在現(xiàn)代工業(yè)中,材料的選擇和連接技術對產(chǎn)品的性能、可靠性和經(jīng)濟效益具有至關重要的影響。隨著工程應用場景的日益復雜化，單一材料往往難以滿足多樣化需求，因此，將不同材料進行有效連接成為解決這一問題的關鍵途徑之一[1]。

鈦及其合金以其低密度、高比強度、優(yōu)異的耐腐蝕性、良好的高溫性能和力學性能，成為現(xiàn)代工業(yè)中不可或缺的重要材料，廣泛應用于航空航天、化工設備、醫(yī)療器械、海洋工程、汽車工業(yè)、能源以及體育等領域[2-6]。然而其存在原料成本和制造成本較高、加工難度較大等問題，這些因素限制了全鈦結構的應用[7]。在實際工程中，為了兼顧結構性能及其經(jīng)濟性，通常采用焊接技術將鈦與其他低成本金屬連接起來，制備成復合構件。鋼材憑借其良好的力學性能和經(jīng)濟性能，在汽車零部件制造、建筑鋼結構搭建以及重型機械生產(chǎn)等領域占據(jù)重要地位。從加工性能分析，該材料不僅能夠適應傳統(tǒng)切削加工與冷鍛工藝的技術要求，而且具有優(yōu)異的焊接性，適用于電弧焊、激光焊、電阻點焊等多種焊接方式[8-11]。鈦-鋼復合體系的開發(fā)為優(yōu)化結構性能與經(jīng)濟效益提供了新路徑，在保持鈦低密度、高比強度的同時，兼具鋼良好的力學性能與經(jīng)濟性。這種組合方式在工程應用中具有顯著的綜合優(yōu)勢[12-13]。

然而，由于鈦鋼之間的冶金相容性差，導致鈦鋼在直接連接時接頭中經(jīng)常形成FeTi、Fe?Ti等金屬間化合物(Intermetallic compounds，簡稱為IMC)[14]，從而使其強度降低。為了減小IMC的不利影響，研究人員采用多種固態(tài)焊接技術，包括攪拌摩擦焊[15-16]、爆炸焊[17-18]、擴散焊[19-20]、超聲波焊[21]等，并對這些方法所得接頭的微觀組織和力學性能進行深入研究。然而，IMC的形成仍然是影響接頭性能的主要瓶頸，因此鈦與鋼的高質量焊接工藝仍需進一步改進和優(yōu)化。

為改善異種材料焊接性能，可通過引入中間層調控界面反應，抑制有害IMC的形成或促生低脆性IMC相，以此替代高脆性的Ti-Fe化合物，這一方法已成為當前研究的有效解決方案。Tomashchuk等采用純釩過渡層對Ti64鈦合金和316L不銹鋼成功進行了激光連接。Deng等[23]探究了Ag過渡層對CP-Ti和304SS擴散焊的影響，發(fā)現(xiàn)界面生成的TiAg相對接頭性能無不利作用，接頭的連接強度為414 MPa。Bi等[24]采用V/Cu復合中間層成功對TC4鈦合金和304不銹鋼進行了激光焊接。以往的研究表明：中間層的加入能夠有效抑制Ti-Fe系IMC在接頭中的產(chǎn)生，從而提高接頭性能。

電阻點焊具有焊接速度快、成本低等優(yōu)點，是傳統(tǒng)汽車車身焊裝主要的焊接方法。本課題組分別采用銅中間層、鈮為中間層對鈦/鋼進行了電阻點焊，并研究了接頭的組織和性能。加入銅或鈮單一中間層后，接頭力學性能與鈦鋼直接焊接相比均有提高，但在接頭界面上仍有一定IMC的產(chǎn)生[25-26]。在此基礎上，本文采用鈮銅復合中間層對鈦/鋼進行電阻點焊，觀察分析接頭特征區(qū)域微觀組織，探索復合中間層及焊接電流對接頭性能的影響。

