高熵合金中间层对TiNi/TC4电子束焊接头组织及性能影响
2021-12-13孟凡刚王严谢吉林陈玉华
孟凡刚，王严，谢吉林,3，陈玉华
高熵合金中间层对TiNi/TC4电子束焊接头组织及性能影响
孟凡刚1，王严2，谢吉林2,3，陈玉华2
（1. 安丘市自然资源和规划局，山东 潍坊 262100；2. 南昌航空大学 江西省航空构件成形与连接重点实验室，南昌 330063；3. 哈尔滨工业大学 先进焊接与连接国家重点实验室，哈尔滨 150080）
解决TiNi/TC4异种金属的焊接问题，扩大此2种金属的结合应用。选用3 mm×40 mm× 0.5 mm的FeCoCrNiMn高熵合金薄片作为中间层，采用电子束焊接方法焊接TiNi/TC4。对形成的接头进行宏观分析，采用电子显微镜以及X射线衍射仪对其微观组织进行表征；通过拉伸和硬度测试，分析该接头的力学性能。接头宏观成形存在裂纹缺陷，观察微观组织发现，在焊接接头中只形成了AlTi3相和Ni0.35Al0.30Ti0.35相，没有形成Ti2Ni相。接头的抗拉强度为81.8 MPa，伸长率为4.38%，平均显微硬度为HV661，断口呈脆性断裂特征。将高熵合金作为中间层焊接TiNi/TC4是一种有效的方法，可以成功实现异种金属的焊接，中间层的存在可以有效调控焊缝中的析出相种类。
异种金属；高熵合金；电子束焊接；金属间化合物
钛及钛合金由于其优异的性能在各行各业均有应用，TC4由于具有较轻的密度、较高的比强度、良好的断裂韧性，在航空航天、国防工业中得到了广泛应用[1—3]。另一方面， TiNi合金具有独特的形状记忆效应和超弹性性能，是应用最为广泛的形状记忆合金，在飞机制造业中得到了广泛应用[4—6]。为了使构件实现轻量化、多功能化，往往需要将2种不同的材料连接在一起，因此，异种材料的焊接研究在焊接领域得到了广泛关注[7—9]。由于TC4和TiNi合金的物理、化学性能存在差异，会产生结晶失配、生成金属间化合物（Ti2Ni、Ni3Ti、Al3Ti），因此，直接焊接时形成的焊接接头性能较差，甚至会直接开裂，导致这2种材料不能结合使用[10—11]。
为了使得这2种材料可以连接使用，许多学者研究了这2种材料的焊接方法。目前，已有学者尝试使用了钎焊[12]、搅拌摩擦焊[13]、激光焊[14]和扩散焊[15]等方法对TiNi/TC4合金进行焊接。将TiNi/TC4合金直接进行熔化焊接，由于TC4中的Ti元素在冶金过程中易与Ni形成脆性的金属间化合物，会使焊接接头性能严重恶化。宋鹏等[16]对1.5 mm厚的TiNi合金与1.2 mm厚的TC4钛合金进行激光搭接焊接，结果表明，在焊接接头处生成了大量的Ti2Ni金属间化合物，接头裂纹敏感性较大，接头处存在裂纹。在搅拌摩擦焊焊接过程中，焊缝金属不会熔化，可以减少一些有害的化学反应。Deng等[13]采用回热辅助搅拌摩擦焊，预热温度为200 ℃时，获得了无缺陷的接头，但存在Ti2Ni相，接头强度达到了275 MPa。Shiue等[12]利用Bag-8钎料红外线钎焊Ti50Ni50和Ti-6Al-4V，在接头处仍产生了Ti2Ni相，且Cu与2种基体发生反应，生成了TiCu4，Ti3Cu4，TiCu，Ti2Cu和CuNiTi相，接头强度达到了200 MPa。为了减少脆性金属间化合物的生成，可以采用添加中间层的方法，改变焊缝中的合金成分。Zoeram等[17]添加75 μm的Cu中间层，并采用脉冲Nd: YAG激光对Ti-6Al-4V与TiNi进行了异种焊接，结果表明，加入中间层虽然可以有效减少Ti2Ni的生成数量，但是引入了Ti2Cu和富Cu的金属间化合物相，金属的接头强度总体上得到提高，达到了300 MPa。Oliveira等[18]将Nb作为中间层，激光偏置在Ti-6Al-4V一侧，焊接了NiTi和Ti6Al4V，实现了良好的连接，抗拉强度可以达到300 MPa。
