钛（Ti）与304L不锈钢管的异种金属接头在核工业是必不可少，因为消耗性燃料的溶解是在置于溶解容器（钛制成）中沸腾的硝酸溶液中完成的，溶解后的溶液通过304L不锈钢管道输送到304L不锈钢制成的其他设备组件。由于放射性环境，异种接头的密封性和耐腐蚀性能是重要的。在这项工作中，摩擦焊接过程尝试连接钛和304L不锈钢管。钛与304L不锈钢管的直接摩擦焊接产生了硬的焊点，进行拉伸试验过程时在钛基金属上产生断裂。然而，接头弯曲韧性几乎为零，已归因于由于机械合金化、接头界面附近钛的应变硬化和残余应力形成的金属间化合物。焊后热处理由于缓解了接头界面应变硬化和残余应力的影响，稍微增加了弯曲韧性至5°。按ASTMA-262PracticeC在沸腾的硝酸进行腐蚀试验表明平均腐蚀率为10mpy，接头腐蚀试验后仍然完整。对机械测试及采用光学显微镜和扫描电子显微镜对结构进行分析，细节进行了讨论。

 钛（Ti）和钛合金（viz.Ti-5Ta和Ti-5Ta-1.8Nb）在沸腾的硝酸中优越的耐腐蚀性能，决定了它们将作为制造核再加工设备电解容器的候选材料，在容器中消耗性燃料的溶解是在沸腾的硝酸溶液中完成的。溶解后的溶液通过304L不锈钢管道输送到304L不锈钢制成的其他回收设备组件，因此，连接电解容器和其余回收设备处需要一个钛和304L不锈钢的异种金属接头。这个过渡接头的完整性对回收设备的安全运行非常关键，然而，传统熔焊对Ti和304L不锈钢管进行焊接，接头存在一些主要问题，包括：

   1. 由于铁钛有限的溶解性，在接头界面形成了脆性金属间化合物，如Fe2Ti像FeTi；

   2. 由于其物理性质的显著差异，在焊接过程中产生了过度变形和残余应力，例如：热膨胀系数（Ti：7.6mm-1K1，ss：17-18mm-1K1）；传热特征和熔点【Ti：1933K（1660℃），304LSS：~1673K（~1400℃）】。基于上述原因，钛和304L不锈钢的直接熔焊焊接是不可行的。固态焊接工艺，限制了相互混合的程度，一般被用来对钛和304L不锈钢及多种不同这样的金属进行连接。传统的固态连接过程，如摩擦焊、扩散焊、和爆炸焊，对不同金属的连接在核工业、石油化工业和航空航天工业，以及海军应经得到了应用。在日本，已经使用爆炸焊和扩散焊技术制取Zr和不锈钢异种金属接头的回收设备。为避免金属间化合物的形成在Zr和不锈钢扩连接的扩散焊中加入Ta中间层，并且取得了高达Zr的粘结强度。爆炸焊已用于阿波罗飞船上的Ti和不锈钢过渡接头在和船舶上铝钢过渡接。

 在摩擦焊接时，焊接所需的热是由两个表面结合时的相对运动所产生的，在正常情况下，没有发生界面熔化。摩擦焊接过程得到充分理解，并且自20世纪40年代，在商业规模已被广泛的用于同种金属和异种金属的连接。有三种不同的摩擦焊接过程，即，旋转摩擦焊、线性焊和轨道摩擦焊。旋转摩擦焊接只能用于圆形断面，在此过程中一个组件必须是相对于轴的旋转体，而另一组件在连接时，施加压力的同时保持固定。根据焊接旋转能量转移的方式，旋转摩擦焊接可进一步可分为两大类：直接驱动（连续驱动）和惯性驱动（储存能量）。直接驱动摩擦焊采用以恒定速度运行的马达，而惯性驱动摩擦焊使用储存在旋转飞轮的动能，作为摩擦阶段向接头处得能量输入。在线性摩擦焊的情况下，一个组件是固定的，而另外一组件在压力作用下以小直线偏置作往复运动。线性摩擦焊在航空发动机制造行业，已成为一套重要的整体涡轮盘生产制造和修复的技术。轨道摩擦焊是一种结合线性摩擦焊和旋转摩擦焊的焊接方式，两组件在结合的过程中，以相同的角速度常量绕纵向轴旋转。在这里，两纵向轴线是平行的，有一小直线距离补偿。当运动的部件停止，零件要正确地对齐，形成焊缝。不像旋转摩擦焊接，线性摩擦焊和轨道摩擦焊接可焊接非圆零件，并且在接头截面位置产生的热量几乎是相同的。然而，旋转摩擦焊接是最古老的，但仍然是最常用的连接方法。摩擦焊接中，可为焊接提供所需的热量和压力并且影响粘结强度有的主要工艺参数：摩擦压力、摩擦时间、锻造压力（顶端压力）和旋转速度。在直接驱动摩擦焊接过程的情况下，旋转的速度是最敏感的过程变量，如果压力和加热时间等能够适当地控制，它可以在很宽的范围内变化。在焊接钢的情况下，建议圆周速率控制在75m/min-215m/min。