1、試驗材料與方法

試驗材料選用TA2鈦板和Q235低碳鋼板，規(guī)格為100mm×30mm×2mm，化學成分見表1。中間層選用厚度為0.06mm的鈮箔和不同厚度(0.04、0.06和0.08mm)的銅箔。

表1　試驗材料的化學成分(質量分數(shù)，%)

試驗所用焊接設備為DM-200型固定式中頻逆變直流電阻點焊機，并配置6000S/1200A控制器，加壓方式為氣動加壓，電極帽材料為鉻鋯銅合金，其端面直徑為6mm。試樣裝配關系如圖1所示，兩母材的搭接長度為30mm，從上往下依次為鈦板、鈮箔、銅箔和低碳鋼板。焊接工藝參數(shù)設置為：固定焊接時間200ms，電極壓力3kN，焊接電流分別為8、9、10、10.5、11、12和13kA。焊前使用無水乙醇清洗材料表面。

焊后樣品經(jīng)線切割沿焊點直徑方向垂直界面剖切，制備金相試樣后依次進行研磨拋光處理，并使用(HF+HNO?)溶液進行腐蝕。利用體視顯微鏡觀察接頭宏觀形貌，采用JSM-6300型掃描電鏡(SEM)對熔核區(qū)微觀組織進行觀察，并利用能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分測定。在WDW-100型電子萬能試驗機上進行拉伸試驗(室溫)，并采用SEM和Brux D8型X射線衍射儀(XRD)對斷口形貌及物相進行觀察及分析。

2、結果與分析

圖2為在不同焊接電流下所獲得的接頭橫截面形貌及成分分析結果。從圖2中可以觀察到接頭橫截面形貌主要分為兩種：母材兩側獨立熔核(中間層未發(fā)生斷裂)和混合熔核(中間層發(fā)生斷裂)。圖2(a)顯示了具有兩側獨立熔核的接頭橫截面形貌，此接頭是在10kA焊接電流下焊接的，所用中間層是0.06mm厚Nb箔和0.06mm厚Cu箔。如圖2(a)所示，此時復合中間層沒有發(fā)生斷裂，在鈦側和鋼側分別形成了一個獨立的熔核，且鈦側熔核面積大于鋼側。這是因為鈦的電阻率大于鋼的電阻率，而鈦的熱導率小于鋼的。因此，鈦側比鋼側有更多的熱量形成熔核。圖2(b)顯示了接頭界面區(qū)掃描電鏡圖像，取自圖2(a)中R處。從圖2(b)可以觀察到，母材Ti與復合中間層的界面基本保持平整，復合中間層未發(fā)生斷裂，在鋼側形成了一個半橢圓形的灰白相間的混合區(qū)，該區(qū)厚度沿焊縫中心軸線方向呈現(xiàn)明顯的梯度分布，這主要與焊接過程中電阻熱的散熱速率有關。焊縫中心區(qū)域由于散熱路徑較長，熱積累效應顯著，母材和中間層的熔化量增加，致使混合區(qū)厚度較大。沿圖2(b)中MN進行線掃描分析，所得結果如圖2(c)所示。從分析結果來看，靠近鈦側的約40μm厚的白色層主要為殘余的Nb箔；而在殘余Nb箔與鋼側之間的混合區(qū)的主要成分為Fe、Cu和少量的Nb，并且越靠近鋼側Fe含量就越多。這說明靠近鈦側的Nb在焊接過程中并未發(fā)生完全熔化，而靠近鋼側的Cu和少量Nb以及部分Fe在高溫作用下發(fā)生混合，形成了灰白相間的混合區(qū)。

圖2(d)為具有混合熔核的接頭橫截面形貌，此接頭是在11kA焊接電流下焊接的，所用中間層也是0.06mm厚Nb箔和0.06mm厚Cu箔。如圖2(d)所示，此時兩側母材發(fā)生混合形成混合熔核。該熔核也是鈦側面積大、鋼側面積小。原始復合中間層及母材界面結構被破壞。這是因為當采用較高焊接電流時，母材熔化程度顯著增加，在Cu發(fā)生熔化的同時促進了Nb向兩側熔化金屬中的加速溶解。隨著部分區(qū)域Nb箔的完全溶解消失，復合中間層失去阻礙作用，在電磁攪拌力的作用下，兩側母材的液態(tài)金屬實現(xiàn)充分混合，最終形成了這種混合熔核。沿圖2(d)中PQ進行線掃描分析，所得結果如圖2(e)所示。從分析結果來看，熔核主要成分是Fe、Ti和少量的Nb、Cu。熔核部分區(qū)域元素含量波動較大，這表明接頭熔核內(nèi)部成分分布不均勻。

