马恒波１,邱然锋１,２,李 丹１,石红信１,２,张占领１,２

(河南科技大学１．材料科学与工程学院,２．有色金属共性技术河南省协同创新中心,洛阳４７１０２３)

摘 要:以１００μm 厚的 NiCr合金为中间层对 TA１钛板与SUS３０４不锈钢板进行电阻点焊,观察并分析了接头的组织特征,研究了焊接工艺参数对接头熔核尺寸和剪切力的影响.结果表明:在熔核区外侧界面处的近钛侧形成了厚约５０μm 的由αＧTi和 Ti２Ni组成的反应物层;在熔核与钛之间存在厚约１５μm 的由αＧTi和 TiFe组成的反应物层,与不锈钢之间存在厚约７μm 的由 TiFe２ 和铁组成的反应物层,熔核中部主要由 TiFe和 TiFe２ 混合物组成;接头熔核直径随焊接电流的增大和焊接时间的延长而增大,随电极压力的增大而稍微下降;接头剪切力随焊接电流和电极压力的增大以及焊接时间的延长呈先增大后下降的趋势;剪切试验后,接头均在结合界面处撕裂.

关键词:钛;中间层;不锈钢;电阻点焊;熔核直径;剪切力

中图分类号:TG４４１．２ 文献标志码:A 文章编号:１０００Ｇ３７３８(２０１９)０９Ｇ００１３Ｇ０５

０ 引 言

钛及钛合金具有比强度高、热稳定性好、密度低等优点,但价格昂贵;不锈钢具有优异的力学性能、耐腐蚀性能和耐高温性能,而且其价格相对较低[１].因此,将钛及钛合金与不锈钢进行异种材料焊接后,所得接头能够充分发挥这两种材料的各自优势,可应用于航空航天、机械制造等领域.然而,钛与铁容易在结合界面处发生冶金反应,形成钛铁金属间化合物,从而影响接头的性能[２Ｇ３].

添加过渡层或填充金属是抑制异种材料结合界面金属间化合物形成的有效措施.近年来,一些金属如 铜[４Ｇ７]、钽[１]、铌[８]、钒[９]、铁[１０]、镁[１１]、银[１２]、镍[１３]等常被用作钛/钢异种材料连接的过渡层或填充金属.用于异种材料连接的中间层通常选用与被焊金属相容性较好的金属,其主要作用是减少界面金属间化合物的形成量或改变所形成金属间化合物的类型,进而提高接头性能.由于金属镍与不锈钢的主要成分铁之间的固溶度较大,并且镍与钛形成的镍钛金属间化合物的塑性比钛铁金属间化合物的好[１４],因此在钛/钢焊接中添加中间层镍,可使界面金属间化合物的类型发生转变.但是研究发现,在以镍箔为中间层对钛与不锈钢进行电阻点焊后,其接头熔核中的镍发生了熔化,导致中间过渡层的作用削弱[１３].考虑到铬的熔点较高,且与镍之间可以无限互溶,因此可选择 NiCr合金作为中间层以提高中间层的熔点,而目前鲜见有关这方面的报道.

作者以 NiCr合金为中间层对钛板与不锈钢板进行电阻点焊,观察了接头的显微组织,分析了接头不同区域的化学成分,研究了焊接工艺参数对接头熔核尺寸和剪切力的影响.

１ 试样制备与试验方法

母材为SUS３０４不锈钢板和 TA１钛板,厚度均为１mm,化学成分见表１.中间层为１００μm 厚的Ni８０Cr２０合金,其中镍和铬元素的质量分数分别为８０％和２０％.

将不锈钢板和钛板切割成长１００mm,宽３０mm的试样,用无水乙醇脱脂处理.将钛板和不锈钢板在长度方向进行搭接装配,搭接长度为３０ mm,并将尺寸为 ３０ mm×３０ mm×１００μm 的 Ni８０Cr２０合金置于二者之间.采用 DMＧ２００型电阻点焊机进行点焊,电极帽型号为FBＧ２５,端面圆直径为６mm,焊接工艺参数如表２所示.在每组参数条件下焊接７个试样,其中２个试样用于组织观察,余下５个用于剪切试验.

沿焊点直径垂直于结合界面剖切接头,经研磨、抛光后,在JSMＧ５６００LV 型扫描电子显微镜(SEM)上观察接头熔核区的显微组织,用 Falcon型能谱仪(EDS)进 行 微 区 成 分 分 析.按 照 GB/T１５１１１—１９９４,在 AGＧI２５０KN 型材料试验机上对所焊接头进行剪切试验,拉伸速度为１ mm??min－１.剪切试验后,用游标卡尺测接头不锈钢侧断口中熔核直径,并用JSMＧ５６００LV 型扫描电子显微镜对其剪切断口形貌进行观察.

