因此熔核和鈦之間的 R 層主要由αＧTi和 TiFe組成.在不銹鋼側(cè),熔融金屬在冷卻過程中也發(fā)生共晶反應,形成 TiFe２ 和αＧFe,隨著冷卻過程的進行,αＧFe進一步轉(zhuǎn)變形成 鐵 和TiFe,因此熔核和不銹鋼之間的 S層主要由 TiFe２和鐵組成.在冷卻過程中,隨著溫度的降低,近鈦側(cè)熔核析出鐵,而近不銹鋼側(cè)析出鈦,使得熔核中部的鈦和鐵成分接近,最終形成了 TiFe和 TiFe２ 的混合物;由于主要通過垂直于結合界面方向的電極進行散熱,因此靠近 R層和S層的柱狀晶方向近似垂直于界面而指向熔核中心.另外,EDS檢測到的少量鎳和鉻則固溶于這些化合物中.

    綜上可知:在 熔 核 區(qū) 外 側(cè) 界 面 處 仍 殘 留 中 間層 NiCr合金,界面形成的反應層主要由鈦鎳金屬間 化 合 物 組 成;在 熔 核 區(qū) 域,中 間 層 NiCr合 金 完全熔化、溶解,所形成的化合物主要是鈦鐵金屬間化合物.

２．２ 熔核尺寸和剪切力

     由圖４可以看出:隨著焊接電流的增大,接頭熔核尺寸增大,剪切力呈先增大后下降的趨勢;當焊接電流為１０kA 時,剪切力最大,約為５．５kN.由圖５可以看出:隨著焊接時間的延長,接頭熔核尺寸稍微增大,剪切力仍呈先增大后下降的趨勢;當焊接時間為０．３s時,剪切力最大,約為５．３kN.

    在焊接過程中,隨著焊接電流的增大和焊接時間的延長,所產(chǎn)生的電阻熱增大,使得更多的母材金屬熔化,從而形成較大尺寸的熔核.由焦耳定律可知,電阻熱與電流呈二次方關系,而與時間呈線性關系,因此焊接電流對熔核尺寸的影響較明顯.由于接頭熔核直徑、顯微組織以及裂紋、電極壓痕等缺陷均會影響接頭的剪切力,因此接頭的剪切力與焊接電流和焊接時間并不呈單調(diào)遞增關系.當焊接電流較低、焊接時間較短時,熔核直徑是影響接頭剪切力的主要因素,因此剪切力隨熔核直徑的增大而增加.

    但是,當焊接電流過大或焊接時間過長時,熔核內(nèi)的樹枝狀金屬間化合物長大,導致接頭性能下降.由圖６可以看出,隨著所施加的電極壓力的增大,接頭熔核直徑略微變小.這是因為電極壓力的增加不僅能使上下水冷電極與母材充分接觸,更容易散熱,還能減小母材與中間層間的接觸電阻,使得母材金屬的熔化量減少,因此熔核直徑減小.接頭剪切力隨電極壓力的增加呈先增大后減小的趨勢,這是由于電極壓力過大造成接頭表面電極壓痕過深導致的.

２．３ 剪切斷口形貌

    剪切試驗后可觀察到,接頭均在結合界面處撕裂.由圖７可以看出,接頭鈦側(cè)剪切斷口包括外部有撕裂痕跡的環(huán)狀 Q 區(qū)域和內(nèi)部典型的脆性斷裂區(qū).對圖７中的位置 A３ 和 B３ 進行成分分析,得到位置 A３ 的 化 學 成 分 (原 子 分 數(shù)/％)為 ４０．９６Ti,１０．４３Fe,３５．３９Ni,１３．２２Cr;位置 B３ 的化學成分(原子分數(shù)/％)為 ３５．９７Ti,４８．１３Fe,４．６９Ni,１１．２１Cr;這說明外部環(huán)狀 Q 區(qū)域主要由鈦鎳金屬間化合物組成,而內(nèi)部脆性斷裂區(qū)主要由鈦鐵金屬間化合物組成.

    由上述接頭組織分布,并對比圖７與圖１(a)可發(fā)現(xiàn),斷口中的環(huán)狀 Q 區(qū)域與接頭截面 K 區(qū)的寬度上相吻合.這說明剪切試驗時,接頭首先在熔核區(qū)外側(cè)界面處由鈦鎳金屬間化合物形成的 K 區(qū)發(fā)生撕裂,然后在接頭中心由鈦鐵金屬間化合物組成的熔核區(qū)域發(fā)生脆性斷裂.由此可知,K 區(qū)的寬度對接頭的剪切力具有一定的影響,但具體影響機理尚不清楚,有待進一步研究.由于 K 區(qū)位于熔核外側(cè),母材沒有發(fā)生熔化,中間層 NiCr合金未完全固溶到母材內(nèi),其結合方式為壓合,有利于接頭性能的提高,因此在以 NiCr合金為中間層材料點焊鈦與不銹鋼時,中間層材料完全熔化與否是控制接頭性能的一個重要因素.

３ 結 論

    (１)以 NiCr 合 金 為 中 間 層 點 焊 TA１ 鈦 與SUS３０４不銹鋼時,在接頭截面中存在近似于橢圓形狀的熔 核 區(qū);在 熔 核 區(qū) 外 側(cè) 界 面 處 仍 有 中 間 層NiCr合金存在,并在中間層 NiCr合金與母材鈦之間形成了厚度約５０μm 的由αＧTi和 Ti２Ni組成的反應物層;在熔核和鈦 之 間 存 在 厚 約 １５μm 的 由αＧTi和 TiFe組成的反應物層,與不銹鋼之間存在厚約７μm 的由 TiFe２ 和鐵組成的反應物層,熔核中部主要由 TiFe和 TiFe２ 混合物組成.

     (２)接頭熔核直徑隨焊接電流的增大和焊接時間的延長而增大,隨電極壓力的增大而稍微下降;接頭剪切力隨焊接電流、電極壓力的增大以及焊接時間的延長而呈先增大后下降的趨勢;接頭均在結合界面處撕裂,剪切試驗后,接頭先在熔核區(qū)外側(cè)界面近鈦側(cè)由鈦鎳金屬間化合物形成的 K 區(qū)發(fā)生撕裂,而后在接頭中心由鈦鐵金屬間化合物組成的熔核區(qū)域發(fā)生脆性斷裂.

（文章來源：材料與測試網(wǎng)-機械工程材料 > 2019年 > 9期 > pp.13）