面向汽车车身轻量化异种构件制备：Nb/Cu复合中间层改善钛钢电阻点焊焊接相容性工艺研究，解决直接点焊界面脆性Ti-Fe化合物导致接头强度偏低，为低成本高性能钛钢异种点焊接头提供试验依据与理论支撑

在现代工业中,材料的选择和连接技术对产品的性能、可靠性和经济效益具有至关重要的影响。随着工程应用场景的日益复杂化，单一材料往往难以满足多样化需求，因此，将不同材料进行有效连接成为解决这一问题的关键途径之一[1]。

钛及其合金以其低密度、高比强度、优异的耐腐蚀性、良好的高温性能和力学性能，成为现代工业中不可或缺的重要材料，广泛应用于航空航天、化工设备、医疗器械、海洋工程、汽车工业、能源以及体育等领域[2-6]。然而其存在原料成本和制造成本较高、加工难度较大等问题，这些因素限制了全钛结构的应用[7]。在实际工程中，为了兼顾结构性能及其经济性，通常采用焊接技术将钛与其他低成本金属连接起来，制备成复合构件。钢材凭借其良好的力学性能和经济性能，在汽车零部件制造、建筑钢结构搭建以及重型机械生产等领域占据重要地位。从加工性能分析，该材料不仅能够适应传统切削加工与冷锻工艺的技术要求，而且具有优异的焊接性，适用于电弧焊、激光焊、电阻点焊等多种焊接方式[8-11]。钛-钢复合体系的开发为优化结构性能与经济效益提供了新路径，在保持钛低密度、高比强度的同时，兼具钢良好的力学性能与经济性。这种组合方式在工程应用中具有显著的综合优势[12-13]。

然而，由于钛钢之间的冶金相容性差，导致钛钢在直接连接时接头中经常形成FeTi、Fe₂Ti等金属间化合物(Intermetallic compounds，简称为IMC)[14]，从而使其强度降低。为了减小IMC的不利影响，研究人员采用多种固态焊接技术，包括搅拌摩擦焊[15-16]、爆炸焊[17-18]、扩散焊[19-20]、超声波焊[21]等，并对这些方法所得接头的微观组织和力学性能进行深入研究。然而，IMC的形成仍然是影响接头性能的主要瓶颈，因此钛与钢的高质量焊接工艺仍需进一步改进和优化。

为改善异种材料焊接性能，可通过引入中间层调控界面反应，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，这一方法已成为当前研究的有效解决方案。Tomashchuk等采用纯钒过渡层对Ti64钛合金和316L不锈钢成功进行了激光连接。Deng等[23]探究了Ag过渡层对CP-Ti和304SS扩散焊的影响，发现界面生成的TiAg相对接头性能无不利作用，接头的连接强度为414 MPa。Bi等[24]采用V/Cu复合中间层成功对TC4钛合金和304不锈钢进行了激光焊接。以往的研究表明：中间层的加入能够有效抑制Ti-Fe系IMC在接头中的产生，从而提高接头性能。

电阻点焊具有焊接速度快、成本低等优点，是传统汽车车身焊装主要的焊接方法。本课题组分别采用铜中间层、铌为中间层对钛/钢进行了电阻点焊，并研究了接头的组织和性能。加入铜或铌单一中间层后，接头力学性能与钛钢直接焊接相比均有提高，但在接头界面上仍有一定IMC的产生[25-26]。在此基础上，本文采用铌铜复合中间层对钛/钢进行电阻点焊，观察分析接头特征区域微观组织，探索复合中间层及焊接电流对接头性能的影响。

1、试验材料与方法

试验材料选用TA2钛板和Q235低碳钢板，规格为100mm×30mm×2mm，化学成分见表1。中间层选用厚度为0.06mm的铌箔和不同厚度(0.04、0.06和0.08mm)的铜箔。

表1　试验材料的化学成分(质量分数，%)

试验所用焊接设备为DM-200型固定式中频逆变直流电阻点焊机，并配置6000S/1200A控制器，加压方式为气动加压，电极帽材料为铬锆铜合金，其端面直径为6mm。试样装配关系如图1所示，两母材的搭接长度为30mm，从上往下依次为钛板、铌箔、铜箔和低碳钢板。焊接工艺参数设置为：固定焊接时间200ms，电极压力3kN，焊接电流分别为8、9、10、10.5、11、12和13kA。焊前使用无水乙醇清洗材料表面。