２ 试验结果与讨论

２．１ 组织与微区成分

在不同工艺参数下获得的接头截面形貌较为相似,因此以电流为８kA,电极压力为２．８１kN,焊接时间为０．２s条件下的接头为例进行说明.由图１(a)可以看出,在接头截面中存在近似于椭圆的熔核区,但在熔核区中未观察到中间层材料,这说明中间层材料在焊接中发生了熔化.由图１(b)可以看出,熔核区的各元素分布比较稳定,这说明熔核区由稳定相组成.由图１(a)还可以看出:接头处不锈钢板和钛板的总厚度减小,接头表面具有明显的电极压痕,这是由点焊过程中在电极压力的作用下熔核区发生塑性变形造成的;在熔核两端钛向不锈钢内突出,使得熔核区钛侧呈凹形.由于SUS３０４不锈钢的热导率比钛的大,熔核周边沿板厚方向的温度梯度较大,而一般情况下温度场具有较高温度等温线向熔核收缩,较低温度等温线向四周散开的特征[１５],因此紧靠熔核的SUS３０４不锈钢在电极压力作用下发生较大的热塑性变形,TAl钛的塑性变形较小,导致钛向不锈钢中突起.同时,在熔核中还观察到近似垂直于界面的裂纹.在周围固态物质的拘束作用下,熔核在冷却凝固时承受拉应力.由于在点焊维持阶段仍垂直于界面继续施加电极压力,抵消了熔核在垂直于界面方向上所受的拉应力,因此熔核主要承受平行于界面的拉应力,所产生的裂纹[１６]都近似垂直于结合界面.

图２ 图１(a)中位置 P处的SEM 形貌

Fig．２ SEMimageofpositionPinFig．１(a)

由图２和表３可知,在熔核区外侧界面近钛侧含有少量的镍、铁和铬,熔核区外侧界面近不锈钢侧含有钛和高于母材成分的镍与铬,说明在焊接过程中熔合区外侧母材与中间层材料间发生了元素的相互扩散.在熔核区外侧界面近不锈钢侧可见厚度为１０~２０μm 的浅灰色反应物层(V 层),该层的主要成分是镍和铬,这说明在熔核区外侧残留有中间层NiCr合金,但厚度远小于焊前的厚度,说明中间层材料发生了固溶;V 层中含有少量的钛与铁,这是由于母材元素向中间层扩散导致的.熔核外侧的温度较低,母材和中间层材料未熔化,但二者元素相互扩散、固溶,从而使中间层 NiCr合金的厚度变薄.在母材钛和 V 层之间观察到厚度约５０μm 的深灰色反应物层(U 层),该层中的镍含量远远超过镍在钛中的固溶度.根据 TiＧNi二元相图[１７],U 层由αＧTi和 Ti２Ni组成.这是因为在点焊加热时,中间层中的镍与铬向钛中扩散、固溶,当镍和铬在钛中的含量增至共晶点成分附近时形成液相,冷却时形成βＧTi;βＧTi在７６５℃发生共析转变生成αＧTi和 Ti２Ni.而少量的铬则固溶于镍中,随着镍进行扩散.

由图３可以看出:在熔核和钛之间可观察到宽约１５μm的层状物层(R 层),R 层与钛的界面比较平直,而与熔核的界面呈树枝状,且 R 层树枝晶方向指向熔核;在靠近 R层的熔核中部存在近似垂直于结合界面的柱状晶组织.在熔核和不锈钢之间可观察到宽度约７μm 的灰白色层状物层(S层),S层与不锈钢的界面也较平直,但与熔核的界面呈胞状组织状;在靠近S层的熔核中部也观察到了垂直于结合界面的柱状晶组织;熔核中部主要由树枝晶组成.由表４可以看出:R 层(B２ 处)含有６８．４６％(原子分数,下同)的钛、１８．６９％ 的铁以及少量的镍和铬,根据 FeＧTi二 元 相 图[１７],该 层 主 要 由 αＧTi和TiFe组成;S层(F２ 处)含有１６．９３％的钛、５４．６９％的铁、９．７２％的镍和１８．６６％的铬,可知该层主要由TiFe２ 和铁组成;熔核中部钛原子分数在３４．０４％~４２．８１％范围,推断熔核中部的组成为 TiFe和 TiFe２的混合物.点焊过程中,在电阻热作用下焊点处的母材钛与不锈钢发生熔化、混合,焊点的凝固主要发生在维持冷却阶段;在该阶段通电已经停止,电极继续夹持接头,主要通过水冷电极散热方式进行冷却.在钛侧,熔融金属在冷却过程中发生共晶反应,形成TiFe和βＧTi,随着冷却过程的进行,βＧTi发生共析转变形成αＧTi和 TiFe,因此熔核和钛之间的 R 层主要由αＧTi和 TiFe组成.在不锈钢侧,熔融金属在冷却过程中也发生共晶反应,形成 TiFe２ 和αＧFe,随着冷却过程的进行,αＧFe进一步转变形成 铁 和TiFe,因此熔核和不锈钢之间的 S层主要由 TiFe２和铁组成.在冷却过程中,随着温度的降低,近钛侧熔核析出铁,而近不锈钢侧析出钛,使得熔核中部的钛和铁成分接近,最终形成了 TiFe和 TiFe２ 的混合物;由于主要通过垂直于结合界面方向的电极进行散热,因此靠近 R层和S层的柱状晶方向近似垂直于界面而指向熔核中心.另外,EDS检测到的少量镍和铬则固溶于这些化合物中.

