朱 麗，胡雅楠，吳圣川，李 飛，虞文軍，林 波，李光俊

(1.航空工業(yè)成都飛機工業(yè)(集團)有限責(zé)任公司，成都 610091；2.西南交通大學(xué)，牽引動力國家重點實驗室，成都 610031)

0 引 言

鈦合金具有高比強度、低密度、優(yōu)異的高溫性能和出色的耐腐蝕性，廣泛應(yīng)用于航空航天和生物醫(yī)學(xué)領(lǐng)域，尤其適用于結(jié)構(gòu)輕量化零件的加工生產(chǎn)。目前，航空航天工業(yè)多采用大厚度鈦合金結(jié)構(gòu)件，以實現(xiàn)裝備結(jié)構(gòu)輕量化，提升裝備性能和可靠性[1-2]。飛機大厚度鈦合金復(fù)雜結(jié)構(gòu)件一般通過鎢極惰性氣體保護焊(GTAW)工藝連接而成。在GTAW過程中，由于工藝參數(shù)選擇不同，焊接接頭可能會出現(xiàn)缺陷、變形及熱裂紋等現(xiàn)象[3-5]，影響焊接質(zhì)量。目前，GTAW工藝按照HB/Z 120-2011《鈦及鈦合金鎢極氬弧焊工藝及質(zhì)量檢驗》執(zhí)行，結(jié)構(gòu)校核按照HB 5376-1987《鈦及鈦合金鎢極氬弧焊質(zhì)量檢驗》執(zhí)行[6]。然而，大厚度鈦合金鑄造件的實際焊接厚度達到了6～12 mm，超過了HB/Z 120-2011和HB 5376-1987中厚度5 mm的限值;而超過5 mm厚度的鈦合金鎢極氬弧焊尚無相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)明確列出焊接工藝規(guī)范及質(zhì)量檢測程序。近年來，已有學(xué)者嘗試采用激光焊接[7-8]、電子束焊接[9-1]、等離子焊接[12-13]和窄間隙焊接[14]等工藝對鈦合金結(jié)構(gòu)件進行焊接，但這些工藝在運用于飛機大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)件上仍不及GTAW工藝經(jīng)濟、高效[5-6,8,15]。因此，研究GTAW工藝參數(shù)對大厚度(6～12 mm)鈦合金復(fù)雜結(jié)構(gòu)件焊接接頭性能的影響十分有必要。

目前，已有研究人員對焊接電流和氬氣流量等GTAW工藝參數(shù)對大厚度TC4鈦合金鎢極氬弧焊接頭力學(xué)性能的影響進行了研究[16]，但對于層間溫度和焊后退火處理溫度的影響研究較少。作者研究了層間溫度和退火溫度對大厚度(8 mm)TC4鈦合金GTAW接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響，確定了最優(yōu)的層間溫度控制方案和退火溫度，并測試了最優(yōu)工藝下接頭的性能，為規(guī)范飛機大厚度零件的焊接制造提供了技術(shù)支持。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

母材選用攀鋼集團研究院有限公司生產(chǎn)的厚度為8 mm的TC4(Ti-6Al-4V)鈦合金鑄造板，其顯微組織主要為由片狀初生α相和晶間β相組成的網(wǎng)籃組織，維氏硬度(載荷為9.8 N)為350 HV，抗拉強度為850 MPa，斷后伸長率為4.5%。焊絲選用北京航空材料研究院提供的直徑為3 mm的TA17(Ti-4Al-2V)鈦合金絲材。使用組成(體積分?jǐn)?shù))為24% HCl+38% HNO3+11% HF+H2O的酸洗液對TC4鈦合金鑄造板進行酸洗以去除表面氧化膜和油污，酸洗后用清水沖洗，干燥。采用林肯375型交直流脈沖氬弧焊機進行鎢極惰性氣體保護焊，電極采用直徑3 mm鈰鎢極，直流電源正接，保護氣體為純度在99.99%以上的氬氣。接頭坡口形貌和熔敷順序見圖1，坡口角度為40°±4°，坡口底部半徑為4 mm，坡口底部距離焊件底部1 mm。打底焊層(焊道1)采用小焊接電流(75～80 A)和電壓(11～13 V)；填充焊層(焊道2～5)和蓋面焊層(焊道6～7)的焊接電流為120～130 A，電壓為13～15 V。焊接速度均為2 mm·s-1。采用3種層間溫度控制方案：方案1為連續(xù)填充焊接；方案2為每層焊完冷卻至室溫后再進行下一層的焊接，填充焊層和蓋面焊層間的焊道為連續(xù)施焊；方案3為每道焊完冷卻至室溫后再進行下一道的焊接。

