厚板TC4鈦合金電子束焊接頭組織演變及力學(xué)性能

張宇鵬，丁來法，Valerii Bilous，2，Sergii Akhonin，2，Khaskin Vladyslav，2，曾才有，梁曉梅

1.廣東省科學(xué)院 中烏焊接研究所，廣東 廣州 510651

2.烏克蘭國家科學(xué)院 巴頓焊接研究所，烏克蘭 基輔 03150

3.哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028

0 前言

鈦及其合金具有密度小、耐腐蝕、焊接性好、力學(xué)性能優(yōu)異等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天、海洋工程等領(lǐng)域［1］。在眾多鈦合金中，α-β型TC4（Ti-6Al-4V）生產(chǎn)和應(yīng)用最為廣泛，占鈦合金生產(chǎn)總值的55%以上［2］。

鈦合金在焊接過程中易與空氣中的C、N、O等元素結(jié)合生成化合物，降低焊接接頭的塑性。電子束焊接在高真空環(huán)境下進(jìn)行，提供了理想的氣體環(huán)境，且具有能量密度大、焊縫深寬比大等特點(diǎn)，非常適用于鈦合金焊接［3］。當(dāng)前針對TC4鈦合金電子束焊接已開展了大量的研究，但大多針對中薄板TC4焊接接頭的組織與力學(xué)性能，針對大厚度TC4鈦合金電子束焊接的研究相對較少，特別是針對厚板TC4鈦合金電子束焊接頭組織與力學(xué)性能方面的研究。電子束焊接溫度梯度（焊縫深寬比）大，在厚度方向容易造成焊縫成形、接頭組織和力學(xué)性能的不均勻性［4］。對在20 mm厚的TC4電子束焊接接頭進(jìn)行研究發(fā)現(xiàn)，上層組織粗大，晶粒尺寸約為1 200 μm，而下層晶粒尺寸僅200 μm［5］。房衛(wèi)萍［6］對100 mm厚TC4鈦合金進(jìn)行電子束焊，焊后對接頭分別進(jìn)行850℃再結(jié)晶退火和920℃×2 h和500℃×4 h固溶時(shí)效熱處理，結(jié)果表明，固溶時(shí)效熱處理的顯微硬度、拉伸強(qiáng)度明顯高于焊態(tài)，但延伸率略有下降。龔玉兵［7］研究了焊接熱輸入對20 mm厚TC4電子束焊接頭組織演變規(guī)律的影響，發(fā)現(xiàn)增大焊接熱輸入會(huì)使晶粒和組織粗化，但可減小組織的不均勻性，減小熱輸入會(huì)增大組織的不均勻性，且增加氣孔數(shù)量。

文中采用電子束工藝對30 mm的TC4鈦合金板材進(jìn)行對接，研究焊接接頭的微觀組織及力學(xué)性能的規(guī)律，為大厚度TC4鈦合金的電子束焊接提供參考與借鑒。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)采用尺寸600 mm×150 mm×30 mm的TC4板材進(jìn)行真空電子束對接，母材供貨狀態(tài)為軋制退火態(tài)。真空電子束焊接設(shè)備型號為德國SST K100，焊接工藝參數(shù)：焊接電壓150 kV、焊接速度5 mm/s、束流50 mA、聚焦電流2 542 mA、腔室真空度8.0×10-5～1.4×10-4mbar、電子槍真空度 3.5×10-5mbar。焊接前打磨掉TC4鈦合金表面氧化膜，并用丙酮擦拭鈦合金表面去除機(jī)械加工遺留油污，最后用無水乙醇擦拭鈦合金表面并吹干。

焊接完成后，使用線切割對焊接接頭切取掃描試樣，首先采用不同規(guī)格型號的砂紙打磨，并用拋光機(jī)拋光，處理試樣表面劃痕，最后用腐蝕液（HF∶HNO3∶H2O=5∶10∶85，vol.%）對試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為5～10 s。采用FEI QuantaTM 250掃描電子顯微鏡對接頭組織進(jìn)行觀察，采用VH1202顯微維氏硬度計(jì)測試接頭橫截面硬度，使用Matlab將測試數(shù)據(jù)繪制成云圖。參照GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》，采用WDW-500電子萬能試驗(yàn)機(jī)對焊接接頭進(jìn)行取樣及拉伸測試。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 母材顯微組織