  在一般情况下，较高的速率相当于低的焊接热输入，用于焊接热敏感材料，如淬硬钢（Elmer和Kautz，1993年）。此外，接头表面的光滑度对粘结强度有着很重要的影响，尤其是对异种金属的连接。焊接同种金属时，两个金属的变形量和表面光洁度是否相同就不是关键了。焊接异种金属时，两种金属变形程度不同，例如，在Ti和不锈钢连接，相对于不锈钢，钛侧高温下的变形两大，因此，不锈钢的表面平整度是至关重要的（Fuji等，1992年）?？刂坪阜熘行南叽Ψ逯滴露仁欠浅Ｖ匾?，尤其是在异种金属接头的情况下，避免了基体材料的融化，脆性相的产生，和过度压力产生。低碳钢和低碳钢，以及低碳钢与304不锈钢使用摩擦焊进行连接，使用红外探测器检测显示最高温度分别为1480℃和1425℃，（Mousavi Akbari和Kelishami Rahbar，2008年）。初始压力（摩擦压力）对von-Misses应力和等效应变分布比最终压力（顶端压力）影响更为严重。

 钛和304L不锈钢管摩擦焊连接时，获得了拉伸强度460MPa，失败发生在金属钛基上。通过降低304L不锈钢管表面粗糙度，可以提高拉伸强度。然而，由已焊接接头显示弯曲韧性（<10°）是非常差的，所有样品都在界面处失败。焊后加热到773~873K（500~600℃），而后风冷，在不影响抗拉强度性的情况下，使拉弯曲韧性高到40°。热处理对弯曲韧性的改善是由于在界面处的冷加工的回复，降低了界面区Ti被加工硬化和接头界面连接的硬度。但是，但是焊后加热高于973K（700℃）是对弯曲韧性和接头强度不利的，因为一个连续的金属间化合物带在界面上形式。

  浙江至德钢业有限公司对钛和321不锈钢管摩擦焊接和钎焊进行了研究。真空钎焊使用银基袋-19状箔作为钎料完成钎焊。摩擦焊接接头拉伸强度为420MPa，破坏发生在Ti基材料上，而钎焊接头的失败出现在界面处，拉伸强度为275MPa。

  摩擦焊接接头良好的拉伸强度可能是由于金属间化合物层较薄（<0.1纳米内）。与此相反，钎焊产生较厚金属间化合物TiAg、凝固收缩、在接合界面Ag富集相，从而导致较差的拉伸性能。对1123K（850℃）下保持30~150min，单轴压力为3Mpa下的工业纯钛和304L不锈钢管扩散焊进行了研究，并报告了反应区金属间化合物相的形成。扩散连接拉伸测试表明，最大粘接强度为242MPa（76%的钛基料），结合时间为90分钟的伸长率为5%。由于Ni具有良好的耐腐蚀性，以及镍钛金属化合物具有一定的可塑性，以Ni作为钎料，对Ti-6A1-4V合金和18Cr-10Ni不锈钢进行扩散焊接。尽管Ni和不锈钢有很好的粘结，但在Ni和Ti-6Al-4V的界面上，高温条件下出现了金属件化合物TiNi3、TiNi和Ti2Ni，低温条件下出现了TiNi单相层。

