前言
超薄板鈦合金/不銹鋼異種金屬連接結(jié)構(gòu)兼具鈦合金密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能強(qiáng)和不銹鋼的較低
的成本和良好的綜合性能的特點(diǎn)，在軌道交通、能源化工、航空航天及日用器皿等領(lǐng)域需求廣泛[1?4]。
然而，鈦合金和不銹鋼兩種材料在物理性能上差異大和冶金相容性差，導(dǎo)致鈦合金和不銹鋼異種金屬的
焊接性較差，主要表現(xiàn)在：①鈦合金和不銹鋼的熱導(dǎo)率、線膨脹系數(shù)和比熱容等物理性能相差較大，在焊接
時(shí)容易產(chǎn)生較大的應(yīng)力和變形；②鈦合金和不銹鋼在高溫下易反應(yīng)生成脆性金屬間化合物，嚴(yán)重降低接頭性
能，甚至產(chǎn)生裂紋[5?7]。因此，這使得鈦合金和不銹鋼異種金屬的連接非常困難，焊接工藝復(fù)雜，焊接
成本高，焊接效率低，極大地影響了鈦合金/不銹鋼異種金屬結(jié)構(gòu)在工業(yè)中的廣泛應(yīng)用[8]。
近年來，鈦/鋼異種金屬的連接的研究成為了國(guó)內(nèi)外學(xué)者的研究熱點(diǎn)，在焊接新方法、焊接工藝及機(jī)理
、焊接材料、接頭組織和性能等方面開展了廣泛和深入的研究，采用的焊接方法涵蓋釬焊、熔釬焊、壓力焊
和熔化焊等焊接方法[9?12]。
相較于釬焊與固相焊等低熱輸入焊接方法，熔焊具有焊接柔性好、焊接效率高等特點(diǎn)；然而，采用直接
熔焊方法會(huì)導(dǎo)致Ti，F(xiàn)e等元素在熔池中劇烈反應(yīng)，生成大量脆性金屬間化合物。因此，近些年，學(xué)者們主
要研究填充金屬及中間層等對(duì)接頭冶金行為及性能的影響[13?15]。Gao等學(xué)者[16]采用爆炸焊接制備的
TA2/Q235復(fù)合中間層，將激光分別聚焦TC4/TA2界面和Q235/304SS界面，實(shí)現(xiàn)了1mm厚的TC4和304
SS的雙道激光熔化焊接，該方法可防止焊接過程中形成Ti-Fe金屬間化合物。Tomashchuk等學(xué)者[17]
研究了以銅箔為中間層的鈦合金與316L奧氏體不銹鋼電子束焊接，接頭的力學(xué)性能取決于金屬間化合
物層的厚度。Fang等學(xué)者[18]使用Cu/Nb雙金屬層作為中間層，采用脈沖Nd/YAG激光焊接系統(tǒng)對(duì)厚度為
2mm的TC4鈦合金和AISI316L不銹鋼進(jìn)行焊接，在高激光功率下，鈦合金側(cè)熔合區(qū)組織主要為
(Nb,Ti)固溶體，在Cu和Nb之間的熔合區(qū)附近會(huì)產(chǎn)生Ti-Cu相；當(dāng)激光功率較低時(shí)，Cu-Nb熔合區(qū)的組
織被(Cu,Nb)固溶體所取代，有助于抑制裂紋。Pardal等學(xué)者[19]采用CMT冷金屬過渡技術(shù)對(duì)316L不銹
鋼和Ti-6Al-4V進(jìn)行連接，用CuSi3焊絲作為填充金屬，通過控制熱輸入，控制了鈦鐵金屬間化合物的生
成，抗拉強(qiáng)度為200MPa。然而，針對(duì)厚度小于0.5mm的超薄板鈦合金與不銹鋼異種金屬連接難度更大，
難以采用寬度較小的過渡層實(shí)現(xiàn)可靠連接，必須采用過渡段；若采用雙過渡段，則會(huì)由于連接板太薄，過渡
段及母材之間的物理性能差異較大而產(chǎn)生較大的變形；若采用單過渡段，必須要優(yōu)化選材和工藝，避免生成
新的金屬間化合物。