高熵合金（HEA）是近年来新出现的一种新型合金金属，由5种或者5种以上的主合金元素组成，且每种元素的原子数分数为5%～35%[19—20]。该合金具有独特的高熵效应，该效应可以让多主元元素的高熵合金只具有单一的固溶体相，不会产生其他复杂相，因此该金属可以作为中间层抑制不良反应。目前研究较为成熟的高熵合金是CoCrFeMnNi高熵合金，为单相FCC相结构[21—22]。丁等[23]将CoCrFeMnNi高熵合金作为中间层，采用真空固态扩散方法实现了Cu/304不锈钢的连接，Cu和304SS与CoCrFeMnNi高熵合金连接均形成了FCC型固溶体反应层，扩散界面处并无金属间化合物产生。
电子束焊接属于高能密度焊接方法，具有焊接速度快、熔池深宽比大、焊后变形小等特点，真空电子束焊接可以有效防止空气对焊接接头的不利影响[24—25]。电子束焊接应用范围广泛，可用于异种材料之间的焊接、难熔金属之间的焊接、厚板钛合金的焊接[26]。在航空航天行业，焊接钛合金的常用焊接方法就是电子束焊接[27—29]。
为了探讨FeCoCrNiMn高熵合金作为中间层焊接TiNi与TC4的可行性，文中拟将FeCoCrNiMn高熵合金作为中间层，采用电子束焊接方法焊接TiNi与TC4，研究TiNi/TC4异种合金电子束焊接接头的界面组织和力学行为。
1 实验
实验材料为热轧退火态的TC4钛合金板和Ti50.4Ni49.6形状记忆合金板材，采用电火花线切割方法制备长×宽×高为40 mm×50 mm×3.1 mm和40 mm× 50 mm×3.1 mm的板材，其主要化学成分如表1所示。采用FeCoCrNiMn高熵合金（沈阳三特公司生产）作为中间层，电火花线切割成为长×宽×高为40 mm× 3 mm×0.6 mm的长方形薄片。母材和高熵合金中间层材料的化学成分及物理性能如表1—2所示。
表1 焊接材料的化学成分（原子数分数）
Tab.1 Chemical composition of welding materials (atomic fraction) %
表2 焊接材料的物理性能
Tab.2 Physical properties of welding materials
TiNi合金表面附着一层氧化膜，实验前用丙酮去除TiNi合金的油污，并酸洗去除表面氧化膜，酸洗溶液中的HF，HNO3，H2O的体积比为1∶3∶5。控制酸洗时间使TiNi合金厚度变为3 mm，误差控制在±40 μm，焊接前需要打磨TiNi板材焊接面，降低焊接时的装配间隙；在焊接前，使用丙酮去除TC4表面的油污和杂质，再用砂纸将焊接面打磨平整并去除表面氧化膜。将FeCoCrNiMn高熵合金中间层打磨为长×宽×高为3 mm×40 mm×0.5 mm的长方形薄片，并用砂纸将其打磨平整。实验设备为SST-KS15- PN150KM型中压电子束焊机，焊接参数：聚焦电流为522 mA，工作距离为290 mm，电子束流为50 mA，焊接速度为600 mm/min，波形为圆形波，频率为1000 Hz。
焊后为了观察焊接接头的微观组织形貌，采用电火花线切割技术制备了沿焊缝横截面的金相试样，采用热镶技术固定试样，然后，将砂纸按照粒度从粗到细的顺序打磨金相试样，直至磨到5000#砂纸，随后对金相试样进行抛光。在TiNi一侧使用HF，HNO3，H2O的体积比为1∶3∶7的腐蚀剂，采用HF，HNO3，HCl，H2O体积比为1∶3∶5∶10的混合溶液腐蚀抛光TC4一侧，采用光学显微镜观察焊缝的宏观形貌；采用装有能量色散能谱（EDS）的日立SU1510型扫描电子显微镜（SEM）和显微X射线衍射仪（Micro- XRD，Rigaku Rapid IIR，40 kV，250 mA，Cu-K-α辐照）对样品进行分析。为了确定接头的显微组织硬度，采用401MVD型显微硬度计对接头横截面组织进行硬度测试，加载载荷为200 g，加载时间为10 s，测试点之间的距离为0.3 mm。将焊后的试样按非标准尺寸制备拉伸试件，规格长度为50 mm，切割成如图1所示的拉伸试样。拉伸前用砂纸打磨除去试样的线切割痕迹，防止影响拉伸性能，使用万能材料试验机（WDS-1000）以0.5 mm/min的位移速率进行拉伸性能测试。
