TA2/Q235复合板用Ni基过渡层熔焊接头组织和性能

0 序 言

钛钢复合板既具有钛覆层良好的低温耐腐蚀性能，又具有钢基层的强度和塑性，成为耐腐蚀设备制造的理想材料，而且作为海洋工程用特殊钢，它具有高性能、长寿命、绿色环保、低成本的优点[1].但对于钛钢复合板的焊接，由于钛极易与铁形成脆性化合物，大大增加了焊接的难度，这也成为钛钢复合板应用的主要瓶颈. 国内外目前关于工程用钛钢复合板的焊接多采用钛与钢互不相熔的方式焊接[2]，焊接接头区域存在明显的缺陷，很难直接广泛地用在海洋工程领域. 为了形成完整、无缺陷的焊接接头，许多学者尝试采用加中间过渡层的方法，Kundu等人[3]选用铜作为过渡材料，在纯钛与304不锈钢进行扩散焊试验，结果表明，随着温度升高，铜层不能阻止Fe，Ti元素的扩散，最高结合强度在900 ℃下获得. 孙荣禄等人[4]认为钛和铜的金属间化合物与共晶化合物组成的过渡层组织易造成钛/铜界面脆断. Kundu等人[5]在钛合金和双相不锈钢中，以厚度为0.15 mm 的镍层作为中间层，在850 ～900 ℃下进行扩散焊接，结果表明，界面处有Ni3Ti，NiTi和NiTi2塑韧性较好的金属间化合物. 而且，镍是非碳化物形成元素，与铁无限固溶，并且镍合金以其优良的耐腐蚀性能和塑性，可以缓解接头的内应力，成为最常用的中间过渡材料[6].

文中研究的主要内容是从堆焊、熔化焊非均匀温度场出发，采用Ni基焊接材料，进行了钛钢复合板堆焊+熔化焊的对接试验，解剖钛钢复合板界面适配及组织匹配不佳的问题，并分析各个接头组织演变、成分变化、相组成及接头性能，为钛钢复合板更广泛、深入的应用提供理论参考.

1 试验方法

试验用母材为TA2/Q235轧制型复合板，中间层采用工业纯铁，尺寸为500 mm × 150 mm × 12 mm(TA2层厚2 mm，Q235层厚10 mm). 焊接材料分别用纯钛焊丝，自制的Ni基焊丝，直径规格分别为φ1.2 mm，φ3.2 mm，母材及Ni基焊丝的主要化学成分如表1所示. 母材坡口为单面V形，坡口角度为60°，焊接接头的坡口及工序如图1所示，先在坡口处用Ni基焊丝堆焊一层3 mm厚的隔离层(图1中网状位置)，然后再用Ni基焊丝钨极氩弧焊(TIG)焊接(图1中1 ～ 4次焊道)，最后用纯钛焊丝(焊前4 h之内酸洗，再用不锈钢钢丝打磨、丙酮擦拭表面)焊接钛层(图1中5 ～ 9次焊道). 主要焊接工艺参数见表2，焊接的全过程都用富氩整流罩保护，氩气流量为9 ～ 10 L/min.

焊后截取焊缝的横截面，经过抛光、腐蚀后进行分析(钛层腐蚀液用Krou's试剂HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶49 (体积比)，Ni基层用 10% 的高铬酸钾电解，采用LeicaMEF4－M型金相显微镜进行显微组织分析，用S43000冷场扫描电子显微镜以及自带的EDAX Genesis6.0型能谱仪对焊缝进行SEM形貌观察及点、线扫描，利用D8-Discover X射线衍射仪对焊缝中Ti层和Ni基层进行相分析，扫描范围20° ～ 100°(2θ)，扫描速率 4 °/min，靶材为 CuKα，并利用日本AKASHI的MVK－E型维氏硬度仪、HT02402万能试验机和JB-300冲击试验机分别进行硬度、拉伸和冲击试验，拉伸试样为标准板状拉伸试样，试样厚度TA2层1 mm，Q235层7 mm，冲击试样尺寸及取样位置见图2(钛侧1 mm，钢侧9 mm).

