TiNi形狀記憶合金／不銹鋼異種材料激光焊研究

李洪梅，孫大千，董 鵬，王文權，殷世強

（吉林大學 材料科學與工程學院 汽車材料教育部重點實驗室，長春130025）

TiNi形狀記憶合金／不銹鋼異種材料激光焊研究

李洪梅，孫大千，董 鵬，王文權，殷世強

（吉林大學 材料科學與工程學院 汽車材料教育部重點實驗室，長春130025）

采用純鎳中間夾層和激光焊技術，連接TiNi形狀記憶合金絲和不銹鋼絲異種材料。對比分析了加鎳夾層與未加鎳夾層的激光焊接頭的組織和性能。結果表明，與未加鎳夾層的接頭相比，加鎳夾層的接頭組織和性能得到明顯改善，接頭組織中γ－Fe相含量增加，TiFe2，TiCr2等金屬間化合物相含量減少，焊縫區硬度明顯降低，接頭抗拉強度提高。未加鎳夾層的接頭的抗拉強度僅為187MPa，斷口呈現典型的脆性斷裂特征。加鎳夾層后，接頭抗拉強度提高至372MPa，斷口具有脆－韌混合型斷裂特征。

激光焊；TiNi形狀記憶合金；不銹鋼；微觀組織；力學性能

TiNi形狀記憶合金（Shape Memory Alloy，SMA）是一種新型功能材料，它具有獨特的形狀記憶效應和超彈性及優良的抗腐蝕性、生物相容性，在航空航天，原子能，海洋開發，儀器儀表，家用電器以及醫療器械領域獲得了廣泛的應用［1－3］。隨著科學技術的進步和現代工業的發展，現代社會（特別是高科技領域）對產品性能提出了更高、更苛刻的要求。單一的TiNi形狀記憶合金很難同時滿足產品不同部位對使用性能的要求。TiNi形狀記憶合金與其他異種材料的連接是解決這一問題的主要對策。但是，由于缺乏TiNi形狀記憶合金與其他異種材料焊接理論和焊接技術的研究，無法獲得滿足使用性能要求的TiNi形狀記憶合金異種材料焊接接頭，這在一定程度上制約了TiNi形狀記憶合金的更廣泛應用。因此，開展TiNi形狀記憶合金／不銹鋼異種材料激光焊研究，有利于促進TiNi形狀記憶合金與其他異種材料焊接技術的發展。

由于TiNi合金與不銹鋼在物理和化學性能方面存在較大差異［4］，直接對焊易在焊縫區形成大量的金屬間化合物，嚴重惡化接頭的力學性能［5－7］。通過焊接材料添加合適的合金元素是改善焊縫組織及接頭力學性能的有效途徑。本研究采用純鎳中間夾層作為焊接材料實現TiNi合金／不銹鋼激光焊接。選擇鎳焊接材料的依據主要有以下幾點：（1）根據 Fe－Ni，Cr－Ni，Ti－Ni二元相圖［8－10］，Ni與不銹鋼中的Fe，Cr及 TiNi合金中的Ti在液相無限互溶，在固相有限互溶，且Ti在Ni中具有較大的溶解度，有利于改善激光熔焊的結合性能和接頭的力學性能；（2）Ni是一個奧氏體形成元素，有利于增加焊縫金屬的γ－Fe量，改善接頭的力學性能；（3）鎳的線膨脹系數處于TiNi合金和不銹鋼線膨脹系數之間，有利于緩解異種材料焊接接頭的殘余應力；（4）鎳具有較高的塑性及變形能力，有助于改善接頭的脆性；（5）鎳的耐腐蝕性較好，對異質接頭的耐腐蝕性影響較小。

本研究對比分析了加鎳中間夾層和不加鎳中間夾層的TiNi合金／不銹鋼異種材料激光焊接頭微觀組織與力學性能特點。

1 實驗材料與方法

實驗采用TiNi形狀記憶合金絲和奧氏體不銹鋼絲作為母材，兩種絲的截面尺寸均為φ0.48mm×0.64mm，長度為30mm。TiNi合金絲的化學成分為50.20Ti－49.80Ni（原子分數／%）。奧氏體不銹鋼絲的化學成分為 Fe－0.05C－0.8Si－1.9Mn－17.5Cr－9Ni（質量分數／%，下同）。實驗采用厚度為50μm的純鎳箔作為焊接材料，將其置于TiNi合金絲與不銹鋼絲的界面處（中間夾層）。TiNi合金／不銹鋼焊接采用JHM－1GY－300B型YAG激光焊接機。焊前將TiNi合金絲和不銹鋼絲待焊端部分別用800＃，1200＃，2000＃砂紙磨平，用丙酮去除絲材試樣表面的油脂，用 HF＋HNO3的混合溶液去除試樣表面的氧化膜，而后清水沖洗吹干。將處理后的TiNi合金絲、不銹鋼絲裝在自制的夾具上。由于本研究為細絲激光熔焊，焊接試驗選用激光單脈沖法，焊接過程中采用氬氣保護。脈沖頻率為1HZ，光斑直徑為φ0.3mm，單脈沖能量為7.2J，脈沖寬度為10ms。圖1為加鎳夾層和未加鎳夾層激光焊示意圖。