TC4鈦合金母材顯微組織如圖1所示。TC4鈦合金母材顯微組織由分布均勻、等軸狀的初生α相和板條狀β轉(zhuǎn)變組織組成，板條狀β轉(zhuǎn)變組織由細(xì)小的針狀α相和β相組成。初生α相體積分?jǐn)?shù)為75%～85%，平均晶粒尺寸為20～30 μm。TC4鈦合金母材顯微組織為典型的等軸組織，其具備優(yōu)異的塑性和良好的抗疲勞性能［8］。

圖1 TC4鈦合金母材顯微組織Fig.1 Microstructure of TC4 titanium alloy base metal

2.2 熔合區(qū)組織演變

TC4鈦合金電子束焊接接頭焊縫表面光滑，成形較好，無明顯的氣孔、裂紋等缺陷。熔合區(qū)呈“釘子型”，由大量的柱狀晶組成，且不同位置的柱狀晶尺寸及生長方式存在差異。熔合區(qū)上部柱狀晶尺寸最大，柱狀晶以熔合區(qū)中心為對稱軸，從兩側(cè)熔合線開始向頂部生長。熔合區(qū)中部柱狀晶尺寸較上部的細(xì)小，柱狀晶生長方式與熔合區(qū)上部不同，其以熔合區(qū)中心為對稱軸，從熔合線開始垂直于熔合區(qū)中心線生長。熔合區(qū)下部柱狀晶尺寸較中部更加細(xì)小，柱狀晶生長方式與熔合區(qū)中部一致，垂直于熔合區(qū)中心線生長。

熔合區(qū)沿厚度方向出現(xiàn)柱狀晶尺寸及生長方式差異性的現(xiàn)象主要和熔池的散熱有關(guān)［9］。金屬形核以后生長方向總是向與溫度梯度相反的方向生長，即背離散熱最大的方向生長，兩側(cè)柱狀晶相遇后便停止生長，因此熔合區(qū)呈現(xiàn)對稱生長的規(guī)律。熔池冷卻過程中，熔池下部較熔池上部先冷卻，熔池下部的高溫停留時(shí)間較短，β晶粒沒有足夠的時(shí)間生長。且熔池從上往下寬度依次降低，熔池上部的β晶粒較熔池下部有充足的空間生長，因此熔合區(qū)從上往下，β晶粒尺寸依次減?。?0］。

TC4鈦合金熔合區(qū)顯微組織如圖2所示。熔合區(qū)中部顯微組織（見圖2a）由粗大的β晶粒組成，β晶界清晰完整，晶內(nèi)由魏氏組織和網(wǎng)籃組織混合而成。局部放大后（見圖2b）可見清晰、連續(xù)的晶界α相（αGB），在αGB兩側(cè)分布著片狀α集束，組成魏氏組織。在晶界內(nèi)部分布著粗大的α片層，其縱橫交錯(cuò)組成網(wǎng)籃組織。熔合區(qū)邊緣的顯微組織由等軸晶組成（見圖2c）。

圖2 熔合區(qū)顯微組織Fig.2 Microstructure of fusion zone

高能量的電子束轟擊到TC4鈦合金板材使其熔化，溫度降低后，熔池開始凝固（1 605℃），此時(shí)形成粗大的β晶粒［11］。隨著冷卻的進(jìn)行，溫度進(jìn)入α+β兩相區(qū)，在β晶界處形成不連續(xù)的αGB，其沿著β晶界不斷擴(kuò)展形成連續(xù)的αGB。α相在αGB與β晶界處形核，α相從界面處沿著同一方向向β相內(nèi)生長，遇到其他取向的α相便停止生長，這種具有同一取向的α相成為α集束。隨著冷卻的繼續(xù)進(jìn)行，由于α集束生長方向不一，在β晶界內(nèi)部存在擇優(yōu)取向，α相不均勻形核形成片狀的、取向不一的α相［12］。金屬凝固時(shí)，總是四周先凝固，中心后凝固，四周β晶粒沒有充足的時(shí)間生長，且存在較大的過冷度及非均勻形核作用，使得熔合區(qū)邊緣為等軸晶［13］。

