熱處理對激光焊接β鈦合金組織及性能的影響

張可召　何超威　戚宋歌　包曄峰　牛紅志　嚴春妍

摘要：采用激光焊焊接Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr（wt.%）β鈦合金，研究熱處理對接頭顯微組織和拉伸性能的影響。由于激光焊接的冷卻速率可達553 K/s，遠大于β相向其他物相轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率，所以焊縫顯微組織由柱狀晶形態(tài)的單一β相構(gòu)成。在近熱影響區(qū)，初生α相和次生α相均轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，且β相晶粒尺寸增?在遠熱影響區(qū)，尺寸較大的初生α相得以保留。780 ℃/1 h/WQ熱處理后，焊縫中生成厚度約為150～350 nm、長度約為1～3 μm短棒狀α相，焊接頭強度和延伸率有所提高;780 ℃/1 h/WQ+500 ℃/6 h/FC熱處理后，焊縫中生成厚度約為30～40 nm，長度約為150～300 nm的α相，接頭強度進一步提高，但斷裂發(fā)生在彈性變形階段。

關(guān)鍵詞：激光焊接;β鈦合金;熱處理;組織性能

中圖分類號：TG456.5 文獻標志碼：A 文章編號：1001-2303（2020）12-0059-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.12.13

0 前言

鈦合金憑借其比強度高、耐腐蝕和抗氧化性能優(yōu)良等優(yōu)點在航空航天領(lǐng)域應用廣泛。近年來，含有較多β相穩(wěn)定元素（如Mo、V、Fe）的β鈦合金越來越受到重視[1-2]。目前國際上的β鈦合金主要有BT22、Timetal555等，國內(nèi)的Ti-1300、TB8等β鈦合金也逐漸走出實驗室，走向?qū)嶋H應用。

在生產(chǎn)制造復雜結(jié)構(gòu)件的過程中不可避免的會涉及到焊接工藝，高效可靠的焊接工藝對推進β鈦合金在航空航天領(lǐng)域的應用具有積極意義。目前，針對β鈦合金的相關(guān)研究主要集中在材料的成分設(shè)計、工藝優(yōu)化等方面[3-5]，β鈦合金焊接方面的研究則相對滯后。Zhenglong Lei等[6]研究了TB8合金激光掃描焊接接頭顯微組織特征，并對比了不同焊后熱處理制度下的組織和性能演變規(guī)律。焊縫在未熱處理狀態(tài)下其顯微組織僅由單一β相構(gòu)成，在550 ℃/1 h/空冷熱處理后接頭具有最佳室溫和高溫拉伸性能。馬權(quán)等人[7]研究了熱處理對Ti-1300β鈦合金電子束焊接接頭組織和性能的影響規(guī)律。結(jié)果果發(fā)現(xiàn)，焊縫物相主要由β相構(gòu)成，α相的生成數(shù)量極少，焊前熱處理對接頭物相、性能的影響不大，焊后熱處理過程中有α相生成，通過調(diào)整熱處理參數(shù)可調(diào)節(jié)α相的數(shù)量、尺寸等，獲得不同的拉伸性能。

文中針對Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr（wt.%）β鈦合金的激光焊接特性進行研究，探索不同熱處理參數(shù)對接頭組織和性能的影響規(guī)律，對該合金的開發(fā)完善以及后續(xù)焊接工藝的制定具有參考作用。

1 實驗材料及方法

實驗所采用的β鈦合金Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr（wt.%）為鍛材。采用線切割方法制備成厚2 mm的薄片。焊接實驗前采用磨床加工除掉樣品表面線切割痕跡，經(jīng)過酸洗、干燥后進行焊接。

激光焊接示意如圖1所示，具體工藝參數(shù)為：激光功率1 200 W，焊接速度1.0 m/min，離焦量0 mm，正面保護氣流量15 L/min，背面保護氣流量5 L/min?？紤]到焊縫區(qū)域主要由β相構(gòu)成，選取焊后熱處理參數(shù)如表1所示，通過HT1固溶處理和HT2固溶時效處理后能夠獲得不同尺寸、數(shù)量的α相，從而對比研究兩種熱處理參數(shù)下顯微組織和性能的變化規(guī)律。

金相試樣和拉伸試樣均沿垂直于焊縫方向取樣。金相試樣在打磨拋光后采用Kroll試劑腐蝕，其具體比例為60%H2O+35%HNO3+5%HF。顯微組織分析分別在掃描電鏡（SEM）和透射電鏡（TEM）上進行，其具體型號分別為FEI Inspect F50、JSM-7800和FEI Tecnai G2 F20。在Oxford Instrumens C-nano上進行EBSD分析。在WD-5型電子萬能拉伸試驗機上進行室溫拉伸實驗。