圖1 激光焊示意圖Fig.1 Schematic diagram of laser welding

采用激光共聚焦掃描顯微鏡（CLSM），掃描電鏡（SEM）研究接頭的微觀組織和斷口形貌；用能譜儀（EDS）研究接頭成分分布特點；采用微區X射線衍射儀（micro－XRD）分析接頭的相組成。焊接接頭的顯微硬度測試在 MH－3型顯微硬度計上進行，加載力為200g，作用時間為5s。在室溫下采用MTS810型拉伸試驗機對接頭試樣進行拉伸試驗，拉伸速率為0.2mm／min，重復3次。

2 實驗結果與討論

2.1 接頭微觀組織

圖2 接頭低倍組織結構照片及EDS線掃描分析結果 （a），（b）未加鎳夾層；（c），（d）加鎳夾層Fig.2 Macrostructures and EDS line scans of joints （a），（b）without Ni interlayer；（c），（d）with Ni interlayer

圖2為未加鎳中間夾層和加鎳中間夾層的TiNi合金／不銹鋼激光焊接頭的低倍組織照片及EDS線掃描分析結果。從圖2（a），（c）中可看出，接頭熔合良好，無未焊透及未熔合缺陷。在激光焊縫區可看到由液態金屬流動引起的旋渦狀特征。由EDS線掃描分析結果可知（圖2（b），（d）），焊縫區成分分布是不均勻的，這意味著焊縫區的組織分布也是不均勻的。這主要是由于激光焊極快的加熱和冷卻速度影響異種材料焊接熔池的成分均勻化過程，因而導致焊接區化學成分分布的不均勻性。根據焊縫金屬的顏色差異可分為白色區、灰色區和黑色區。其中白色區含有較多的Fe，Cr元素，黑色區含有較多的Ti，Ni元素。對比圖2（b），（d）發現，與未加鎳夾層的焊縫區相比，加鎳夾層的焊縫區的含Ti量明顯降低，含Ni量提高。能譜分析表明，加鎳夾層的焊縫區含Ti量由未加鎳夾層的22.37%下降至9.95%，而 Ni含量由32.13%增加至47.25%。鎳中間層對焊縫化學成分的上述影響不僅歸因于焊縫中加入了更多的Ni元素，而且也與TiNi合金、不銹鋼母材的熔合比降低有關。

圖3（a），（b）分別為對應于圖2（a），（c）焊縫中部的高倍像。由圖可見，焊縫金屬主要為樹枝晶結構。未加鎳夾層的焊縫區存在微裂紋缺陷（見圖3（a）），而加鎳夾層的焊縫區得到明顯的改善，未發現裂紋缺陷（見圖3（b））。這主要是由于TiNi合金與不銹鋼的線膨脹系數相差較大，直接對焊容易產生較大的焊接應力，從而易于產生裂紋。此外，由Ti－Fe二元相圖可知［11］，Fe與 Ti的溶解度很低，Fe在α－Ti中的最大溶解度為0.047%（700℃），而 Ti在γ－Fe中的最大溶解度為0.93%（1150℃），因此Fe與Ti極易形成金屬間化合物（TiFe2，TiFe），使焊縫嚴重脆化，在焊接應力的作用下易產生裂紋。而純鎳的線膨脹系數處于二者之間且Ti在Ni中溶解度較大，有利于緩解接頭焊接應力，一定程度上抑制了裂紋的產生。

圖3 焊縫區微觀組織 （a）未加鎳夾層；（b）加鎳夾層Fig.3 Microstructures of weld zones with and without Ni interlayer （a）without Ni interlayer；（b）with Ni interlayer