圖3分別為圖2(b)中A、B、C、D點的放大SEM形貌。各位置的EDS成分分析結果如表2所示。如圖3(a)所示，Ti/Nb界面處基本保持平整，而在殘余Nb箔另一側則形成了兩層顏色不同的層狀物，灰白色層狀物U層厚度約35μm，深灰色層狀物V層厚度約25μm。根據(jù)成分分析結果，在鈦側A?點處檢測到少量的Nb和Cu，沒有檢測到Fe；在鋼側I?處檢測到了少量的Cu，沒有檢測到Ti。這表明在兩側獨立熔核接頭中，中間層的加入能夠有效阻止Ti、Fe原子之間的相互擴散。U層和V層根據(jù)檢測結果可以推斷分別由(Nb,Cu)+FeNb和(Cu,Fe)+Fe?Nb組成。在熔池冷卻凝固過程中，靠近Nb層的富鈮液相隨著溫度的降低率先析出FeNb金屬間化合物，殘余液相隨著溫度的下降形成(Nb,Cu)固溶體。隨著FeNb金屬間化合物的生成，固態(tài)前沿液相中的Nb含量大幅下降，當溫度降到1373℃時，富鐵液相隨著溫度的降低開始析出Fe?Nb，殘余液相隨著溫度的下降形成(Cu,Fe)固溶體。鋼側混合區(qū)中心的微觀形貌圖如圖3(b)所示，從圖中可以觀察到，混合區(qū)主要由兩相組成。由成分分析結果可知，F(xiàn)?點Cu含量較高，G?點Fe含量較高，推測該區(qū)域主要由(Fe)和(Cu)所組成。圖3(c)為鋼側混合區(qū)邊界的SEM形貌，從圖中可以觀察到，混合區(qū)邊界處有粗大的柱狀晶形成，其生長方向從邊界向混合區(qū)中心生長。根據(jù)成分分析結果推測該柱狀晶的主要微觀結構為(Fe)。柱狀晶晶間的灰白色相與F?點類似，也是從(Fe)中析出的富Cu相。接頭邊界處的SEM形貌如圖3(d)所示。沿接合界面邊緣區(qū)域檢測到明顯的Cu箔熔融現(xiàn)象，越靠近接頭中心Cu箔熔化就越明顯。在Nb/Cu界面處還有灰白相間的新相出現(xiàn)。根據(jù)檢測結果推測該相主要由FeNb和(Cu)組成。在1400℃下，液相發(fā)生共晶反應生成FeNb和(Nb)，隨著溫度下降到1095℃，剩余液相與部分(Nb)發(fā)生包晶反應生成(Cu)。因此，該相主要由FeNb和(Cu)組成。

表2　圖3中各點的EDS成分分析結果(原子分數(shù)，%)