 由于摩擦焊是一种完善地确定为固态连接过程，如上报告，它被成功的应用在Ti和304L不锈钢连接，因此在本研究中，应用摩擦焊技术对钛和304L不锈钢进行连接，作为核燃料后处理设备作为第一步。文献报道的摩擦焊接参数以最优的摩擦焊接参数作为基础，以获得最佳的拉伸性能。使用弯曲拉伸试验和靠模弯曲试验对接头进行评估。应用显微硬度测量和光学显微镜对焊接焊接接口进行全面的检测，以确定在焊接过中不同区域的形成，扫描电镜和能谱研究也用于对跨跨焊缝界面元素的扩散的研究。用扫描电子镜对断裂面观察，以确定接头的失效模式。Ti和304L不锈钢焊接接头也受到焊后热处理（PWHT），用以研究其对接头延展性的影响。

 一、实验过程

 Ti棒和304L不锈钢管的化学成分和机械性能分别见表。如上所述，直接驱动摩擦焊焊接的主要参数是摩擦压力、顶锻压力、进给长度（轴向尺寸的减少）、顶锻时间和主轴旋转速度。摩擦时间是进给长度的替换参数，被很少一些摩擦焊接机制造商使用。这两个参数是相互关联成比例的，即当其他参数保持不变的情况下，进给长度随摩擦时间的增加而增加。然而，目前的摩擦焊接机制造商认为，进给长度是比摩擦时间直观更有意义的参数，以确保接合面变形，并提高焊接区温度，以实现塑性变形和固态焊所需的软化处理。此外，如基材料性能和接合表面光洁度等许多其他因素也影响接头性能。因此，为取得良好的接合强度，选取最优的焊接参数。

 使用200kN的直接驱动摩擦焊接机进行摩擦焊接。这台焊接使用液压缸提供轴向力，工作中采用载荷传感器来测量轴向力，载荷传感器使用液压从动阀的被控制闭合回路中。使用交流主轴电机对主轴进行驱动，并能在短时间进行反馈制动刹车。采用反馈制动系统，对主轴制动，是电机向反方向运行，电机作为发电机，以比总线稍高的电压将动能转换成电能，使能量流回到系统中。因此，在没有能量消耗的情况下，是电阻器中的能量得到了充分的应用。焊接过程中，轴向压力、主轴转速、进给长度、主轴扭矩等所有重要参数都被即时的读取和绘制。这个过程图表有助于对摩擦焊接过程进行监测，转矩图是用来对热输入的计算，将在后面给予讨论。该焊机基于PLC控制系统，有改变进给长度的规定，而不是摩擦时间。

 试验中，钛棒和304L不锈钢管使用不同的结合面直径，分别为18mm和14mm，长度都为100mm。焊接之前，分贝对钛和304L不锈钢管表面进行抛光处理，使粗糙度降低至0.7um和0.3um。焊接中，固定钛棒，旋转304L不锈钢。摩擦焊接工艺参数中，不同的连接下使用的摩擦压力和进给长度见表3，这些通常被认为对接头性能有着显着的影响。其他参数不变：顶锻压力为450MPa，主轴转速为1500rpm，顶锻时间为5秒。在核工业中，钛和304L不锈钢管异种金属接头在管道几何形状中的要求，因此需要对管道几何形状进行所有机械测试。拉伸测试，管道由焊接棒加工出来，管道的外径为14mm，内径为8mm，即墙厚为3mm。拉伸试验，在管道的几何形状按ASME第九节规定进行。摩擦焊接工艺参数进行了优化，以获得最佳的拉伸性能，随后，对优化工艺参数后的摩擦焊接接头进行弯曲试验和金相观察。弯曲测试中，用于制造拉伸试样的相同尺寸管材，是由EDM切割下来8mm宽的摩擦焊棒、条加工出来的。