2 分析與討論

2.1 接頭焊態(tài)組織分析

Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr合金激光焊接接頭形貌的EBSD分析結(jié)果如圖2所示。可以看出，焊縫由柱狀晶形態(tài)的β相構(gòu)成，其形成原因是：激光焊接能量集中，在熔池中會形成較大的溫度梯度，β相晶粒沿著溫度梯度最大的方向生長，最終形成柱狀晶。在焊縫區(qū)域未見α相生成。當β鈦合金中Mo當量達到或超過10%時，可以獲得100%的β相[8]。Mo當量計算公式為[9]：

根據(jù)式（1）計算出Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr合金的Mo當量為10%。已有研究結(jié)果顯示，在β鈦合金中，當冷卻速率大于3 ℃/s時，可以有效抑制β相向其他物相轉(zhuǎn)變，進而得到100%的β相組織[10]。激光焊接的冷卻速率可以利用式（2）定性計算[11]：

式中 k為熱導率;ρ為密度;Cp為比熱容;V為焊接速度;t為被焊板材厚度;q為激光功率，吸收系數(shù)為0.7;T為熔點;T0為室溫，取25 ℃。計算涉及的部分熱物理參數(shù)來自Ti-55531合金的相關(guān)參數(shù)[12]，如表2所示。據(jù)此計算出的冷卻速率約為553 K/s，遠大于形成單一β相所需的臨界冷卻速率，因此激光焊接焊縫物相為單一β相。

熱影響區(qū)形貌EBSD分析結(jié)果如圖3所示?？梢钥闯?，母材的晶界類型以2°～15°的小角晶界為主，而熱影響區(qū)以15°～180°的大角晶界為主。小角晶界是在母材制備過程中由于位錯運動形成的，在塑性加工的合金中較為常見;在熱影響區(qū)，由于受到激光熱源的熱作用發(fā)生晶粒的回復和再結(jié)晶過程，位錯密度大大降低;靠近焊縫的區(qū)域受到熱作用最為明顯，晶粒尺寸會進一步長大。與此同時，熱影響區(qū)中α相的數(shù)量減少，越靠近焊縫的區(qū)域，α相的數(shù)量越少。

2.2 熱處理對顯微組織的影響

母材原始顯微組織和熱處理后的顯微組織如圖4所示。母材的原始組織如圖4a所示，由基體β相、橢球狀的初生α相以及細小的片層狀次生α相構(gòu)成。初生α相的形成溫度一般略低于β相轉(zhuǎn)變溫度，而次生α相的形成溫度一般在400～600 ℃之間。HT1熱處理后，其顯微組織如圖4b所示，次生α相的數(shù)量顯著減少，α相形態(tài)為短棒狀。而經(jīng)過HT2熱處理后，其顯微組織如圖4c所示，細小且彌散分布的α相析出，尺寸較母材原始組織更加細小。

焊態(tài)的熱影響區(qū)顯微組織演變過程如圖5所示。熱影響區(qū)的宏觀形貌如圖5a所示，由于熱影響區(qū)不同位置受到的熱作用不同，顯微組織表現(xiàn)出梯度變化的特征，結(jié)果與圖3一致。在靠近焊縫的近熱影響區(qū)，其顯微組織如圖5b所示，該區(qū)域受到的熱作用僅次于激光熱源直接作用的焊縫區(qū)域，母材原始組織中的初生α相和次生α相均在熱作用下轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，而由于激光焊接冷卻速率較快，同時該合金中含有較多的β相穩(wěn)定元素，β相被保留至室溫，因此近熱影響區(qū)的顯微組織由單一β相構(gòu)成;而在距離熔合線位置相對較遠的遠熱影響區(qū)，初生α相由于其尺寸較大、轉(zhuǎn)變溫度較高而被保留下來，部分次生α相則會轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，其顯微組織如圖5c所示。不同于近α型、α+β鈦合金，β鈦合金在熱影響區(qū)無針狀的α'相生成，而更傾向于生成β相。

熱處理后的熱影響區(qū)顯微組織如圖6所示?？梢钥闯觯诮?jīng)過HT1熱處理后，熱影響區(qū)析出了短棒狀的α相，顯微組織如圖6a所示。經(jīng)HT2熱處理后，又進一步析出了細小片層狀α相，顯微組織如圖6b所示。

