以內(nèi)襯為TA2工業(yè)純鈦、外套為20鋼的復(fù)合管為研究對(duì)象，采用BNi2非晶合金箔為中間層，在氬氣保護(hù)下，在1130~1200℃焊接溫度下對(duì)鈦/鋼復(fù)合管進(jìn)行瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊接，研究了焊接溫度對(duì)鈦/鋼復(fù)合管接頭組織和性能的影響。結(jié)果表明：不同焊接溫度下的接頭均成形良好，無孔洞、裂紋等宏觀缺陷。隨著焊接溫度的升高，鈦側(cè)焊縫等軸晶組織長(zhǎng)大，發(fā)生α→α'+β相變，焊縫邊界逐漸模糊；鋼側(cè)焊縫針狀鐵素體和珠光體變粗大，黑色脆性相逐漸消失，中間層元素和母材元素的擴(kuò)散距離增加。不同焊接溫度下接頭在拉伸時(shí)均先在鈦側(cè)焊縫處斷裂，隨著焊接溫度的升高，接頭抗拉強(qiáng)度先升高后降低，在1180℃時(shí)接頭抗拉強(qiáng)度最高，為460MPa，斷裂方式為脆韌混合斷裂。
一、試樣制備與試驗(yàn)方法
試驗(yàn)所用鈦/鋼復(fù)合管外徑為42mm；其中基材為工業(yè)純鈦，厚2mm，覆材為2鋼，厚3.5mm，統(tǒng)一加工長(zhǎng)度為55mm。BNi2非晶合金箔片厚度為30~40μm，經(jīng)差熱分析得到其熔化溫度范圍在974~990℃。
對(duì)長(zhǎng)度為55mm的待焊鈦/鋼復(fù)合管端面進(jìn)行精車，砂紙細(xì)磨，丙酮清潔，同時(shí)配制稀硫酸去除BNi2中間層氧化膜備用。設(shè)置焊接溫度區(qū)間為1130~1200℃，溫度間隔10℃，保溫時(shí)間240s，壓力3MPa。開放環(huán)境下采用氬氣保護(hù)，在擴(kuò)散焊機(jī)上對(duì)鈦/鋼復(fù)合管進(jìn)行焊接，焊接試樣裝配見圖1。用線切割截取金相試樣，經(jīng)過鑲嵌、預(yù)磨、拋光然后進(jìn)行腐蝕，由于基材與覆材物理化學(xué)性能差異較大，對(duì)20鋼側(cè)界面用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕，TA2工業(yè)純鈦側(cè)(以下簡(jiǎn)稱鈦側(cè))界面采用由體積分?jǐn)?shù)3%HF、6%HCl和6%HNO3組成的溶液腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡觀察接頭顯微組織。采用掃描電子顯微鏡(SEM)及能譜儀(EDS)對(duì)焊接接頭20鋼側(cè)與鈦側(cè)界面的微觀形貌、微區(qū)成分及各元素?cái)U(kuò)散情況進(jìn)行觀察與分析。采用電子萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)對(duì)接頭進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，在焊接接頭上以焊縫為中心截取尺寸為100mm×10mm×5.5mm的拉伸試樣，拉伸速度為1mm·min-1，同一焊接溫度下的試樣測(cè)3次取平均值，并采用SEM對(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察。
二、試驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1 接頭的顯微組織