 焊后热处理主要是为了降低残余应力和恢复冷加工结构，目的是为了提高弯曲韧性。早期提到的工作是作为选择的热处理温度和保温时间的依据。焊后热处理在873K（600℃）的真空炉以三种不同的保温时间（0min、15min和30min）完成，以加热速率20K/min加热到873K，接着在真空度内冷却至673K（400℃），随后由氩气吹至室温。使用以准备好的样品金相对样品的微观结构的特征和硬度进行测量。采用Kroll试剂对钛进行腐蚀，使用草酸对304L不锈钢进行电解腐蚀。使用光学显微镜和扫描电子显微镜对接头整个界面就行微观结构分析，使用SEM-EDS的点和线扫描模式对元素组成进行估算。使用扫描电子显微镜对断裂表面进行观察，找出了接头失效的模式，维氏显微硬度测量采取对接口施加100g的负载。按ASTMA-262Practice C在沸腾的硝酸进行腐蚀试验，腐蚀试验使用的试样的尺寸为20mm×10mm×3mm（厚度），用EDM对焊接棒中心位置进行线切割（如图2），并进行金相抛光。为在试验过程中悬挂尼龙带，在钛侧制出了一个直径为3毫米的孔，减少的重量用0.0001克精度进行平衡平衡。为计算重量减少的总损失，钛和304L不锈钢的平均密度进行考虑。该试验分为五个沸腾阶段，每个阶段持续48小时，每个沸腾阶段使用800cm3的硝酸。

二、结果与讨论

 1. 机械试验

 钛和304L不锈钢管摩擦焊接接头揭示了飞边的形成，这是摩擦焊接接头的一个典型特征。飞边主要含钛，这是由于钛在较高的的温度下，相对于304L不锈钢具有较低的流动压力（摩擦焊接）。在较高温度下，钛在1155K（882℃）时经历了同素异形体的的转变，从密排六方（HCP）a相转变为低强度的体心立方（bcc）β相，这是常有的主要变形。摩擦焊接过程中产生的热量使钛柔软，它从一开始就是以“飞边”的形式流动。如图所示，是二级钛和不锈钢屈服强度随温度的变化。

 表显示了接头极限拉伸强度（UTS）的变化情况，以及不同焊接压力和进给长度下连接断裂的位置。焊接压力为100MPa，进给长度1mm下的焊接接头的断裂发生在钛基材料上，极限抗拉强度为400MPa，从而表明，接头的强度高于两基材料中强度低的一种，即钛。虽然钛基材料的抗拉强度为435MPa，但是焊接接头断裂发生在钛侧，极限拉伸强度仅为400MPa。极限拉伸强度的差异可能因为以下几种原因：

    a. 对钛材料拉伸试验使用的是固体棒，而摩擦焊接接头拉伸试验使用的是管状；

    b. 由于化学不均匀性和微观结构的差异，相同加热的情况下，两个样品的拉伸性能总存变化的可能性；

   c. 也有可能是由于机器出错。在相同摩擦压力下，增加进给长度（即增加摩擦时间）从而增加了界面处得温度和热生成量，并促进了界面上脆性的形成。同样，增加摩擦压力也会导致热生成量和温度的增加。因此，增加进给长度，或增加摩擦压力，或两种同时进行，接头强度将会因为接头界面处脆性相的形成二降低。

  弯曲测试显示钛和304L不锈钢管接头弯曲韧性几乎为零，这可能是由于界面附近脆性金属间化合物的形成、应变硬化和残余应力。对试样在873K下保持0分钟进行焊后热处理（即加热至此温度，但是冷却时不在此温度保持），因为弯曲韧性几乎为零失败，这与相同热处理条件下Fuji等（1992年）报道的弯曲韧性为40相矛盾。这表明，保温时间为0分钟不足以减轻界面附近的应变硬化和残余应力。对试样在873K下保持15分钟进行焊后热处理显示弯曲韧性略有改善至5°。弯曲韧性的改善是由于残余应力的减轻，以及在钛应变硬化效应的回复，由硬度测试显示，将在随后进行讨论。对试样在873K下保持30分钟进行焊后热处理显示弯曲韧性和焊接条件相当，这可能是由于随着保温时间的增加，在界面处脆性相的形成和增长。整体而言，发现了焊后热处理对改善接头弯曲韧性影响不大。