如何有效避免超薄板鈦合金/不銹鋼焊縫脆性組織的生成所導(dǎo)致的性能下降甚至開裂，如何減小由于鈦
合金/不銹鋼異種金屬物理性能的差異所導(dǎo)致的較大焊接應(yīng)力和變形，如何避免各種焊接缺陷是超薄板鈦合
金/不銹鋼異種金屬連接需要解決的核心問題。為了解決該連接難題，該文開發(fā)了一種超薄板鈦合金/不銹鋼
異種金屬連接新工藝，采用單過渡段，并通過優(yōu)化組合工藝，精確控制熱輸入，實(shí)現(xiàn)了超薄板異種金屬高質(zhì)
量連接。
1 試驗(yàn)材料、設(shè)備與方法
試驗(yàn)?zāi)覆臑門A1板和304不銹鋼板，厚度為0.4mm，根據(jù)TA1和304的化學(xué)成分、物理及化學(xué)性能特點(diǎn)，設(shè)
計(jì)的過渡段為純鈮板，對(duì)TA1/Nb板的連接，采用ERTi-1鈦合金焊絲，對(duì)304不銹鋼/Nb板的連接，采
用S214鋁青銅焊絲，并設(shè)定304不銹鋼/純鈮板對(duì)接間隙以形成銅隔離層，最終形成TA1-Nb-Cu-304組
合連接結(jié)構(gòu)，TA1/304組合連接工藝示意圖如圖1所示，焊絲直徑均為1.0mm，母材和焊絲成分見表1。
母材與過渡段的力學(xué)性能見表2。
該方法的基本原理如下：第一，由于ERTi-1鈦合金焊絲、TA1鈦合金和純鈮三者之間冶金相容性均好
，使得TA1/Nb的連接焊縫不會(huì)形成金屬間化合物；第二，S214焊絲與304不銹鋼冶金相容性好，且
S214焊絲熔點(diǎn)顯著低于純鈮的熔點(diǎn)，焊接時(shí)將S214焊絲的軸向延伸線與純鈮表面交點(diǎn)與距離純鈮的被連接
端面最近的點(diǎn)相距合適的距離，確保純鈮微熔化，不會(huì)形成釬焊連接，以及由于鈮熔點(diǎn)高、熔化少，在熔池
中擴(kuò)散距離短，能避免形成脆性組織；同時(shí)，由于S214焊絲偏離不銹鋼一側(cè)，使得304不銹鋼板熱輸入低
，熔化少，不會(huì)焊穿；第三，通過設(shè)定合適的純鈮和不銹鋼端面間距，采用S214銅基焊絲填充間隙，以起
到隔離不銹鋼和金屬過渡段純鈮的作用。這主要由于S214銅基焊絲熔化后流動(dòng)性好，進(jìn)入間隙，形成一定
寬度的銅基隔離層，實(shí)現(xiàn)單面焊雙面成形，由于純鈮和304不銹鋼熔化很少，Nb元素和304不銹鋼中的
各種元素?cái)U(kuò)散距離短，形成的銅基隔離層能夠阻礙Nb元素和不銹鋼中的Fe，Ni，Cr等元素的接觸；同時(shí)
，由于S214銅基焊絲與金屬過渡段純鈮和304不銹鋼的化學(xué)相容性均好，這樣S214銅基焊絲熔化后填充
間隙形成的隔離層，能夠有效避免金屬過渡段鈮和304不銹鋼的直接接觸，消除金屬間化合物等脆性組織
[20]。
采用的焊機(jī)牌號(hào)為CMTAdvanced4000Rnc，對(duì)Ti/Nb連接焊縫采用HCl∶HNO3=3∶1(體積比)
溶液和HF溶液腐蝕，對(duì)Nb/304連接焊縫采用HCl∶HNO3=3∶1(體積比)溶液腐蝕，采用LEICADMi8型
金相顯微鏡觀察微觀組織，采用HitachiSU8010型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡和能譜儀分析元素分布和變化。
TA1/Nb焊接接頭拉伸試樣尺寸如圖2所示，304/Nb焊接接頭拉伸試樣尺寸如圖3所示。
2、試驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1 超薄板TA1/304連接工藝