圖4（a），（b）為未加鎳夾層的焊縫兩側熔合區的微觀組織，圖4（c），（d）為加鎳夾層的兩側熔合區微觀組織。從圖中可以看出，TiNi合金側存在一定寬度的黑色結晶層（見圖4（a），（c））。加鎳夾層使結晶層寬度明顯減少。分別在未加鎳夾層和加鎳夾層的TiNi合金側結晶層處取兩點進行能譜分析，如表1所示。結果顯示黑色結晶層含有大量的Ti，Ni元素和少量的Fe，Cr元素。根據Fe－Ni－Ti三元相圖可知［12］，黑色結晶層的相組成主要為TiFe2＋B2＋TiNi3。因此，TiNi合金側熔合區的黑色結晶層可能為金屬間化合物層。這意味著TiNi合金側熔合區將成為接頭的薄弱地帶。由圖4（b），（d）可見，不銹鋼側熔合區具有聯生結晶的特點，熔合區主要為胞狀晶和胞狀樹枝晶。加鎳夾層，熔合區的胞狀晶區寬度有增加的趨勢。這主要是由于加入鎳夾層使熔合區的Ti含量降低一定程度上抑制了成分過冷的增大，因而導致胞狀晶區的寬度增加。

圖5為未加鎳夾層和加鎳夾層激光焊焊縫的XRD衍射分析結果。由圖可見，二者均含有γ－Fe，B2，TiFe2，TiCr2，TiNi3和Ti2Ni相。加鎳夾層的焊縫金屬γ－Fe相衍射峰明顯增強，TiFe2，TiCr2等金屬間化合物衍射峰有減弱的趨勢，并出現鎳基固溶體衍射峰（見圖5（b））。這意味著焊縫金屬γ－Fe相增加，TiFe2，TiCr2等金屬間化合物減少。鎳夾層對焊縫金屬相組成的影響主要歸因于焊縫金屬化學成分的變化。Ni是一個奧氏體形成元素。加入鎳夾層，焊縫金屬的Ni含量增加，因而促進了焊縫金屬中γ－Fe相的形成。焊縫中的Ti，Fe，Cr元素主要來源于熔化的TiNi合金、不銹鋼母材。加入鎳夾層，TiNi合金、不銹鋼母材熔合比降低，使進入焊接熔池的Ti，Fe，Cr元素減少，這是焊縫中TiFe2，TiCr2等金屬間化合物減少的主要原因。由于γ－Fe相具有較高的塑性，焊縫金屬中γ－Fe相增多、金屬間化合物減少將有利于改善激光焊接頭的力學性能。

圖4 熔合區的微觀組織 （a），（c）TiNi合金側；（b），（d）不銹鋼側Fig.4 Microstructures of the fusion zones of both joints（a），（c）TiNi alloy side；（b），（d）stainless steel side

表1 TiNi合金側熔合區能譜分析結果（質量分數／%）Table 1 EDS analysis results of fusion zone for TiNi alloy side（mass fraction／%）

2.2 接頭力學性能

圖6為未加鎳夾層和加鎳夾層的接頭硬度分布曲線。從圖中可以看出，與未加鎳夾層的焊縫區硬度相比，加鎳夾層的焊縫區硬度明顯降低，這主要歸因于焊縫區γ－Fe相增加和TiFe2，TiCr2等金屬間化合物減少；焊縫區最高硬度值出現在TiNi側熔合區，主要與該區形成大量的金屬間化合物有關。

圖5 焊縫XRD分析結果 （a）未加鎳夾層；（b）加鎳夾層Fig.5 XRD analysis of welds （a）without Ni interlayer；（b）with Ni interlayer

圖7為未加鎳夾層和加鎳夾層的激光焊接頭的應力－應變曲線。由圖可見，與未加鎳夾層的接頭相比，加鎳夾層的激光焊接頭斷裂應力和應變得到明顯的提高，接頭斷裂應力和應變分別達372MPa和4.4%，高于應力誘發馬氏體相變產生的屈服應力。而未加鎳夾層的激光焊接頭在拉伸過程中未達到屈服應力便發生斷裂，斷裂應力僅為187MPa，應變僅為0.5%。加鎳夾層后應力應變的變化主要歸因于焊縫區γ－Fe相增加和金屬間化合物的降低。接頭斷裂主要發生在Ti－Ni合金側熔合區處（見圖8），這進一步證明TiNi合金熔合區為接頭的薄弱地帶，主要由于該區生成大量的金屬間化合物，在拉伸過程中裂紋易于在該處萌生并擴展。研究表明，鎳夾層對接頭的斷口形貌也具有明顯的影響（見圖9）。未加鎳夾層的接頭斷裂表面呈現脆性斷裂特征，斷口表面可看到氣孔和裂紋缺陷（見圖9（a））。加鎳夾層的接頭斷口局部出現韌窩等塑性變形特征，具有韌－脆混合斷裂特征（見圖9（b））。