焊后样品经线切割沿焊点直径方向垂直界面剖切，制备金相试样后依次进行研磨抛光处理，并使用(HF+HNO₃)溶液进行腐蚀。利用体视显微镜观察接头宏观形貌，采用JSM-6300型扫描电镜(SEM)对熔核区微观组织进行观察，并利用能谱仪(EDS)进行微区成分测定。在WDW-100型电子万能试验机上进行拉伸试验(室温)，并采用SEM和Brux D8型X射线衍射仪(XRD)对断口形貌及物相进行观察及分析。

2、结果与分析

图2为在不同焊接电流下所获得的接头横截面形貌及成分分析结果。从图2中可以观察到接头横截面形貌主要分为两种：母材两侧独立熔核(中间层未发生断裂)和混合熔核(中间层发生断裂)。图2(a)显示了具有两侧独立熔核的接头横截面形貌，此接头是在10kA焊接电流下焊接的，所用中间层是0.06mm厚Nb箔和0.06mm厚Cu箔。如图2(a)所示，此时复合中间层没有发生断裂，在钛侧和钢侧分别形成了一个独立的熔核，且钛侧熔核面积大于钢侧。这是因为钛的电阻率大于钢的电阻率，而钛的热导率小于钢的。因此，钛侧比钢侧有更多的热量形成熔核。图2(b)显示了接头界面区扫描电镜图像，取自图2(a)中R处。从图2(b)可以观察到，母材Ti与复合中间层的界面基本保持平整，复合中间层未发生断裂，在钢侧形成了一个半椭圆形的灰白相间的混合区，该区厚度沿焊缝中心轴线方向呈现明显的梯度分布，这主要与焊接过程中电阻热的散热速率有关。焊缝中心区域由于散热路径较长，热积累效应显著，母材和中间层的熔化量增加，致使混合区厚度较大。沿图2(b)中MN进行线扫描分析，所得结果如图2(c)所示。从分析结果来看，靠近钛侧的约40μm厚的白色层主要为残余的Nb箔；而在残余Nb箔与钢侧之间的混合区的主要成分为Fe、Cu和少量的Nb，并且越靠近钢侧Fe含量就越多。这说明靠近钛侧的Nb在焊接过程中并未发生完全熔化，而靠近钢侧的Cu和少量Nb以及部分Fe在高温作用下发生混合，形成了灰白相间的混合区。

图2(d)为具有混合熔核的接头横截面形貌，此接头是在11kA焊接电流下焊接的，所用中间层也是0.06mm厚Nb箔和0.06mm厚Cu箔。如图2(d)所示，此时两侧母材发生混合形成混合熔核。该熔核也是钛侧面积大、钢侧面积小。原始复合中间层及母材界面结构被破坏。这是因为当采用较高焊接电流时，母材熔化程度显著增加，在Cu发生熔化的同时促进了Nb向两侧熔化金属中的加速溶解。随着部分区域Nb箔的完全溶解消失，复合中间层失去阻碍作用，在电磁搅拌力的作用下，两侧母材的液态金属实现充分混合，最终形成了这种混合熔核。沿图2(d)中PQ进行线扫描分析，所得结果如图2(e)所示。从分析结果来看，熔核主要成分是Fe、Ti和少量的Nb、Cu。熔核部分区域元素含量波动较大，这表明接头熔核内部成分分布不均匀。

图3分别为图2(b)中A、B、C、D点的放大SEM形貌。各位置的EDS成分分析结果如表2所示。如图3(a)所示，Ti/Nb界面处基本保持平整，而在残余Nb箔另一侧则形成了两层颜色不同的层状物，灰白色层状物U层厚度约35μm，深灰色层状物V层厚度约25μm。根据成分分析结果，在钛侧A₁点处检测到少量的Nb和Cu，没有检测到Fe；在钢侧I₁处检测到了少量的Cu，没有检测到Ti。这表明在两侧独立熔核接头中，中间层的加入能够有效阻止Ti、Fe原子之间的相互扩散。U层和V层根据检测结果可以推断分别由(Nb,Cu)+FeNb和(Cu,Fe)+Fe₂Nb组成。在熔池冷却凝固过程中，靠近Nb层的富铌液相随着温度的降低率先析出FeNb金属间化合物，残余液相随着温度的下降形成(Nb,Cu)固溶体。随着FeNb金属间化合物的生成，固态前沿液相中的Nb含量大幅下降，当温度降到1373℃时，富铁液相随着温度的降低开始析出Fe₂Nb，残余液相随着温度的下降形成(Cu,Fe)固溶体。钢侧混合区中心的微观形貌图如图3(b)所示，从图中可以观察到，混合区主要由两相组成。由成分分析结果可知，F₁点Cu含量较高，G₁点Fe含量较高，推测该区域主要由(Fe)和(Cu)所组成。图3(c)为钢侧混合区边界的SEM形貌，从图中可以观察到，混合区边界处有粗大的柱状晶形成，其生长方向从边界向混合区中心生长。根据成分分析结果推测该柱状晶的主要微观结构为(Fe)。柱状晶晶间的灰白色相与F₁点类似，也是从(Fe)中析出的富Cu相。接头边界处的SEM形貌如图3(d)所示。沿接合界面边缘区域检测到明显的Cu箔熔融现象，越靠近接头中心Cu箔熔化就越明显。在Nb/Cu界面处还有灰白相间的新相出现。根据检测结果推测该相主要由FeNb和(Cu)组成。在1400℃下，液相发生共晶反应生成FeNb和(Nb)，随着温度下降到1095℃，剩余液相与部分(Nb)发生包晶反应生成(Cu)。因此，该相主要由FeNb和(Cu)组成。