图1 拉伸试样尺寸
2 结果与分析
2.1 宏观组织与微观组织
图2为TiNi-TC4未加中间层的直接电子束焊接形貌。刚焊好时，表面并未观察到裂纹，随着装夹试样夹具的拆卸，在靠近TC4一侧出现了平行于焊缝的纵向裂纹，表明接头的裂纹倾向很大。这是因为在夹具拆卸后，虽然焊接试样的一部分应力得到释放，但仍存在较大应力，随着约束的消除导致试样出现变形。有研究表明，在TiNi-TC4的焊接过程中，生成的金属间化合物Ti2Ni使焊缝具有较大的脆性，导致这2种材料不能直接焊接[30]。Ti2Ni金属间化合物的存在使焊缝具有较大脆性，在较大残余应力使试样变形的过程中，不足以抵抗裂纹的萌生是TiNi-TC4焊后直接开裂的主要原因。
图2 不同电子束流下的TiNi-TC4直接焊接
采用高熵合金作为中间层的TC4/TiNi焊接接头的宏观形貌见图3，焊接接头全熔透，界面处熔合线清晰，焊缝平均宽度为3.44 mm。如图3在HEA-TiNi一侧界面，未发现气孔以及裂纹缺陷，表明此处界面结合良好。在TC4与高熵合金连接侧（TC4-HEA）界面处出现了颜色明显较暗的过度区域（A），虽然在界面处没有出现裂纹和气孔，形成了良好的连接，但在靠近该界面处出现了一条裂纹。在异种焊接过程中，由于两侧母材金属的热膨胀系数不同，在冷却过程中会产生较大的残余应力。此外，采用电子束焊接时，凝固过程中的冷却速度较快，使产生的残余应力进一步增大，导致焊缝的薄弱区域在冷却过程中易产生裂纹。TC4与TiNi异种合金直接焊接时，会产生使接头开裂的横向裂纹和数量较多的细小裂纹，且主要位于熔合线处，且会导致接头直接开裂[30]。使用高熵合金作为中间层焊接TC4与TiNi，在熔合线处未发现裂纹，且焊后并未直接开裂，说明使用高熵合金作为中间层焊接TC4与TiNi是一种有效的方法。
图3 TC4/HEA/TiNi焊接接头的横截面宏观结构
图4a—c为不同区域（图3所示的A，B区域）的高倍率图，展示了TC4母材到焊缝界面（TC4-WZ）、焊缝（WZ）、以及焊缝到TiNi母材界面（WZ-TiNi）的微观结构。图4a为图3中A区域的显微组织，呈现树枝晶结构，对1—4点进行EDS分析，此处靠近TC4母材，Ti元素较多，这是由于在焊接过程中，母材熔化进入焊缝，使得Ti含量占主导地位。从熔化边界到焊缝中心线，（温度梯度）/（生长速度）的比值逐渐降低，焊缝中的金属凝固方式可能会发生变化[31]。图4c为图3中B区域的显微组织，由于该区域的/值较大，在冷却过程中，沿TiNi侧发生了大量异质形核，并形成柱状晶，在靠近焊缝中心区域转变为等轴晶生长。图4c中5—8点的EDS分析结果见表3，由于此处靠近TiNi一侧，可以发现此处的Ni元素含量较多。由图4b可知，TC4-WZ与WZ-TiNi处的组织形貌不同，两侧组织由熔合线向焊缝生长，交聚在焊缝处，在焊缝处组织发生了明显的改变。在TC4-WZ侧的树枝晶组织在焊缝中所占面积小于WZ-TiNi侧的等轴晶所占面积。造成这种差异的原因是两侧母材的热导率不同，TC4的热导率为6.8 W/(m·℃)，TiNi为18 W/(m·℃)。焊缝结晶首先发生在熔合线处，在向焊缝中心生长的过程中，TiNi一侧的散热速度更快，晶粒结晶速度更快，因此，组织所占面积更大。晶粒在生长过程，由于散热速度快，温度快速降低，晶粒来不及生长，进而保持等轴晶形貌。