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表1 母材及Ni基焊丝的化学成分(质量分数，%)
Table1 Chemical compositions of base metal and Ni alloy welding wire

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图1 试样坡口及工序图
Fig.1 Groove and working drawing

表2 焊接工艺参数
Table2 Welding parameters

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图2 冲击试样尺寸及取样位置图(mm)
Fig.2 Sampling position diagram of impact sample

图3 焊接接头光学显微组织
Fig.3 OM images of welded joint

2 结果与讨论

2.1 焊接接头的组织形态

图3为TA2/Q235复合板焊接接头近焊缝母材区及焊缝区光学显微组织. 由图3a可以看出，在靠近焊缝的母材区域，TA2和Q235结合良好，由于采用小电流焊接工艺，没有开裂. 结合文献[7]，母材TA2组织为板条α相和少量针状α相，并且在靠近中间层处还有少量β相组织，TA2与Q235之间有明显的界面线，在靠近界面线的Q235侧形成一层粗大的铁素体组织，主要是由于在钛覆层和钢的结合部位存储了较多变形能，在随后的再结晶过程中率先再结晶引起的[8]，远离界面处的Q235为均匀的块状珠光体和铁素体组织.

由图3b可以看出钛侧焊缝组织主要呈树枝晶生长，在靠近过渡层的组织为平面晶. 在焊接过程中，在成分相同的情况下，钛层的结晶形态取决于结晶方向上的温度梯度和结晶前沿的晶体生长速率的比值(G/v)，金属熔池在与镍基焊缝冷金属接触时，由于Ni基焊缝导热系数大，蓄热量大，造成大的温度梯度，即G/v→∞，出现平面晶. 钛层和镍基焊缝之间存在宽约50 μm过渡层，其内部弥散分布着大小不一的黑色点状物，且靠近镍基侧的黑色点状物更为细密，文献[9]认为，这些黑色点状物是Ni元素与Cr元素在高温下发生共晶反应生成的CrNi2化合物，并且在冷却过程中能够保留下来.镍基焊缝组织主要为呈树枝状生长的奥氏体.

2.2 接头的微观形貌及成分分布

图4a为焊接接头近焊缝区母材的SEM形貌及EDS元素分布情况. 在TA2和Q235过渡带中，Ti元素急剧下降，Fe元素急剧上升，说明在该轧制工艺下，Ti和Fe元素在中间层没有或很少相互扩散.另外，焊缝中的一定量的Mo，Cr，Ni元素扩散到了母材中，其中Cr，Ni元素原子半径都在 1.2 Å 左右，与Ti元素原子半径(1.47 Å )相差很大，相互扩散能力比较强，高温停留时间延长，将与Ti元素形成金属间化合物.

图4 焊接接头各区域SEM形貌、EDS元素分布及含量
Fig.4 SEM morphology, EDS element distribution curves and contents in different zones of welded joint

图4 b为焊缝区的SEM形貌及EDS元素分布情况. 从图中AB段能谱看出部分Ni，Cr，Mo元素都扩散或溶解到了Ti焊缝中，在B点有Cr，Mo元素的偏聚现象，BD段过渡层中Ti元素逐渐下降，Ni元素先升高后逐渐下降，另外在D点有C，O元素的偏聚现象，Fe元素在整个线扫描中都存在. 通过Ti-Fe的二元合金相图可知，在1 317 ℃下约1/2的Fe发生包晶反应，即L+TiFe2→TiFe，在1 289 ℃下约 4/5的 Fe发生共晶反应 L→(α-Ti)+TiFe2，在1 085 ℃温度下，约1/3的Fe发生共晶反应L→(β-Ti)+TiFe，当温度下降到 590 ℃时，约1/10的 Fe与 β-Ti相发生共析分解反应 (β-Ti)→(α-Ti)+TiFe，这些硬脆的金属间化合物都位于晶界处，大大降低了焊缝的韧性和结合强度[10]. 在BD段过渡层中，如图4c，可以清楚发现，存在许多大小不一的孔洞，且靠近Ni基层孔洞更加致密，部分孔洞上仍残有灰白色物质，通过对图4c上的针状灰白色物质A点进行能谱分析发现(4d)，主要是Ti，Ni元素，其中Ti的质量分数约是Ni的1.5倍，结合两者相图分析，主要形成NiTi和NiTi2的化合物，在制样过程中，一部分NiTi和NiTi2化合物剥落便形成这些显微孔洞. 结合光学显微镜发现，如图3b，这些黑色点状物，即CrNi2相，分布在这些显微孔洞上.从而可以推出，过渡层在冷却过程中，Ni和Ti元素先形成NiTi和NiTi2化合物，剩余的Ni和Cr元素便在先形成的化合物表面形成CrNi2相.