表2　图3中各点的EDS成分分析结果(原子分数，%)

图4分别为图2(d)中E、F、G、H点的放大SEM形貌。各位置的EDS成分分析结果如表3所示。图4(a)显示的是钛侧界面熔核边界的SEM形貌，从图中可以观察到，钛侧熔核界面生成了方向垂直于该界面的柱状晶，柱状晶的生长方向由边界指向熔核中心。根据成分分析结果推测该柱状晶主要由TiFe和α-Ti所组成。当温度降到1085℃时，液相发生共晶反应生成TiFe和β-Ti，β-Ti在590℃时又发生共析转变。图4(b)中Nb箔与钛侧熔核界面出现了连续且均匀的树枝晶，方向向钛侧熔核生长。Nb箔与钢侧熔核界面则生成了层状物U₁，U₁层厚度不均匀，宽度为15~25μm，与Nb箔界面较为平整，与钢侧熔核界面则呈现出小柱状晶形态均匀分布。根据检测结果推断树枝晶主要由TiFe组成。当温度达到1085℃的共晶点时，富钛液相开始发生相转变，通过共晶反应形成该金属间化合物。U₁层状物主要由TiFe₂和(Nb)固溶体组成。图4(c)显示了钢侧熔核界面的微观形貌。在界面区域可见宽约35μm的灰白色层状结构(V₁层)沿界面分布，根据G₂成分分析结果推测V₁层主要由TiFe₂金属间化合物组成。富铁液相在1427℃下，发生液固同成分转变，形成金属间化合物TiFe₂。图4(d)主要显示了熔核边界处的扫描电镜图，如图所示，该区域形貌与中间层未发生断裂时接头边界区域形貌类似，I₂点的成分分析结果也显示该灰白色的新相主要是由FeNb化合物组成。

表3　图4中各点的EDS成分分析结果(原子分数，%)

此外可以观察到在残余Cu箔与母材钢侧之间出现了一层深色物质，根据K点的成分分析结果可以发现该层Fe含量较高，推测这是由于Fe向Cu中的扩散而形成的。并且厚度随着离熔核中心距离的减少而增加，这主要和原子扩散有关。温度越高，扩散系数越大，随着离热源中心距离的减少，原子之间的扩散速率增加，该层的厚度也就随之增加。

在对所得接头进行剪切试验中，接头断裂模式均呈现为界面撕裂破坏。图5为接头熔核直径、接头抗剪力与焊接电流之间的关系。图5(a)显示了在电极压力3kN、焊接时间200ms下，焊接电流对添加不同厚度Cu中间层所得接头熔核直径的影响。图5(a)中接头熔核直径均是在拉伸后钛板侧断口测量的平均直径。如图5(a)所示，无论铜箔厚度如何变化，随着焊接电流的增加，接头熔核直径都呈现出了逐渐增大的趋势，且当电流增大到一定值后，接头熔核直径增长趋势趋于平缓；而在相同的焊接电流作用下，随着铜中间层厚度的增加，接头熔核直径呈现出了逐渐减小的趋势。在电阻点焊的过程中，电流通过被焊工件所产生的电阻热是焊接过程中的唯一热源，通过焦耳定律Q=I²Rt(式中Q为焦耳热，I为焊接电流，R为电阻，t为焊接时间)可知，焦耳热与焊接电流呈二次方关系。当焊接电流增大时，焊接区域的热量显著增加，具体表现为接头金属熔化量随焊接电流的增大而增加，从而使接头熔核直径变大；而随着熔化金属的增加，电阻逐渐减小，导致热量生成速率下降，当热量生成速率与散失速率相等时，熔核直径趋于稳定。值得注意的是，在恒定焊接参数条件下，Cu箔厚度的增加会增大接头的散热速率，削弱了金属的熔化效率，从而导致母材熔化区域逐渐缩小，最终反映为熔核直径的规律性衰减。