由于TC4一侧散热速度较慢，组织所占面积较小，因此，形成了树枝晶形貌。由图4d—f可观察到焊缝处靠近TC4一侧的晶粒生长方向。由图4d可知，红线上下两侧晶粒的生长方向相反，是由于上下两端散热速度较快，在焊缝凝固过程中，晶粒具有向散热最快的方向生长的特性。在图4(e,f)中可以观察到明显的晶粒生长方向，靠近上端区域晶粒具有向上生长的趋势，靠近下端区域的晶粒具有向下生长的趋势。图3中焊缝处出现的裂纹微观形貌见图4g，该裂纹具有沿晶开裂的特征，可以初步判定为热裂纹。热裂纹的形成是由于存在低熔点共晶元素，在凝固过程中，残余液态金属较少，在拉伸应力作用下产生的裂缝无法得到液态金属的及时补充，进而产生裂纹。实验用合金所含元素较多，在凝固过程中，金属元素的先后凝固以及异种金属焊接残余应力的存在可能诱该发裂纹产生。
图4h为TC4-WZ界面的EDS线扫描结果，可以看到，在TC4母材处和焊缝处主要为Ti元素，从焊缝到母材处发生了Ti，Ni，Co，Cr，Fe，V，Al元素的扩散。由线扫描结果可知，Ti元素明显增加，V元素和Al元素缓慢增加，这是由于在TC4母材中Ti的含量远大于Al和V的含量。根据Fick's 1st law of diffusion，原子会从高浓度方向向低浓度方向扩散，且扩散中原子的通量与质量浓度为正相关关系，这导致高浓度Ti的扩散速度大于低浓度Al和V元素的扩散速度。Ni，Co，Cr，Fe元素缓慢减少，其中Ni元素减少最为明显，其他元素大致相同。未检测到Mn元素，在焊接过程中，由于电子束的能量密度比较集中，且Mn元素为低熔点元素，会造成Mn元素的烧蚀，这与Wu[32]的研究一致。图4i为WZ-TiNi的EDS线扫描结果，所有元素均发生了相互扩散，母材和焊缝处的Ti，Ni元素含量较多，其他元素含量较少。在两侧界面处，各元素发生了相互扩散，这说明在界面处发生了良好的冶金结合。下面将主要分析裂纹产生的原因。
图4 TC4/HEA/TiNi焊接接头试样横截面的扫描电镜显微结构
表3 各点的元素成分（原子数分数）
Tab.3 Chemical composition of each point (atomic fraction) %
对图4g中9—14点进行EDS成分分析，结果如表3所示。在焊缝处Ti和Ni含量最高，Al，V，Cr，Mn，Fe和Co元素的含量远低于Ti和Ni元素。Ding[23]在使用高熵合金作为钎料连接Cu和304不锈钢时发现，在扩散偶界面的Δmix，Δmix和的计算结果均符合高熵合金中形成固溶体相的参数范围，因此，在扩散偶界面未产生金属间化合物。在此次实验中测得焊缝中的成分不满足高熵合金的成分要求，为传统合金的成分组成，即1种元素为主要元素，其他元素为次要元素。中间层FeCoCrNiMn高熵合金的各元素原子比例发生巨大变化，高熵合金的核心效应即热力学的高熵效应被破坏，不能有效抑制金属间化合物的生成。
考虑到各元素的熔点，焊缝中元素的凝固温度各不相同，其中Cr的凝固温度最高，约为1900 ℃，Al的凝固温度最低，约为660 ℃。在凝固过程中，高熔点金属首先发生凝固，低熔点金属最后发生凝固，可以推断出Al最后发生凝固，由于凝固有先后顺序，在凝固过程中容易形成液态薄膜。计算Ti与其他元素之间的混合焓，并列出了Ti与其他元素间可能形成的金属间化合物，如表4所示。其中Ti与Ni，Al，Co元素的混合焓远低于剩余元素，这说明Ti会优先与Ni，Al和Co元素发生反应，生成的化合物可能为Ti-Ni类、Ti-Al类或者Ti-Co类。图5为TC4/HEA/TiNi焊接接头的XRD图谱，没有检测到TiNi-TC4焊接中经常出现的Ti2Ni相，形成了AlTi3和Ni0.35Al0.30Ti0.35相，这与上述预测结果大致相同。这些金属间化合物的存在会弱化接头的力学性能。焊缝中相组成的转变说明，添加中间层虽然对焊缝的元素成分起到了一定的调控作用，但并不能抑制焊缝中金属间化合物的生成。