综上可知:在 熔 核 区 外 侧 界 面 处 仍 残 留 中 间层 NiCr合金,界面形成的反应层主要由钛镍金属间 化 合 物 组 成;在 熔 核 区 域,中 间 层 NiCr合 金 完全熔化、溶解,所形成的化合物主要是钛铁金属间化合物.

２．２ 熔核尺寸和剪切力

由图４可以看出:随着焊接电流的增大,接头熔核尺寸增大,剪切力呈先增大后下降的趋势;当焊接电流为１０kA 时,剪切力最大,约为５．５kN.由图５可以看出:随着焊接时间的延长,接头熔核尺寸稍微增大,剪切力仍呈先增大后下降的趋势;当焊接时间为０．３s时,剪切力最大,约为５．３kN.

在焊接过程中,随着焊接电流的增大和焊接时间的延长,所产生的电阻热增大,使得更多的母材金属熔化,从而形成较大尺寸的熔核.由焦耳定律可知,电阻热与电流呈二次方关系,而与时间呈线性关系,因此焊接电流对熔核尺寸的影响较明显.由于接头熔核直径、显微组织以及裂纹、电极压痕等缺陷均会影响接头的剪切力,因此接头的剪切力与焊接电流和焊接时间并不呈单调递增关系.当焊接电流较低、焊接时间较短时,熔核直径是影响接头剪切力的主要因素,因此剪切力随熔核直径的增大而增加.

但是,当焊接电流过大或焊接时间过长时,熔核内的树枝状金属间化合物长大,导致接头性能下降.由图６可以看出,随着所施加的电极压力的增大,接头熔核直径略微变小.这是因为电极压力的增加不仅能使上下水冷电极与母材充分接触,更容易散热,还能减小母材与中间层间的接触电阻,使得母材金属的熔化量减少,因此熔核直径减小.接头剪切力随电极压力的增加呈先增大后减小的趋势,这是由于电极压力过大造成接头表面电极压痕过深导致的.

２．３ 剪切断口形貌

剪切试验后可观察到,接头均在结合界面处撕裂.由图７可以看出,接头钛侧剪切断口包括外部有撕裂痕迹的环状 Q 区域和内部典型的脆性断裂区.对图７中的位置 A３ 和 B３ 进行成分分析,得到位置 A３ 的 化 学 成 分 (原 子 分 数/％)为 ４０．９６Ti,１０．４３Fe,３５．３９Ni,１３．２２Cr;位置 B３ 的化学成分(原子分数/％)为 ３５．９７Ti,４８．１３Fe,４．６９Ni,１１．２１Cr;这说明外部环状 Q 区域主要由钛镍金属间化合物组成,而内部脆性断裂区主要由钛铁金属间化合物组成.

由上述接头组织分布,并对比图７与图１(a)可发现,断口中的环状 Q 区域与接头截面 K 区的宽度上相吻合.这说明剪切试验时,接头首先在熔核区外侧界面处由钛镍金属间化合物形成的 K 区发生撕裂,然后在接头中心由钛铁金属间化合物组成的熔核区域发生脆性断裂.由此可知,K 区的宽度对接头的剪切力具有一定的影响,但具体影响机理尚不清楚,有待进一步研究.由于 K 区位于熔核外侧,母材没有发生熔化,中间层 NiCr合金未完全固溶到母材内,其结合方式为压合,有利于接头性能的提高,因此在以 NiCr合金为中间层材料点焊钛与不锈钢时,中间层材料完全熔化与否是控制接头性能的一个重要因素.

３ 结 论

(１)以 NiCr 合 金 为 中 间 层 点 焊 TA１ 钛 与SUS３０４不锈钢时,在接头截面中存在近似于椭圆形状的熔 核 区;在 熔 核 区 外 侧 界 面 处 仍 有 中 间 层NiCr合金存在,并在中间层 NiCr合金与母材钛之间形成了厚度约５０μm 的由αＧTi和 Ti２Ni组成的反应物层;在熔核和钛 之 间 存 在 厚 约 １５μm 的 由αＧTi和 TiFe组成的反应物层,与不锈钢之间存在厚约７μm 的由 TiFe２ 和铁组成的反应物层,熔核中部主要由 TiFe和 TiFe２ 混合物组成.

(２)接头熔核直径随焊接电流的增大和焊接时间的延长而增大,随电极压力的增大而稍微下降;接头剪切力随焊接电流、电极压力的增大以及焊接时间的延长而呈先增大后下降的趋势;接头均在结合界面处撕裂,剪切试验后,接头先在熔核区外侧界面近钛侧由钛镍金属间化合物形成的 K 区发生撕裂,而后在接头中心由钛铁金属间化合物组成的熔核区域发生脆性断裂.

（文章来源：材料与测试网-机械工程材料>2019年>9期> pp.13）