2.3 焊缝的相组成

为了确定钛层和镍基层相组成，分别截取Ti层焊缝和Ni基层焊缝的横向面，进行XRD衍射分析，分析图谱如图5所示，通过对比标准衍射卡，标定在钛层焊缝由 β-Ti，Ni3Ti，NiTi2，TiFe2，TiFe 及TiCr2 等组成. 镍基层中主要由 γ-Ni，Fe3Ni2，CrNi2和(CrNiMo)化合物，通过XRD分析，在镍基层没有发现Ti的化合物.

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图5 焊缝不同区的XRD图谱
Fig.5 XRD patterns in different layers of weld seam

2.4 焊接接头的力学性能

表3所示为焊接接头拉伸和冲击试验结果. 在接头拉伸试验中，钛层由于形成许多金属间化合物，使得其塑性、抗弯能力变得很差，最先起裂，而Ni基层在与钢Q235的熔合线处断裂，这由于在熔合处元素成分和组织差异大，最为脆弱. 从表3中看出接头的屈服强度达到268 MPa，低于母材的292 MPa，塑韧性也低于母材，在25 ℃下的冲击吸收能量有112 J. 主要是由于焊缝中的钛层与镍基层的过渡层中存在大量NiTi2和NiTi金属间化合物，塑韧性较差，而且这些金属间化合物被一层黑色CrNi2脆性化合物包覆，所形成的结合力较低，大大降低了接头的强度和韧性，而且过渡层宽度随着温度升高而变厚，焊缝强度及塑韧性就越差[6, 9].

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表3 焊接接头的力学性能
Table3 Mechanical properties of welded joints

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图6所示为焊接接头横截面的硬度曲线. 从图6可以看出，焊接接头横截面上钛层焊缝平均硬度最高，平均值为576 HV5，镍基焊缝平均硬度为260 HV5，母材中钢Q235平均硬度值为145 HV5，TA2覆层硬度最低，只有125 HV5. 焊缝中钛层硬度约达到母材TA2的6倍，这是由于焊缝中Ti主要是β-Ti相，Ni3Ti和NiTi2金属间化合物和少量TiFe2，TiFe金属间化合物，这些相硬度都大大高于母材α相组织. 另外，镍基焊缝中的Cr，Mo元素扩散或溶解到钛焊缝中，其中Cr元素是Ti的慢共析元素，在β-Ti中Cr与Ti元素形成CrTi2间隙化合物[11]，Mo元素也是钛合金中常用的同晶型β相稳定元素，在β相无限固溶，形成无限固溶体[12]，通过固溶强化，强化了Ti组织.

图6 焊接接头横截面硬度分布曲线
Fig.6 Hardness distribution curve of welded joint

3 结 论

(1)焊接热循环对母材影响不大，近焊缝区母材TA2覆层组织主要是板条α相，中间层近钢侧有一层粗大的块状铁素体组织，焊缝中的部分Ni，Cr，Mo元素扩散到母材.

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(2)焊缝中钛层组织以β-Ti为主，并含有NiTi2，Ni3Ti，TiFe和 TiFe2相，Ni基层中主要是 γ-Ni，并含有少量Fe3Ni2，CrNi2和CrNiMo化合物，钛层与镍基层之间存在宽约50 μm过渡层，过渡层中存在大量针叶状NiTi2，NiTi和CrNi2化合物，从钛层到镍基层，Ti元素缓慢下降，Ni元素先升高后降低，Cr，Mo元素缓慢升高.

(3)钛层及其与镍基层的过渡层存在的金属间化合物及脆性相，提高了硬度，降低了塑韧性，焊缝的强度及韧性低于母材.

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