焊接是一个动态的加热过程，使得焊件经历了不均匀的温度变化，产生了残余应力。金属的熔化温度越高，产生的焊接残余应力就越大[33]。TiNi合金熔点为1310 ℃，TC4的熔点更高，达到了1668 ℃，2种金属都具有较高的熔点，意味着在焊后凝固过程中，会形成较大的残余应力。此外，2种金属的热膨胀系数不同，在相同的热输入下，2种金属会产生不同的膨胀，且在相与相之间也会产生热膨胀失配[34]。结合图4b和图5发现，在焊缝中存在不同的相，不同的相之间会产生热膨胀失配，这进一步增强了接头的残余应力。
在焊接过程中，残余应力的产生、液态薄膜的形成以及金属间化合物的存在会使此处产生裂纹，进而降低整个接头的力学性能。
表4 Ti与其他元素间的混合焓和可能的金属间化合物
Tab.4 Mixing enthalpy of Ti and other elements and possible intermetallic compounds
图5 TC4/HEA/TiNi焊接接头的XRD图谱
2.2 力学性能测试
2.2.1 显微组织硬度
对TC4与TiNi焊接接头进行了显微组织硬度测试，结果见图6。与母材相比，焊缝区域的硬度大幅度上升，且在靠近TC4一侧硬度上升明显，焊缝中最大硬度为HV804，平均硬度为HV661。XRD结果表明（见图5），焊接接头生成了大量的脆性金属间化合物，这是焊缝显微组织硬度急剧升高的主要原因。可以发现，在靠近TC4侧的焊缝显微组织硬度高于靠近TiNi侧的焊缝，说明靠近TC4侧的焊缝抗裂纹能力较差，与图4g中的裂纹产生位置相一致。
2.2.2 拉伸试验
图7为焊接接头的工程应力-应变曲线，焊接接头的伸长率为4.38%，拉伸强度为81.8 MPa，断裂位置发生在焊缝。与母材相比，接头的力学性能较差，这主要是因为焊缝中的裂纹严重降低了接头的力学性能，且还会导致此处产生应力集中[35]。试样断裂发生在TC4一侧，即裂纹靠近一侧，证明了裂纹的存在是导致接头力学性能较差的主要原因。
图6 TC4/HEA/TiNi焊接接头的显微组织硬度
2.2.3 断裂形貌
图8为焊接接头的断口形貌，出现河流状花样，断口平齐为典型的脆性断裂特征，较低的伸长率也表
明焊缝韧性较差，与该结果一致。XRD图谱表明，焊缝中存在大量的脆性金属间化合物，表明焊缝呈脆性，这是发生脆性断裂的主要原因。
图7 TC4/HEA/TiNi焊接接头的应力-应变曲线
图8 拉伸试样断口形貌
3 结语
将高熵合金作为中间层，并采用电子束焊接方法焊接TiNi/TC4，得出以下结论。
1）TiNi/TC4异种金属直接焊接不能形成有效的连接，接头会直接开裂；将高熵合金作为中间层焊接TiNi/TC4异种金属，可以阻止该情况的发生，形成有效的连接。接头的抗拉强度达到了81.8 MPa，伸长率为4.38%。
2）TiNi/TC4异种金属直接焊接易形成Ti2Ni相，在此实验的焊缝中并没有观察到该相，且发现了其他脆性金属间化合物，这说明中间层的加入可以调控焊缝中的元素成分，改变相组成。
3）TiNi/TC4异种金属焊接过程中产生的较大残余应力、焊缝中不同元素的先后凝固以及脆性金属间化合物的生成导致焊缝中出现了热裂纹。
[1] DONACHIE M J. Titanium: a Technical Guide[M]. Ohio: ASM International, 2000: 1—11.