采用的焊接模式為CMT，保護(hù)氣體為純氬氣，流量為20L/min，設(shè)定Nb/304板的間隙為1mm，TA1/304
板的組合連接工藝參數(shù)見表3，Nb/304-1號(hào)和Nb/304-2號(hào)的S214鋁青銅焊絲的軸向延伸線與純鈮過渡段的
表面交點(diǎn)與距離純鈮過渡段的被連接端面最近的點(diǎn)的距離分別為1.5mm和0.5mm。圖4為TA1/304異
種金屬焊接接頭宏觀形貌。可以看到，TA1/Nb-1號(hào)焊縫反面出現(xiàn)了較為嚴(yán)重的未焊透缺陷，這是由于焊接
速度較快，熱輸入較低導(dǎo)致，TA1/Nb-2號(hào)焊縫正反面成形良好，焊縫寬度一致，沒有焊接缺陷；
Nb/304-1號(hào)焊縫兩板材未能成功熔合，這是由于焊絲向Nb金屬過渡段偏移量過大導(dǎo)致，當(dāng)熔化的Cu基焊
絲鋪展至焊縫時(shí)，熔池?zé)崃繜o法熔化304不銹鋼，導(dǎo)致兩金屬薄板對(duì)接處未能熔合，Nb/304-2號(hào)焊縫正面
和反面寬度均勻一致，成形良好，無焊穿、塌陷、咬邊、未熔合等缺陷。圖5為對(duì)應(yīng)工藝優(yōu)良的TA1/Nb-2號(hào)
和Nb/304-2號(hào)的Nb/304異種金屬接頭橫截面。
2.2 組合連接焊縫微觀組織
圖6為超薄板TA1/Nb焊接接頭金相組織。從圖6(a)可以看出，形成了Nb/Ti界面，由于Nb熔點(diǎn)
高，Nb金屬過渡段熔化量較少，界面處熔合線形狀規(guī)則，過渡區(qū)較窄，Nb/Ti界面無氣孔、未熔合、裂紋
等缺陷；從圖6(b)可以看出，Ti焊縫主要為α-Ti片層狀組織和少量β-Ti組織。圖7為304/Nb焊
接接頭金相組織。從圖7(a)可以看出，Cu/Nb界面處形成了較窄的過渡區(qū)，由于焊絲指向Nb側(cè)，盡管
Nb熔點(diǎn)高，但是使得Nb發(fā)生了微量熔化，并向Cu基焊縫擴(kuò)散較少；從圖7(b)可以看出，304不銹鋼
母材熔化量也較少，在Cu/304界面處生成了較多不規(guī)則形狀的灰色組織。由于Cu基焊縫熔點(diǎn)最低，在凝
固過程中，液相Cu發(fā)生非自發(fā)形核，非自發(fā)晶核依附在兩個(gè)界面處半熔化狀態(tài)母材晶粒表面，以柱狀晶的
形式向焊縫中心生長(zhǎng)。
2.3 Nb-Cu-304不銹鋼焊縫界面元素分布
圖8為304/Cu界面處微觀組織及EDS掃描結(jié)果。可以看出，304/Cu界面處冶金結(jié)合良好，在界面
Cu焊縫側(cè)彌散分布著許多球形小顆粒；從圖8(b)可以看出，該處對(duì)應(yīng)Fe元素分布，判斷為Fe基固溶體
。從圖8(c)可以看出，界面處304焊縫側(cè)，銅元素分布很少。從圖8(d)線掃描可以看出，304/Cu界面
處Fe，Cu，Al，Cr，Ni等元素在界面兩側(cè)變化劇烈；在304母材側(cè)，F(xiàn)e，Ni，Cr等元素含量穩(wěn)定在一定
范圍內(nèi)，而Cu元素和Al元素含量基本為零；在界面處Cu區(qū)一側(cè)，Cu元素含量急劇上升，Al元素含量
穩(wěn)定在一定范圍內(nèi)，而Fe，Cr，Ni等元素降低至基本為零，Nb元素在304/Cu界面處的含量也基本為零。
這說明Cu基焊縫對(duì)Fe，Cr，Ni等元素的擴(kuò)散有良好的抑制效果，有效隔離了Nb與304不銹鋼中的Cr
，Ni和Fe元素的接觸和反應(yīng)。