圖8 加鎳夾層的接頭斷裂位置Fig.8 Fracture site of the joint with Ni interlayer

圖9 接頭斷口形貌 （a）未加鎳夾層；（b）加鎳夾層Fig.9 Fracture surface morphologies of joints （a）without Ni interlayer；（b）with Ni interlayer

3 結論

（1）采用純鎳中間夾層可實現TiNi合金／不銹鋼絲激光焊接，并對接頭微觀組織具有明顯的改善作用。加鎳夾層的焊縫區組織為樹枝晶結構，無裂紋缺陷。焊縫金屬主要由γ－Fe，B2，TiFe2，TiCr2，TiNi3和Ti2Ni相組成。與未加鎳夾層的焊縫金屬相比，加鎳中間層的焊縫區γ－Fe相增加，TiFe2，TiCr2等金屬間化合物減少；熔合區金屬間化合物層寬度減少。

（2）與未加鎳夾層的接頭相比，加鎳夾層的焊縫區硬度明顯降低；接頭斷裂強度和應變明顯增加，分別達372MPa和4.4%。接頭斷裂于TiNi合金側熔合區，斷口呈現韌窩等塑性變形特征。

［1］ 趙連城，蔡偉，鄭玉峰.合金的形狀記憶效應與超彈性［M］.北京：國防工業出版社，2002.

［2］ OTSUKA K，WAYMAN C M.Shape memory materials［M］.Cambridge：Cambridge University Press，1998.

［3］ THOMPSON S A.An overview of nickel－titanium alloys used in dentistry［J］.International Endodonic Journal，2000，33（4）：297－310.

［4］ 汪應玲，李紅，栗卓新，等.TiNi形狀記憶合金與不銹鋼瞬間液相擴散焊工藝研究［J］.材料工程，2008，（9）：48－51.

［5］ LI M G，SUN D Q，QIU X M，et al.Microstructures and properties of capacitor discharge welding joint of TiNi shape memory alloy and stainless steel［J］.China Welding，2005，14（2）：95－100.

［6］ GUGEL H，SCHUERMANN A，THEISEN W.Laser welding of NiTi wires［J］.Materials Science and Engineering A，2008，481－482：668－671.

［7］ 李洪梅，孫大千，王文權，等.激光光斑位置對TiNi SMA與不銹鋼激光焊接頭組織與性能的影響［J］.材料科學與工藝，2009，17（增刊1）：143－147.

［8］ SWARTZENDRUBER L J，ITKIN V P，ALCOCK C B.The Fe－Ni（iron－nickel）system ［J］.Journal of Phase Equilibria，1991，12（3）：288－312.

［9］ NASH P.The Cr－Ni（chromium－nickel）system ［J］.Journal of Phase Equilibria，1986，7（5）：446－476.

［10］ TAM B.Micro－welding of Nitinol shape memory alloy ［D］.Waterloo：Univ of Waterloo，2010.

［11］ MURRAY J L.The Fe－Ti（iron－titanium）system ［J］.Journal of Phase Equilibria，1981，2（3）：320－334.

［12］ RAGHZVAN V.Fe－Ni－Ti（iron－nickel－titanium）［J］.Journal of Phase Equilibria and Diffusion，2010，31（2）：186－189.

Study on Laser Welding of Dissimilar Materials Between TiNi Shape Memory Alloy／Stainless Steel

LI Hong－mei，SUN Da－qian，DONG Peng，WANG Wen－quan，YIN Shi－qiang
（Key Laboratory of Automobile Materials，School of Materials Science and Engineering，Jilin University，Changchun 130025，China）

TiNi shape memory alloy and stainless steel wires were butt joined by laser welding with pure Ni interlayer.Microstructures and properties of joints with and without Ni interlayer were analyzed and discussed.The results showed that microstructures and properties of the joint with Ni interlayer were improved significantly compared with the joint without Ni interlayer.Moreγ－Fe phase and less intermetallic compounds such as TiFe2，TiCr2were formed in the joint with Ni interlayer，which led to the decrease of weld microhardness and increase of joint strength.The joint strength without Ni interlayer was only 187MPa and the corresponding fracture surface exhibited a typical brittle feature.Using the Ni interlayer elevated joint strength to 372MPa and changed the joint fracture mode from pure brittle feature to mixture of cleavage and dimples.

laser welding；TiNi shape memory alloy；stainless steel；microstructure；mechanical property

TG456.7

A

1001－4381（2011）10－0047－05

國家自然科學基金資助項目（50975112）

2011－02－15；

2011－06－10

李洪梅（1982－），女，博士，工程師，主要從事先進材料連接的研究工作，聯系地址：吉林大學材料科學與工程學院（130025），E－mail：lihongmei＠jlu.edu.cn