[2] SQUILLACE A, PRISCO U, CILIBERTO S, et al. Effect of Welding Parameters on Morphology and Mechanical Properties of Ti-6Al-4V Laser Beam Welded Butt Joints[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2012, 212(2): 427—436.
[3] WANG S H, WEI M D, TSAY L W. Tensile Properties of LBW Welds in Ti-6Al-4V Alloy at Evaluated Temperatures Below 450 °C[J]. Materials Letters, 2003, 57(12): 1815—1823.
[4] AKSELSEN O. Joining of Shape Memory Alloys[M].London:InTechOpen, 2010: 183—210.
[5] MIYAZAKI S, IGO Y, OTSUKA K. Effect of Thermal Cycling on the Transformation Temperatures of TiNi Alloys[J]. Acta Metallurgica, 1986, 34(10): 2045—2051.
[6] LI Z C, ZHAO X K, ZHANG H, et al. Microstructure and Superelasticity of Severely Deformed TiNi Alloy[J]. Materials Letters, 2003, 57(5/6): 1086—1090.
[7] REHMAN A U, BABU N K, TALARI M K, et al. Microstructure and Mechanical Properties of Dissimilar Friction Welding Ti-6Al-4V Alloy to Nitinol[J]. Metals- Open Access Metallurgy Journal, 2021, 11(1): 109.
[8] FANG Y, JIANG X, MO D, et al. A Review on Dissimilar Metals' Welding Methods and Mechanisms with Interlayer[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2019, 102(9): 2845—2863.
[9] CHEN Y H, MAO Y Q, LU W W, et al. Investigation of Welding Crack in Micro Laser Welded NiTiNb Shape Memory Alloy and Ti6Al4V Alloy Dissimilar Metals Joints[J]. Optics & Laser Technology, 2017, 91: 197— 202.
[10] OLIVEIRA J P, PANTON B, ZENG Z, et al. Laser Joining of NiTi to Ti6Al4V Using a Niobium Interlayer[J]. Acta Materialia, 2016, 105: 9—15.
[11] OLIVEIRA J P, MIRANDA R M, FERNANDES F. Welding and Joining of NiTi Shape Memory Alloys: a Review[J]. Progress in Materials Science, 2017, 88: 412—466.