  焊接状态条件下，接头界面上的硬度是变化，焊后热处理后显示钛侧硬度增加，在焊接状态条件下表明应变硬化增加。不过相对于最初的基体材料，304L不锈钢管的硬度并没有增加，从而表明由于相对于钛，304L不锈钢管产生了有限变形，而没有应变硬化。焊后热处理后硬度剖面显示钛侧硬度降低了，这表明应变硬化和残余应力的影响得到了复苏。这导致在焊后热处理后延性略有增加至约5°，如前面提到的。这表明，应变硬化和残余应力不是导致钛和/30L不锈钢接头弯曲韧性不佳的主要因素。导致钛和/304L不锈钢接头弯曲韧性不佳的主要因素是接头处形成了脆性第二相，在随后的SEM-EDS公司的研究报告中得到了证实。钛侧的硬度与残余应力的积累有关。中钛和304L不锈钢管的摩擦焊接的残余应力产生的模式表明，在接头钛侧边缘位置，局部拉伸应力严重的降低了弯曲韧性。

 2. 热量输入计算

  焊接参数和摩擦材料的性能决定着摩擦焊接热量的输入。在摩擦阶段，热量主要由两摩擦面相互摩擦产生，并在一定程度上由材料的粘性流动性决定。在顶锻阶段，热量主要是由这些材料的粘性变形产生的，并导致飞边的形成。图显示了摩擦焊接过程轴向推力、主轴转速、进给长度、主轴扭矩的变化（摩擦压力=100Mpa，进给长度=1mm）。这个过程图很重要，因为它给出来焊接过程是否设置输入参数合适的信息。从曲线图中可以看出，负载很明显被分为两个阶段，即摩擦阶段和顶锻阶段。主轴在摩擦阶段以恒定转速运转，并在顶锻开始时停止。摩擦阶段焊接所需的热量是由钛和304L不锈钢棒负载下的相对运动产生。焊接阶段，曲线的位置（进给曲线）有一个接近恒定的斜率。但是，在摩擦阶段即将完成的时刻，接头表面热量积累，随后温度上升，使材料变得很软。随后在顶锻阶段受到较高的负载的作用，使这些较软的材料移动，并成为飞边。在顶锻阶段刚刚开始时，因形成飞边而造成的材料损失最多。由于随着顶锻过程的进行，没有更多的热量产生，所以材料的损失（位置曲线）变得平整。扭矩曲线显示在摩擦焊接过程的开始阶段出现了一个峰值，这可能是由于最初冷而硬的的基体材料变形抗力所致。随着焊接阶段温度逐渐上升，金属变得松软，扭矩缓慢降低。当主轴即将停止，摩擦阶段将要完成的时候，扭矩出现了另一个峰值，它可能是由于产热量下降和变形抗力随之上升，渐渐地，扭矩将在顶锻开始阶段变为为零。

 3. 显微结构和SEM-EDS分析

 焊接条件下（摩擦压力=100Mpa，进给长度=1mm）钛和304L不锈钢管接头表面的光学显微图显示，靠近结合面的钛侧250.0um的区域由九个动态再结晶（DRX）晶粒组成。304L不锈钢管侧晶粒细化是由于仅有少量的304L不锈钢管变形而无法分辨。图显示了在图中被标记为A的区域的扫描电镜显微图，即，动态再结晶和钛基材料之间的界面。摩擦焊包含在接近基体材料熔点的较高温度下的高塑性工作，塑性变形使材料产生了大量的位错。随着位错密度增加，有形成二次晶胞结构的趋势。这些小角度颗粒旋转形成大角度应变自由晶粒，相对基体材料形成很细的等轴晶区，被称为“动态再结晶”晶粒。对图进一步观察可知，变形区域的宽度从中央位置到边缘区域增加周，这是因为边缘区域的热量产生率比中心位置的高。在摩擦焊接过程中，滑动速度也从中心位置相边缘区域增大，从而边缘区域比中心位置经受了更为严重的塑性变形，并达到更高的温度，因此，动态再结晶区的宽度相便于区域宽度。但是，由于热对流，热量从接头边缘的外围向周边环境流失，因此产生的热量最高点出现在接近接头表面的边缘位置。

 焊后热处理后的钛和304L不锈钢管的界面光学显微图表明，动态再结晶区和基体材料的的边界比焊接条件下的平整。细密的动态再结晶晶粒已经粗化，并逐步向母材融合。也可以在焊后热处理后的集体金属上观察到一些晶粒粗粗化的想象。然而，在接头界面没有观察到扩散区，从而表明了扩散焊后热处理过程中没有产生足够数量的扩散。