图5(b)为在3kN电极压力和200ms焊接时间条件下，Cu箔厚度与焊接电流对抗剪性能的影响。如图5(b)所示，随着焊接电流的增大，不同厚度Cu箔试样的接头抗剪力均呈现出先增加后减小的趋势。当Cu箔厚度为0.06mm时，接头抗剪力在焊接电流为10.5kA时达到最大，为8.53kN。中间层Cu箔厚度为0.04和0.08mm时，接头抗剪力分别在焊接电流为9.5和10.5kA时达到峰值，分别为7.49和7.39kN。以添加0.06mm厚Cu箔为例，在焊接电流小于10.5kA时，接头抗剪力随电流的增加而增大，此时接头熔核模式主要为两侧独立熔核，在这种情况下，焊接接头的抗剪力与熔核直径存在显著相关性，当焊接电流逐步提升时，熔核直径呈现出明显的扩展趋势，这种变化反映在力学性能上就是接头抗剪力的提高；当焊接电流超过10.5kA后，接头抗剪力随电流的增加而减小，此时接头熔核模式转变为混合熔核，接头断裂的主要承载区转移到了性能较差的混合熔核区域，随着焊接电流的增大，混合熔核面积逐渐增大，接头的抗剪力逐渐降低；Cu箔厚度为0.04和0.08mm时接头抗剪力变化原因同理。在Cu箔厚度为0.04mm时，由于接头散热能力较差，当电流大于9.5kA时接头中便会生成混合熔核，所以添加0.04mm Cu箔时接头抗剪力的峰值出现在9.5kA处。

图6(a)和6(b)分别为典型Ti/Q235接头的钛侧和钢侧断口，该接头是以0.06mm厚Nb和0.06mm厚Cu为中间层、在10kA焊接电流条件下焊接而成。

从宏观断口形貌来看，断口界面均较为平整，接头断口可分为不同的区域。图6(c)为钛侧断口(图6a中I处)的SEM形貌。如图6(c)所示，接头中心区域(J处)具有明显的撕裂痕迹，该区放大图显示于图6(d)。相比之下，接头边缘区域(K处)的形貌相对较为平坦，其放大图显示于图6(e)。对图6(d)中A₃处和图6(e)中B₃处进行成分分析，其结果如表4所示。根据成分分析结果推断接头断口中心主要由FeNb金属间化合物构成；接头边缘区域主要由(Cu,Nb)固溶体构成。因此，可以推断接头破坏发生在钢侧熔核和残余Nb之间的金属间化合物层之中。

表4　图6中各点的EDS成分分析结果(原子分数，%)

为了明确接头断裂区域的相组成特征，采用X射线衍射技术对上述断口进行了物相表征。图7为焊接电流为10kA时的钛侧与钢侧断口的XRD检测结果。根据XRD分析结果可知，在两侧断口中均检测到了Nb、Cu和FeNb金属间化合物，结合上述断口微观形貌分析，进一步验证了接头破坏发生在钢侧熔核和残余Nb之间的金属间化合物层之中。

3、结论

采用Nb-Cu复合中间层对钛和钢进行连接时，接头熔核存在两种类型：两侧独立熔核和混合熔核；

当接头熔核为两侧独立熔核时，残余的Nb箔阻碍了Ti和Fe之间的相互扩散，但是在钢侧熔核和残余Nb之间形成了FeNb金属间化合物和(Cu,Nb)固溶体层；

当接头熔核为混合熔核时，复合中间层发生局部熔断从而失去阻碍作用，接头形成TiFe+α-Ti的单一混合熔核；

以Nb-Cu为复合中间层的钛/钢电阻点焊接头的抗剪力随焊接电流的增加呈先增大后减小的变化趋势，接头熔核直径随焊接电流的增大而增大，中间层为0.06mm厚Nb和0.06mm厚Cu及焊接电流为10.5kA时，接头抗剪力达到最大，为8.53kN。

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（注，原文标题：铌+铜复合中间层辅助钛_钢电阻点焊接头的组织与性能_祝士博）

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