熱處理前后的焊縫顯微組織如圖7所示。熱處理前焊縫顯微組織如圖7a所示，焊縫由單一β相構(gòu)成，與圖2結(jié)果一致;熱處理后，焊縫的顯微組織演變規(guī)律和熱影響區(qū)類似，在HT1熱處理后，焊縫中出現(xiàn)短棒狀的α相，如圖7b所示;而在HT2熱處理后，顯微組織中既有HT1熱處理時形成的短棒狀α相，又有在HT2熱處理時析出的細小片層狀α相，如圖7c所示。

為進一步分析熱處理對焊縫組織的影響規(guī)律，利用TEM分析焊縫物相形態(tài)、尺寸，結(jié)果如圖8所示。熱處理前焊縫的透射結(jié)果如圖8a所示，明場像表明焊縫中除基體β相外無其他物相生成;HT1熱處理過程中形成的短棒狀α相形貌如圖8b所示，其厚度約為150～350 nm，長度約為1～3 μm;在HT2熱處理過程中形成的細小α相厚度約為30～40 nm，長度約為150～300 nm，同時α相的數(shù)量更多，分布更為彌散，如圖8c所示。

2.3 拉伸性能分析

母材和焊縫室溫拉伸應力應變曲線如圖9所示。在HT1熱處理后，母材強度下降，而延伸率上升;在HT2熱處理后，母材強度高于原始狀態(tài)和HT1狀態(tài)，但延伸率顯著降低。對于激光焊接接頭而言，焊態(tài)條件下強度最低，且在拉伸中無明顯的塑性變形，斷裂發(fā)生在彈性變形階段;經(jīng)過HT1熱處后，相較于焊態(tài)，接頭強度和延伸率均有明顯上升;經(jīng)過HT2熱處理后，接頭強度進一步上升，但延伸率下降。

熱處理后母材和接頭室溫拉伸性能的變化主要來源于α相形態(tài)、尺寸和數(shù)量的變化。原始母材的顯微組織由球狀的初生α相和細小彌散分布的次生α相構(gòu)成。經(jīng)過HT1熱處理后，母材原始組織中細小片層狀次生α相幾乎消失，在熱處理過程中形成的短棒狀α相的第二相強化作用弱于母材原始組織中的次生α相，因此母材強度降低，塑性提高。經(jīng)過HT2熱處理后，在HT1顯微組織的基礎(chǔ)上進一步析出細小、彌散的α相，其第二相強化作用促使母材強度提升，塑性下降。激光焊接焊縫的物相由單一β相構(gòu)成，失去α相的強化作用，其強度較低，同時由于激光熱源在熔池中形成較大的溫度梯度，焊縫中β相為粗大柱狀晶形態(tài)，接頭延伸率也較低。經(jīng)過HT1熱處理后，焊縫中析出厚度約150～350 nm，長度在1～3 μm的α相，相較于焊態(tài)的單一β相可以起到第二相強化作用，因此其強度提高，同時結(jié)合母材的性能變化可知，HT1狀態(tài)下的顯微組織塑性優(yōu)于原始狀態(tài)和HT2狀態(tài)，因此焊縫表現(xiàn)出一定的塑性變形能力。經(jīng)過HT2熱處理后，在HT1顯微組織的基礎(chǔ)上大量析出厚度約為30～40 nm，長度約為150～300 nm的α相。數(shù)量更多、尺寸細小的α相可以進一步提高焊縫強度，但接頭塑性低于HT1狀態(tài)。

3 結(jié)論

采用激光焊接方法焊接Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr（wt.%）β鈦合金，并研究了熱處理對接頭顯微組織和拉伸性能的影響規(guī)律，得到以下結(jié)論：

（1）焊縫物相由柱狀晶形態(tài)的單一β相構(gòu)成，在近熱影響區(qū)初生α相和次生α相均轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵谶h熱影響區(qū)僅有次生α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，初生α相得以保留?/p>

（2）780 ℃/1 h/WQ熱處理后焊縫中生成厚度約為150～350 nm、長度在1～3 μm的短棒狀α相，母材強度下降但塑性提高，而焊縫強度和塑性均提高。

（3）780 ℃/1 h/WQ+500 ℃/6 h/FC熱處理后焊縫中會進一步生成厚度約為30～40 nm、長度約為150～300 nm的α相，母材和焊縫的強度提高，但塑性顯著下降。

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收稿日期：2020-10-07

基金項目：國家自然科學基金資助項目（51804097，51879089）;中央高校基本科研業(yè)務(wù)費專項資金（B200202219）;常州市科技計劃（CJ20190049）

作者簡介：張可召（1987— ），男，博士，講師，主要從事激光焊接方面的研究。E-mail：zhangkz@hhu.edu.cn。