圖4分別為圖2(d)中E、F、G、H點的放大SEM形貌。各位置的EDS成分分析結果如表3所示。圖4(a)顯示的是鈦側界面熔核邊界的SEM形貌，從圖中可以觀察到，鈦側熔核界面生成了方向垂直于該界面的柱狀晶，柱狀晶的生長方向由邊界指向熔核中心。根據(jù)成分分析結果推測該柱狀晶主要由TiFe和α-Ti所組成。當溫度降到1085℃時，液相發(fā)生共晶反應生成TiFe和β-Ti，β-Ti在590℃時又發(fā)生共析轉變。圖4(b)中Nb箔與鈦側熔核界面出現(xiàn)了連續(xù)且均勻的樹枝晶，方向向鈦側熔核生長。Nb箔與鋼側熔核界面則生成了層狀物U?，U?層厚度不均勻，寬度為15~25μm，與Nb箔界面較為平整，與鋼側熔核界面則呈現(xiàn)出小柱狀晶形態(tài)均勻分布。根據(jù)檢測結果推斷樹枝晶主要由TiFe組成。當溫度達到1085℃的共晶點時，富鈦液相開始發(fā)生相轉變，通過共晶反應形成該金屬間化合物。U?層狀物主要由TiFe?和(Nb)固溶體組成。圖4(c)顯示了鋼側熔核界面的微觀形貌。在界面區(qū)域可見寬約35μm的灰白色層狀結構(V?層)沿界面分布，根據(jù)G?成分分析結果推測V?層主要由TiFe?金屬間化合物組成。富鐵液相在1427℃下，發(fā)生液固同成分轉變，形成金屬間化合物TiFe?。圖4(d)主要顯示了熔核邊界處的掃描電鏡圖，如圖所示，該區(qū)域形貌與中間層未發(fā)生斷裂時接頭邊界區(qū)域形貌類似，I?點的成分分析結果也顯示該灰白色的新相主要是由FeNb化合物組成。

表3　圖4中各點的EDS成分分析結果(原子分數(shù)，%)

此外可以觀察到在殘余Cu箔與母材鋼側之間出現(xiàn)了一層深色物質，根據(jù)K點的成分分析結果可以發(fā)現(xiàn)該層Fe含量較高，推測這是由于Fe向Cu中的擴散而形成的。并且厚度隨著離熔核中心距離的減少而增加，這主要和原子擴散有關。溫度越高，擴散系數(shù)越大，隨著離熱源中心距離的減少，原子之間的擴散速率增加，該層的厚度也就隨之增加。

在對所得接頭進行剪切試驗中，接頭斷裂模式均呈現(xiàn)為界面撕裂破壞。圖5為接頭熔核直徑、接頭抗剪力與焊接電流之間的關系。圖5(a)顯示了在電極壓力3kN、焊接時間200ms下，焊接電流對添加不同厚度Cu中間層所得接頭熔核直徑的影響。圖5(a)中接頭熔核直徑均是在拉伸后鈦板側斷口測量的平均直徑。如圖5(a)所示，無論銅箔厚度如何變化，隨著焊接電流的增加，接頭熔核直徑都呈現(xiàn)出了逐漸增大的趨勢，且當電流增大到一定值后，接頭熔核直徑增長趨勢趨于平緩；而在相同的焊接電流作用下，隨著銅中間層厚度的增加，接頭熔核直徑呈現(xiàn)出了逐漸減小的趨勢。在電阻點焊的過程中，電流通過被焊工件所產(chǎn)生的電阻熱是焊接過程中的唯一熱源，通過焦耳定律Q=I2Rt(式中Q為焦耳熱，I為焊接電流，R為電阻，t為焊接時間)可知，焦耳熱與焊接電流呈二次方關系。當焊接電流增大時，焊接區(qū)域的熱量顯著增加，具體表現(xiàn)為接頭金屬熔化量隨焊接電流的增大而增加，從而使接頭熔核直徑變大；而隨著熔化金屬的增加，電阻逐漸減小，導致熱量生成速率下降，當熱量生成速率與散失速率相等時，熔核直徑趨于穩(wěn)定。值得注意的是，在恒定焊接參數(shù)條件下，Cu箔厚度的增加會增大接頭的散熱速率，削弱了金屬的熔化效率，從而導致母材熔化區(qū)域逐漸縮小，最終反映為熔核直徑的規(guī)律性衰減。