2.3 熱影響區(qū)組織演變

TC4鈦合金熱影響區(qū)顯微組織如圖3所示?？拷酆暇€的熱影響區(qū)峰值溫度超過β轉(zhuǎn)變溫度（見圖3a），此區(qū)域由少量的初生α相和不同取向的α集束組成。升溫過程中由于加熱時(shí)間較短，部分初生α相未來得及轉(zhuǎn)化為β相，在冷卻過程中保留了下來。保留的初生α相與新形成的β晶粒之間形成異質(zhì)界面，冷卻過程中α相在此界面處通過擴(kuò)散型相變向β晶粒內(nèi)部生長，取向一致的α相遇到其他方向的α相則停止生長，因此形成了不同生長取向的α集束［14］。熱影響區(qū)中部組織由初生α相、針狀α相、少量β相組成（見圖3b）。由于熱輸入降低使峰值溫度降低，更多的初生α相被保留下來，高溫停留時(shí)間較短，因此有少部分β相被保留了下來，與次生α相形成了β轉(zhuǎn)變組織［15］?？拷覆牡臒嵊绊憛^(qū)受熱輸入影響較低，組織與母材組織相似（見圖3c），由初生α相與β轉(zhuǎn)變組織組成，初生α相體積分?jǐn)?shù)較母材略有減少。

圖3 熱影響區(qū)顯微組織Fig.3 Microstructure of heat-affected zone

熱影響區(qū)組織演變機(jī)理如圖4所示?？梢钥闯?，不同位置的熱輸入量受距離熔合線的遠(yuǎn)近影響，距離熔合線越遠(yuǎn)，熱輸入量越小，其峰值溫度也就越低。熱影響區(qū)不同部位的組織組成差異較大，定量統(tǒng)計(jì)圖3中靠近熔合線的熱影響區(qū)、熱影響區(qū)中部、靠近母材的熱影響區(qū)的初生α相的體積分?jǐn)?shù)分別為27.36%、47.61%、71.21%，從熔合線到母材，熱影響區(qū)初生α相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。此外，熱影響區(qū)不同位置的差異還包括晶粒尺寸遞減和β轉(zhuǎn)變組織的生成。

圖4 熱影響區(qū)組織演變機(jī)理Fig.4 Microstructure evolution mechanism of heat-affected zone

2.4 接頭力學(xué)性能

TC4鈦合金焊接接頭顯微硬度測試云圖如圖5所示，焊接接頭顯微硬度以焊縫為中心對稱分布。熔合區(qū)與靠近熔合線熱影響區(qū)的顯微硬度差別較小，平均值為340 HV，母材及靠近母材的熱影響區(qū)的顯微硬度相似，平均值為290 HV。所測區(qū)域焊接接頭上部顯微硬度低于下部。熔合區(qū)及靠近熔合線一側(cè)熱影響區(qū)存在縱橫交錯(cuò)的α片層，且晶粒尺寸遠(yuǎn)小于初生α相，晶粒越細(xì)小，越能夠阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)［16］，宏觀上表現(xiàn)為硬度的提高。且母材存在更多數(shù)量的β相，因β相硬度低于α相［17］，所以熔合區(qū)顯微硬度高于母材。由于焊接接頭橫截面越往下熔合區(qū)熔池越窄，其晶粒更加細(xì)小，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力越強(qiáng)，因此焊接接頭橫截面上方熔合區(qū)顯微硬度低于下方。

圖5 TC4鈦合金焊接接頭顯微硬度Fig.5 Microhardness of TC4 titanium alloy welded joints

母材及焊接接頭拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6所示，可以看出母材的抗拉強(qiáng)度為942 MPa，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為907 MPa，接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到96%。焊接接頭拉伸斷裂位置為熔合區(qū)，從組織上分析，由于焊接接頭中存在αGB，降低了其抗拉強(qiáng)度，在受力過程中，片層狀的α相阻礙位錯(cuò)滑移，使得位錯(cuò)在晶界處堆積，產(chǎn)生裂紋并擴(kuò)展直至斷裂。

圖6 拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Stress-strain curves of tensile test

3 結(jié)論

（1）TC4鈦合金焊接接頭熔合區(qū)由粗大的柱狀晶組成，柱狀晶均以熔合區(qū)中心對稱生長，熔合區(qū)上部向頂部生長，中部和下部垂直熔合區(qū)中心向內(nèi)生長，從熔合區(qū)頂部到底部，柱狀晶尺寸依次減小。熔合區(qū)中部組織由以αGB處形核生長的α集束和粗大α片層組成，熔合區(qū)邊緣為等軸晶。

（2）熱影響區(qū)存在較大的組織不均勻性。靠近熔合線的熱影響區(qū)、熱影響區(qū)中部、靠近母材的熱影響區(qū)的初生α相的體積分?jǐn)?shù)分別為27.36%、47.61%、71.21%。從熔合線到母材，熱影響區(qū)初生α相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。

（3）熔合區(qū)顯微硬度高于母材，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度略低于母材，接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到96%，拉伸斷裂位置位于熔合區(qū)。