圖9為Nb/Cu界面的微觀組織及EDS掃描結(jié)果。
從圖9(a)可以看出，Cu/Nb界面結(jié)合良好，由于Nb的熔點(diǎn)較高，Nb熔化量較少，界面處形成了結(jié)晶
區(qū)，尺寸為30μm；結(jié)晶區(qū)顯示，從Nb基體一側(cè)生長(zhǎng)出針片狀組織，向Cu基焊縫延伸。圖9(b)顯示
，結(jié)晶區(qū)的針片狀組織主要由Nb元素組成，針片狀組織之間分布Cu元素。圖9(c)顯示Cu元素未擴(kuò)散
到Nb基體。從圖9(d)線掃描結(jié)果可以看出，Nb元素和Cu元素含量變化較為明顯，Cu元素在界面處急
速降低，而Nb元素含量發(fā)生了兩次跳躍性的變化，在結(jié)晶區(qū)含量第一次急速升高，到達(dá)Nb金屬過渡段側(cè)
后，Nb元素含量再次升高，界面兩側(cè)幾乎不含Cr，Ni和Fe元素，Al元素主要分布在Cu基焊縫處，說明
Nb發(fā)生了微熔化，并且擴(kuò)散距離較短，主要在結(jié)晶區(qū)，這樣Cu基焊縫有效阻擋了Nb的擴(kuò)散，防止了Nb
與304不銹鋼中的Cr，Ni和Fe元素接觸和反應(yīng)。
2.4 組合連接接頭拉伸性能分析
圖10為TA1/304焊接接頭室溫拉伸試樣斷裂圖，超薄板TA1/Nb焊接接頭抗拉強(qiáng)度為326MPa，斷
后伸長(zhǎng)率為18.5%，斷裂位置在TA1母材上，超薄板304/Nb焊接接頭抗拉強(qiáng)度為467MPa，斷后伸長(zhǎng)率為
22.1%，斷裂位置在Nb過渡段上。圖11為TA1/304焊接接頭室溫拉伸斷口形貌，兩個(gè)接頭斷口處均分布
大量等軸韌窩，斷裂類型均為韌性斷裂，TA1/Nb焊接接頭TA1斷口處韌窩尺寸較小，韌窩深度較淺，
304/Nb焊接接頭Nb斷口處韌窩尺寸較大。
3、結(jié)論
（1）設(shè)計(jì)了組合連接工藝，使用Nb作為過渡段，采用ERTi-1鈦合金焊絲連接TA1/Nb板，采用
S214鋁青銅焊絲連接Nb/304板，設(shè)定Nb/304板的間隙為1mm，并將鋁青銅焊絲指向Nb板一側(cè)，形成
TA1-Nb-Cu-304組合連接結(jié)構(gòu)，焊接過程穩(wěn)定，焊縫成形良好，焊縫分區(qū)明顯，界面結(jié)合良好，實(shí)現(xiàn)了冶金
結(jié)合。
（2）對(duì)于Nb/304焊接接頭，F(xiàn)e/Cu界面處Cu基焊縫有效阻擋了Fe，Cr，Ni等元素的擴(kuò)散，Nb/Cu
界面處Cu基焊縫有效阻擋了Nb元素的擴(kuò)散，從而避免了Nb與Cr，Ni和Fe元素接觸和反應(yīng)，抑制了
金屬間化合物的生成。
（3）TA1/Nb焊接接頭抗拉強(qiáng)度為326MPa，斷后伸長(zhǎng)率為18.5%，斷裂位置在TA1母材上，304/Nb
焊接接頭抗拉強(qiáng)度為467MPa，斷后伸長(zhǎng)率為22.1%，斷裂位置在Nb過渡段上。
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第一作者： 郜雅楠，博士，講師；主要從事輕質(zhì)耐熱金屬基復(fù)合材料制備及連接等方向的研究；
gaoyn@stdu.edu.cn。
通信作者： 胡連海，博士，副教授；主要從事高性能金屬材料制備及異種金屬連接等方向的研究；
lianhai_hu@stdu.edu.cn。
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