 摩擦焊接接头的完整性取决于金相因素，如在界面处不同元素的扩散和界面上不同相的同时形成。为了解这些方面，需要对详细的SEM-EDS线扫描进行研究。焊接条件下钛和304L不锈钢管接头的SEM-BSE图像和接头界面上的SEM-EDS线扫描图像显示了不同元素在接头处得分布情况。在界面处出现了一个由Ti、Fe和Cr组成大约10um宽的相互混合区（IMZ）。在这个相互混合区内没有明显的Ni，因此这表明Fe和Cr已经横跨接口界面相钛侧扩散了。在IMZ缺少镍是由于Fe和Cr比Ni向a-Ti的扩散速率高。

 元素从304L不锈钢向钛扩散到比周围其他方式更容易，这是因为304L不锈钢管高度合金化是结构密集，而钛具有相对开放的结构。所以，很显然上述研究说明，IMZ主要在界面钛侧形成，因为传统元素的扩散可能在一定程度上是由于材料机械运输完成。另一方面，钛侧靠近IMZ的DRX区是由于与摩擦焊接工艺有关的热机械变形。焊后热处理后的钛和304L不锈钢管接头SEM-BSE图像和接头界面上的SEM-EDS线扫描图像表明，经过在873K下保温15分钟的焊后热处理后元素分布没有明显变化。就目前这种情况看，应用873K下的焊后热处理对发生任何扩散温度不够高。总体而言，，分别观察焊后热处理后和焊接状态后的微观结构，无显着差异。

 4. 断口金相检测

 图分别显示了对焊接状态下（摩擦压力=100Mpa，进给长度=1mm）钛和304L不锈钢管试样进行弯曲试验，钛侧和304L不锈钢管侧端口的扫描电镜显微组织图像。在断裂面被上几乎发现不了什么特征，这表明它是一个整体平的剥离面。观察钛侧解理断裂特征。尽管在304L不锈钢管侧断裂表现的几乎是平的，从图可以清晰的看到了一些不同于304L不锈钢管基体的大块物质粘结在断裂面。对断裂面进行SEM-EDS区域扫描显示，钛侧有铁存在，304L不锈钢管的有钛存在，这表明该断裂发生在钛和304L不锈钢管的IMZ，包含金属间脆性相的位置。钛在304L不锈钢管侧所占的百分比比铁在钛侧的百分比高。这证实，附着在304L不锈钢管的材料是钛，并表明在弯曲试验时的断裂的一些部分直接从靠近原钛和304L不锈钢管接头界面的组分钛中扩展。

 5. 耐腐蚀性

  按ASTMA-262PracticeC分为五个周期，每个阶段48小时，在沸腾的硝酸中对钛和304L不锈钢管接头进行腐蚀试验。每个周期结束后，为了计算腐蚀速度和下一个周期所需使用的新鲜硝酸的量，对样品体重损失进行计算。钛和304L不锈钢管接头显示了五个试验周期为10mpy的平均腐蚀速率。全部试验阶段240小时结束后发现接头保持完整性。

三、结论

 1. 选取最佳的摩擦焊接工艺参数可以产生出比比钛基强度更高的接头，有拉伸试验时，失败发生在钛基材料上可以得到证实；

 2. 对焊接试样进行弯曲测试，弯曲韧性几乎为零。焊后热处理通过减轻接头界面应变硬化的影响和残余应力，可以稍微增加弯曲韧性至5°。即使焊后热处理后，弯曲韧性任然很低可以证实，接头处存在第二金属间脆性化合物相是导致弯曲韧性比较差的原因；

 3. 对显微硬度剖面分析证实，焊接状态下接头表面附近钛出现了应变硬化现象和焊后热处理降低了应变硬化的的影响；

 4. 对SEM-EDS和断口金相进行研究证实，接头表面相互混去区存在第二相；

 5. 按ASTMA-262PracticeC在沸腾的硝酸进行腐蚀试验证实，接头平均腐蚀速率为10mpy。