焊后分別進行2種退火處理，一種是目前采用的常規(guī)退火處理，退火溫度為730 °C，保溫2 h，空冷至室溫；另一種為去應(yīng)力退火處理，退火溫度為600 °C，保溫2 h，空冷至室溫。

1.2 試驗方法

在接頭焊縫處取樣，經(jīng)打磨、拋光，用凱勒試劑(1 mL氫氟酸+1.5 mL鹽酸+2.5 mL硝酸+95 mL水)腐蝕后，在Zeiss Ax10 Axio型光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。采用HVS-30型數(shù)顯維氏硬度計測試焊接接頭各區(qū)域的維氏硬度，載荷為9.8 N，保載時間為15 s，測2次取平均值。

按照GB/T 2651-2008和GB/T 3075-2008，在接頭上以焊縫為中心取全厚度拉伸試樣和疲勞試樣，2種試樣的形狀相同，如圖2所示，去除余高使焊縫區(qū)厚度與母材相同，標(biāo)距段打磨至表面粗糙度為0.8 μm，其他區(qū)域表面粗糙度為1.6 μm。按照GB/T 6398-2000，在焊縫區(qū)和母材上各取1個尺寸如圖3所示的緊湊拉伸(CT)試樣，預(yù)制裂紋長度為10 mm，位于焊縫中心。使用MTS 810型電液伺服疲勞試驗機分別在室溫下進行單軸單調(diào)拉伸試驗、高周疲勞試驗和疲勞裂紋擴展速率試驗。拉伸試驗時的拉伸速度為0.5 mm·min-1，測2次取平均值；高周疲勞試驗采用恒幅載荷，應(yīng)力幅為275 MPa，最大應(yīng)力為500 MPa，載荷波形為橫幅正弦波，加載頻率為15 Hz，測3次取平均值；疲勞裂紋擴展速率試驗的應(yīng)力比為0.1，應(yīng)力幅為275 MPa，最大應(yīng)力為500 MPa，載荷波形為橫幅正弦波，加載頻率為15 Hz，試驗過程中記錄每級應(yīng)力強度因子幅ΔK對應(yīng)的裂紋長度a(由柔度法檢測)和循環(huán)次數(shù)N，采用割線法計算裂紋擴展速率da/dN。

圖2 拉伸和疲勞試樣尺寸Fig.2 Dimension of tensile and fatigue specimens

圖3 緊湊拉伸試樣尺寸Fig.3 Dimension of compact tensile specimen

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 層間溫度控制方案的確定

由圖4可以看出，3種層間溫度控制方案下焊接接頭焊縫(焊態(tài))的顯微組織均以α′馬氏體+針狀或片狀(α+β)相為主。連續(xù)填充焊接(方案1)時的層間溫度較高，冷卻速率較慢，焊縫冷卻后形成塊狀α′馬氏體、針狀(α+β)相和片狀(α+β)相組織，且針狀和片狀組織均較為粗大；焊層冷至室溫再焊接下一層(方案2)和焊道冷至室溫再焊接下一道(方案3)時的層間溫度較低，冷卻速率較快，焊縫冷卻后組織未充分生長，形成較多塊狀α′馬氏體，且形成的針狀(α+β)相組織較為細(xì)小。

圖4 不同層間溫度控制方案下焊接接頭焊縫的顯微組織Fig.4 Microstructure of weld of welded joint under different interlayer temperature controlling schemes:(a) scheme 1; (b) scheme 2 and (c) scheme 3

由表1可以看出，層間溫度的差異對焊接接頭拉伸性能的影響很小，層間溫度控制方案2下的疲勞壽命最高。結(jié)合圖4和表1，在層間溫度控制方案2下可以同時得到細(xì)小的顯微組織和良好的力學(xué)性能，故被選為最優(yōu)方案。

表1 不同層間溫度控制方案下焊接接頭的拉伸性能和疲勞壽命

2.2 焊后退火工藝的確定

由圖5可知，采用層間溫度控制方案2，在730 ℃和600 ℃下退火后焊接接頭焊縫組織均主要以α′馬氏體+針狀(α+β)相為主，2種焊后退火溫度對焊縫組織的影響不大。

730 ℃和600 ℃下焊后退火處理后的拉伸試樣均在母材區(qū)發(fā)生斷裂。在730 ℃下焊后退火處理焊接接頭的抗拉強度、斷后伸長率分別為909 MPa，5.9%，均高于600 ℃下焊后退火處理后的抗拉強度(864 MPa)和斷后伸長率(5.1%)。因此，最優(yōu)焊后退火處理溫度確定為730 ℃。