[12] SHIUE R H, WU S K. Infrared Brazing Ti50Ni50 and Ti-6Al-4V Using the Bag-8 Braze Alloy[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2005, 46(9): 2057— 2066.
[13] DENG H, CHEN Y, JIA Y, et al. Microstructure and Mechanical Properties of Dissimilar NiTi/Ti6Al4V Joints via Back-Heating Assisted Friction Stir Welding[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 64: 379—391.
[14] ZOERAM A S, MOUSAVI S A A A. Laser Welding of Ti-6Al-4V to Nitinol[J]. Materials & Design, 2014, 61: 185—190.
[15] SIMõES S, VIANA F, RAMOS A S, et al. Reaction Zone Formed during Diffusion Bonding of TiNi to Ti6Al4V Using Ni/Ti Nanolayers[J]. Journal of Materials Science, 2013, 48(21): 7718—7727.
[16] 宋鹏, 朱颖, 郭伟, 等. NiTi形状记忆合金和TC4的激光焊接裂纹产生机理分析[J]. 稀有金属材料与工程, 2013, S2: 6—9.
SONG Peng, ZHU Ying, GUO Wei, et al. Mechanism of Crack Formation in the Laser Welded Joint between NiTi Shape Memory Alloy and TC4[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2013, S2: 6—9.
[17] ZOERAM A S, MOUSAVI S A A. Laser Welding of Ti-6Al-4V to Nitinol[J]. Materials & Design, 2014, 61: 185—190.
[18] OLIVEIRA J, PANTON B, ZENG Z, et al. Laser Joining of NiTi to Ti6Al4V Using a Niobium Interlayer[J]. Acta Materialia, 2016, 105: 9—15.
[19] CANTOR B, CHANG I, KNIGHT P, et al. Microstructural Development in Equiatomic Multicomponent Alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2004, 375: 213—218.
[20] YEH J W, CHEN S K, LIN S J, et al. Nanostructured High-Entropy Alloys with Multiple Principal Elements: Novel Alloy Design Concepts and Outcomes[J]. Advanced Engineering Materials, 2004, 6(5): 299—303.
[21] ZHANG Y, ZUO T T, TANG Z, et al. Microstructures and Properties of High-Entropy Alloys[J]. Progress in Materials Science, 2014, 61: 1—93.
[22] WU P H, LIU N, YANG W, et al. Microstructure and Solidification Behavior of Multicomponent CoCrCuFeMoNi High-Entropy Alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2015, 642: 142—149.
[23] DING W, WANG X J, LIU N, et al. Diffusion Bonding of Copper and 304 Stainless Steel with an Interlayer of CoCrFeMnNi High-Entropy Alloy[J]. Acta Metall Sin, 2020, 56: 1084—1090.
[24] SCHULTZ H. Electron Beam Welding[M]. England: Woodhead Publishing, 1993: 1—4.
[25] WĘGLOWSKI M S, BŁACHA S, PHILLIPS A. Electron Beam Welding-Techniques and Trends-Review[J]. Vacuum, 2016, 130: 72—92.
[26] 陈东亮, 杜乐一, 王英, 等. 难熔金属及其合金的电子束焊接现状[J]. 兵器材料科学与工程, 2016, 39(6): 124—127.
CHEN Dong-liang, DU Le-yi, WANG Ying, et al. Current Status of Electron Beam Welding of Refractory Metals and Their Alloys[J]. Ordnance Material Science and Engineering, 2016, 39(6): 124—127.
[27] TSAI C J, WANG L M. Improved Mechanical Properties of Ti-6Al-4V Alloy by Electron Beam Welding Process Plus Annealing Treatments and Microstructural Evolution[J]. Materials & Design, 2014, 60: 587—598.
[28] RAJENDRAN A R, MANOHARAN D A. A Survey on Future Research about Electron Beam Welding for Aerospace Applications[J]. China Welding, 2018,27(1): 64—68.