焊接前鈦/鋼復(fù)合管20鋼側(cè)組織為鐵素體與黑色塊狀分布的層片狀珠光體；鈦側(cè)為細(xì)小等軸狀α相固溶體。觀察發(fā)現(xiàn)，不同焊接溫度下鈦/鋼復(fù)合管TLP擴(kuò)散焊接頭成形良好，無孔洞、裂紋等宏觀缺陷。選取5組具有代表性的焊接溫度進(jìn)行分析，結(jié)果如圖2所示。當(dāng)焊接溫度為1130℃時(shí)，接頭兩側(cè)均有明顯焊縫存在，母材組織均勻。當(dāng)焊接溫度為1150℃時(shí)，20鋼側(cè)界面出現(xiàn)擴(kuò)散溶解層，由于鈦導(dǎo)熱性差，高溫條件下α-Ti等軸晶長(zhǎng)大，焊縫邊界模糊。當(dāng)焊接溫度為1180℃時(shí)，鈦側(cè)α相晶界處析出大量β第二相；而鈦/鋼復(fù)合界面由于焊后冷卻結(jié)晶溫度區(qū)間窄，接頭冷卻速率快，β相不能完全轉(zhuǎn)化為α相，從而使界面處出現(xiàn)不規(guī)則鋸齒狀組織。當(dāng)焊接溫度為1190℃時(shí)，鈦側(cè)組織由α+β雙相組成，鋼/鈦復(fù)合界面呈現(xiàn)較多不規(guī)則鋸齒狀α-Ti相；20鋼側(cè)焊縫變窄且無殘留脆性相，組織由粗大針狀組織組成，這是因?yàn)樵?150~1200℃溫度范圍20鋼的鐵素體與珠光體長(zhǎng)大，此時(shí)鐵素體多為粗大的針狀組織。當(dāng)焊接溫度達(dá)到1200℃時(shí)，鈦側(cè)組織由焊接前的單相等軸狀轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;+β雙相態(tài)；20鋼側(cè)仍由鐵素體+珠光體組成，但針狀鐵素體組織變粗。
2.2 接頭20鋼側(cè)微觀形貌與微區(qū)成分
由圖3可見，當(dāng)焊接溫度為1130℃時(shí)，20鋼側(cè)焊縫寬度約90μm，焊縫中存在殘余黑色脆性相，表明中間層材料在此溫度下擴(kuò)散不充分，硼、鉻元素分布比較均勻，在連接區(qū)域過渡平滑；20鋼側(cè)母材中鐵元素由兩側(cè)向焊縫擴(kuò)散，但擴(kuò)散距離較短，線掃描曲線呈“凹坑”狀；而焊縫中鎳元素的線掃描曲線有明顯突出峰，說明鎳元素存在富集。當(dāng)焊接溫度為1180℃時(shí)，20鋼側(cè)焊縫中沒有殘余中間層及脆性相，鐵、鎳、鉻元素的擴(kuò)散距離增加，線掃描曲線逐漸平滑，說明接頭元素分布均勻，接頭質(zhì)量較好。當(dāng)焊接溫度為1200℃時(shí)， 20鋼側(cè)焊縫變寬且界面彎曲，鐵元素?cái)U(kuò)散充分，線掃描曲線近乎直線，鎳元素在焊縫處發(fā)生富集，硼元素在焊縫中分布均勻，硼是一種強(qiáng)烈的表面活性元素，因其原子半徑小，可作為降熔元素促進(jìn)其他元素?cái)U(kuò)散。
2.3 接頭鈦側(cè)的微觀形貌與微區(qū)成分
表1 圖4(b)中不同位置的EDS分析結(jié)果
觀察發(fā)現(xiàn)，在焊接溫度為1150，1180，1200℃時(shí)鈦側(cè)焊縫模糊，沒有明顯連接界面。為確定鈦側(cè)焊縫形貌及元素分布情況，分別選取1150，1180，1200℃焊接溫度下的微觀形貌進(jìn)行觀察。由圖4可以看出，鈦側(cè)接頭組織均由α+β雙相等軸晶組成，隨著焊接溫度升高，α-Ti晶界處分布的β-Ti長(zhǎng)大粗化。由表1可見，圖4中點(diǎn)1、3的成分相似，其中鈦元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達(dá)90%，鐵元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為2%，因此推測(cè)此位置為鈦側(cè)基體；點(diǎn)2、5、6處鈦元素和鐵元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別約為50%；點(diǎn)4處鈦元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為70%、鐵元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%，鐵元素含量較高的原因可能是除中間層中含有少量鐵元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入外，20鋼側(cè)鐵元素也向鈦側(cè)進(jìn)行了異質(zhì)遷移，因此，推測(cè)此處為焊縫。