圖5 不同溫度焊后退火處理焊接接頭焊縫的顯微組織Fig.5 Microstructure of weld of welded joint after post-weld annealing treatment at different temperatures

2.3 最優(yōu)工藝下的組織與性能

2.3.1 顯微組織

由圖6可見，由母材向熱影響區(qū)和焊縫過渡時晶粒尺寸出現(xiàn)了明顯突變。母材由等軸晶粒組成，熱影響區(qū)組織與母材類似，焊縫晶粒粗化，由母材的等軸晶轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮闹鶢罹?，這主要與熔池冷卻凝固時的溫度梯度有關(guān)。由于在焊接過程中采用了多層多道焊，前一焊道受后一焊道焊接時的熱影響，熱量輸入大，β相在高溫下容易長大，最終形成粗大的柱狀晶；此外，TC4鈦合金的熱導(dǎo)率較小，熔池冷卻速率較慢，進一步加劇了晶粒的長大。另外，由于采用多層多道焊，焊縫上部(距焊縫上表面3.5 mm內(nèi))、中部(距焊縫上表面3.5～6.5 mm)和下部(距焊縫上表面6.5～7.5 mm)經(jīng)過不同次數(shù)的熱循環(huán)，所產(chǎn)生的顯微組織有所不同，距焊縫上表面距離越小，形成的柱狀晶越粗大。

圖6 在優(yōu)化工藝下焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.6 Microstructure of different zones of welded joint under optimized process: (a) overall morphology; (b) base metal;(c) heat affected zone and (d) weld

2.3.2 顯微硬度

焊接接頭不同區(qū)域的顯微硬度分布如圖7所示，由于熱影響區(qū)寬度很小，且顯微組織與母材類似，故未在圖7中標(biāo)出。由圖7可以看出：距焊縫上表面最遠(7.5 mm)處的焊縫硬度最高，這是由于多層多道焊后，焊縫下部晶粒較細(xì)小；此外，焊縫的硬度略高于TC4合金母材，屬于高匹配接頭，基本滿足飛機用復(fù)雜結(jié)構(gòu)的“等強度”設(shè)計與服役要求。

圖7 距焊縫上表面不同距離處焊接接頭的顯微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of welded joint at differentdistances from the upper surface of the weld

2.3.3 疲勞性能

由圖8可以看出，隨著應(yīng)力強度因子幅值的增加，焊縫的疲勞裂紋擴展速率先高于母材，而后與母材相當(dāng)。由單調(diào)拉伸和高周疲勞試驗可知，焊接接頭的斷裂位置均位于母材，表明母材是焊接接頭力學(xué)性能的薄弱環(huán)節(jié)，但對于斷裂行為，母材抵抗疲勞裂紋擴展的能力要優(yōu)于焊縫。在圖8中近門檻值區(qū)令疲勞裂紋擴展速率da/dN=10-10m·周次-1，截斷得到母材和焊縫的長裂紋擴展門檻值分別為7.22，6.16 MPa·m1/2[13]。由此可見，盡管焊接接頭為典型的高匹配接頭，但焊縫抗疲勞開裂能力低于母材，仍是需要重點監(jiān)控的部位。

圖8 焊接接頭焊縫和母材的疲勞裂紋擴展速率Fig.8 Fatigue crack growth rate of weld and base metal ofwelded joint

3 結(jié) 論

(1) 與連續(xù)施焊、焊道冷至室溫后再焊接下一道這兩種層間溫度控制方案相比，焊層冷至室溫后再焊接下一層得到的大厚度TC4鈦合金鎢極惰性氣體保護焊(GTAW)接頭焊縫組織最為細(xì)小、疲勞壽命最高，故確定為最優(yōu)層間溫度控制方案；730 ℃下退火后的焊接接頭拉伸性能比600 ℃下退火后更好，故確定為最優(yōu)焊后退火溫度。

(2) 在最優(yōu)工藝下，TC4鈦合金GTAW接頭母材的組織為等軸晶，焊縫為柱狀晶；焊縫硬度略高于母材，屬于高匹配接頭；接頭拉伸試驗和疲勞試驗后均在母材處發(fā)生斷裂，母材是焊接接頭力學(xué)性能的薄弱環(huán)節(jié)；焊縫的長裂紋擴展門檻值(6.16 MPa·m1/2)低于母材(7.22 MPa·m1/2)，焊縫的抗疲勞開裂能力較弱。