[29] CHOUDHURY B, CHANDRASEKARAN M. Investigation on Welding Characteristics of Aerospace Materials-a Review[J]. Materials Today: Proceedings, 2017, 4(8): 7519—7526.
[30] 占字林. TiNi合金/TC4钛合金电子束焊接接头裂纹敏感性及其控制[D]. 南昌: 南昌航空大学, 2018: 18—21.
ZHAN Zi-lin. TiNi Alloy/TC4 Titanium Alloy Electron Beam Welding Joint Crack Sensitivity and Control[D]. Nanchang: Nanchang Hangkong University, 2018: 18—21.
[31] KOU S. Welding Metallurgy[J]. New Jersey, 2003, 431(446): 223—225.
[32] WU Z, DAVID S A, LEONARD D N, et al. Microstructures and Mechanical Properties of a Welded CoCrFeMnNi High-Entropy Alloy[J]. Science and Technology of Welding and Joining, 2018, 23(7): 585—595.
[33] SOUL F, HAMDY N. Numerical Simulation of Residual Stress and Strain Behavior after Temperature Modification[M]. German: InTech, 2012: 217—227.
[34] ANDRÉ D, LEVRAUT B, TESSIER-DOYEN N, et al. A Discrete Element Thermo-Mechanical Modelling of Diffuse Damage Induced by Thermal Expansion Mismatch of Two-Phase Materials[J]. Computer Methods in Applied Mechanics and Engineering, 2017, 318: 898—916.
[35] FUJII H, SUN Y, KATO H, et al. Investigation of Welding Parameter Dependent Microstructure and Mechanical Properties in Friction Stir Welded Pure Ti Joints[J]. Materials Science and Engineering: A, 2010, 527(15): 3386—3391.
Effect of High-Entropy Alloy Interlayer on Microstructure and Properties of TiNi/TC4 Electron Beam Welded Joints
MENG Fan-gang1, WANG Yan2, XIE Ji-lin2,3, CHEN Yu-hua2
(1. Natural Resources and Planning Bureau of Anqiu City, Weifang 262100, China; 2. Jiangxi Key Laboratory of Forming and Joining Technology for Aerospace Components, Nanchang Hangkong University, Nanchang 330036, China; 3. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology, Harbin 150080, China)
The work aims to solve the welding problem of TiNi/TC4 dissimilar metals and expand the combined use of these two metals. A 3 mm×40 mm×0.5 mm FeCoCrNiMn high-entropy alloy (HEA) sheet was selected as the interlayer, and TiNi/TC4 dissimilar metals were welded by electron beam welding. The macroscopic analysis of the formed joint was carried out, and the microstructure of the joint was characterized by a scanning electron microscope and an X-ray diffraction. The mechanical properties of the joint were analyzed through tensile and hardness tests. The joint was macroscopically formed with cracking defects and the microstructure showed that only AlTi3and Ni0.35Al0.30Ti0.35were formed in the welded joint, and no Ti2Ni phase was formed. The tensile strength of the joint was 81.8 MPa, the elongation was 4.38%, the average microhardness was HV661, and the fracture was characterized by brittle fracture. Welding TiNi/TC4 with high-entropy alloy as the interlayer is an effective method, which can successfully realize the welding of dissimilar metals. The existence of the interlayer can effectively control the phase formed in the weld.
dissimilar metals; high-entropy alloy; electron beam welding; intermetallic compounds
10.3969/j.issn.1674-6457.2021.06.018
TG113.26+3
A
1674-6457(2021)06-0130-08
2021-08-19
国家自然科学基金（No.51865035）；先进焊接与连接国家重点实验室开放基金（AWJ-22M11）
孟凡刚（1965—），男，博士，高级工程师，主要研究方向为工程材料及加工工艺。
谢吉林（1990—），男，博士，讲师，主要研究方向为先进材料连接技术。