2.4 接頭的抗拉強(qiáng)度與斷口形貌
由圖5可見，隨著焊接溫度從1130℃升高到1200℃，接頭的抗拉強(qiáng)度先升高后降低。隨著焊接溫度升高，鈦側(cè)α-Ti等軸晶被晶界處不斷析出的β-Ti占據(jù)，部分α-Ti轉(zhuǎn)化為α'-Ti。在長(zhǎng)時(shí)間高溫條件下焊縫晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)在壓力作用下晶粒產(chǎn)生畸變，中間層元素與母材元素?cái)U(kuò)散距離增加，黑色脆性相消失。隨著中間層元素在母材溶解擴(kuò)散量增多，以及鈦在相變溫度下與20鋼側(cè)鐵、碳等元素形成TiFe、TiFe2、TiC金屬間化合物和有限固溶體，接頭強(qiáng)度提高。當(dāng)焊接溫度為1180℃時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度最高，為460MPa。隨著焊接溫度繼續(xù)升高，20鋼側(cè)晶粒尺寸增大，導(dǎo)致力學(xué)性能下降。
在拉伸試驗(yàn)過程中，所有接頭均先在鈦側(cè)焊縫處開裂，然后在復(fù)合界面處開裂，最后在覆材處開裂。這是因?yàn)殁亗?cè)的熱膨脹系數(shù)(9.5×10-6K-1)與20鋼的熱膨脹系數(shù)(12.8×10-6K-1)相差較大，焊縫處存在熱應(yīng)力，且在焊接熱循環(huán)下鈦側(cè)發(fā)生α→α'+β轉(zhuǎn)變，使接頭塑性變形抗力增大，強(qiáng)度提高，韌性降低，所以斷裂先發(fā)生在鈦側(cè)；鈦側(cè)斷裂時(shí)復(fù)合界面處所受的切向力大于基材與覆材之間的結(jié)合力，因此鈦側(cè)斷裂后復(fù)合界面處發(fā)生開裂。由圖6可見：當(dāng)焊接溫度為1130℃時(shí)，20鋼側(cè)接頭斷口形貌為平坦河流花樣，有解理棱，該斷口為脆性斷裂，力學(xué)性能較差；鈦側(cè)斷口類型則為沿晶斷裂，斷口呈光滑小平面冰糖狀花樣，這也是典型的脆性斷裂特征。當(dāng)焊接溫度為1150℃時(shí)，20鋼側(cè)斷口中存在部分尺寸均勻的第二相粒子，韌窩大小不一；鈦側(cè)晶粒尺寸長(zhǎng)大，組織不均勻，第二相粒子及黑色脆性相處易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋萌生，從而降低接頭力學(xué)性能。當(dāng)焊接溫度為1180℃時(shí)，20鋼側(cè)斷口中未觀察到第二相粒子，韌窩尺寸不均勻；鈦側(cè)斷口中有明顯的解理臺(tái)階和拉伸作用下形成的波紋狀扇形面，解理臺(tái)階為典型脆性斷裂特征；此溫度下接頭拉伸斷口為典型的脆韌混合斷裂形貌特征。
三、結(jié) 論
(1) 在不同焊接溫度下，以BNi2非晶合金箔為中間層對(duì)鈦/鋼復(fù)合管進(jìn)行TLP擴(kuò)散焊后，接頭成形良好，無孔洞、裂紋等宏觀缺陷。隨著焊接溫度的升高，鈦側(cè)焊縫等軸晶組織長(zhǎng)大，發(fā)生α→α'+β相變，焊縫邊界逐漸模糊；20鋼側(cè)焊縫針狀鐵素體和珠光體變粗大，黑色脆性相逐漸消失，中間層元素和母材元素的擴(kuò)散距離增加。
(2) 不同焊接溫度下接頭均先在鈦側(cè)焊縫處斷裂，隨著焊接溫度的升高，接頭的抗拉強(qiáng)度先升高后降低，當(dāng)焊接溫度為1180℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度最大，為460MPa，此時(shí)焊縫組織均勻，無黑色脆性相生成，元素分布均勻，斷裂形式為韌脆混合斷裂。