圖5(b)為在3kN電極壓力和200ms焊接時間條件下，Cu箔厚度與焊接電流對抗剪性能的影響。如圖5(b)所示，隨著焊接電流的增大，不同厚度Cu箔試樣的接頭抗剪力均呈現(xiàn)出先增加后減小的趨勢。當Cu箔厚度為0.06mm時，接頭抗剪力在焊接電流為10.5kA時達到最大，為8.53kN。中間層Cu箔厚度為0.04和0.08mm時，接頭抗剪力分別在焊接電流為9.5和10.5kA時達到峰值，分別為7.49和7.39kN。以添加0.06mm厚Cu箔為例，在焊接電流小于10.5kA時，接頭抗剪力隨電流的增加而增大，此時接頭熔核模式主要為兩側獨立熔核，在這種情況下，焊接接頭的抗剪力與熔核直徑存在顯著相關性，當焊接電流逐步提升時，熔核直徑呈現(xiàn)出明顯的擴展趨勢，這種變化反映在力學性能上就是接頭抗剪力的提高；當焊接電流超過10.5kA后，接頭抗剪力隨電流的增加而減小，此時接頭熔核模式轉變?yōu)榛旌先酆耍宇^斷裂的主要承載區(qū)轉移到了性能較差的混合熔核區(qū)域，隨著焊接電流的增大，混合熔核面積逐漸增大，接頭的抗剪力逐漸降低；Cu箔厚度為0.04和0.08mm時接頭抗剪力變化原因同理。在Cu箔厚度為0.04mm時，由于接頭散熱能力較差，當電流大于9.5kA時接頭中便會生成混合熔核，所以添加0.04mm Cu箔時接頭抗剪力的峰值出現(xiàn)在9.5kA處。

圖6(a)和6(b)分別為典型Ti/Q235接頭的鈦側和鋼側斷口，該接頭是以0.06mm厚Nb和0.06mm厚Cu為中間層、在10kA焊接電流條件下焊接而成。

從宏觀斷口形貌來看，斷口界面均較為平整，接頭斷口可分為不同的區(qū)域。圖6(c)為鈦側斷口(圖6a中I處)的SEM形貌。如圖6(c)所示，接頭中心區(qū)域(J處)具有明顯的撕裂痕跡，該區(qū)放大圖顯示于圖6(d)。相比之下，接頭邊緣區(qū)域(K處)的形貌相對較為平坦，其放大圖顯示于圖6(e)。對圖6(d)中A?處和圖6(e)中B?處進行成分分析，其結果如表4所示。根據(jù)成分分析結果推斷接頭斷口中心主要由FeNb金屬間化合物構成；接頭邊緣區(qū)域主要由(Cu,Nb)固溶體構成。因此，可以推斷接頭破壞發(fā)生在鋼側熔核和殘余Nb之間的金屬間化合物層之中。

表4　圖6中各點的EDS成分分析結果(原子分數(shù)，%)

為了明確接頭斷裂區(qū)域的相組成特征，采用X射線衍射技術對上述斷口進行了物相表征。圖7為焊接電流為10kA時的鈦側與鋼側斷口的XRD檢測結果。根據(jù)XRD分析結果可知，在兩側斷口中均檢測到了Nb、Cu和FeNb金屬間化合物，結合上述斷口微觀形貌分析，進一步驗證了接頭破壞發(fā)生在鋼側熔核和殘余Nb之間的金屬間化合物層之中。

3、結論

采用Nb-Cu復合中間層對鈦和鋼進行連接時，接頭熔核存在兩種類型：兩側獨立熔核和混合熔核；

當接頭熔核為兩側獨立熔核時，殘余的Nb箔阻礙了Ti和Fe之間的相互擴散，但是在鋼側熔核和殘余Nb之間形成了FeNb金屬間化合物和(Cu,Nb)固溶體層；

當接頭熔核為混合熔核時，復合中間層發(fā)生局部熔斷從而失去阻礙作用，接頭形成TiFe+α-Ti的單一混合熔核；

以Nb-Cu為復合中間層的鈦/鋼電阻點焊接頭的抗剪力隨焊接電流的增加呈先增大后減小的變化趨勢，接頭熔核直徑隨焊接電流的增大而增大，中間層為0.06mm厚Nb和0.06mm厚Cu及焊接電流為10.5kA時，接頭抗剪力達到最大，為8.53kN。

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（注，原文標題：鈮+銅復合中間層輔助鈦_鋼電阻點焊接頭的組織與性能_祝士博）

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