隋 楠，周 毅，張明達(dá)，曹京霞，黃 旭

（中國航發(fā)北京航空材料研究院先進(jìn)鈦合金航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

Ti6242 合金是美國鈦金屬公司在1960 年前后為了滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)上對高溫鈦合金的使用需求而研制出的使用溫度可達(dá)450 ℃的合金[1]，是典型的Ti–Al–Sn–Zr–Mo–Si 系近α 型高溫鈦合金，具有高強(qiáng)度、高韌性、良好的抗蠕變性能和焊接性能，國內(nèi)牌號為TA19。Ti6242 鈦合金憑借其性能和成本優(yōu)勢成為航空發(fā)動(dòng)機(jī)中需求量僅次于Ti64 的高溫鈦合金，是壓氣機(jī)盤、整體葉盤、葉片與機(jī)匣等部件的主選材料[2]。由于鈦合金電子束焊接具有大穿透、小變形、無氧化、高強(qiáng)度、焊接尺寸精度高、質(zhì)量穩(wěn)定、效率高等優(yōu)點(diǎn)，因而在先進(jìn)高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)制造中很多鈦合金零件都采用電子束焊接工藝，主要涉及機(jī)匣結(jié)構(gòu)件、鼓筒組件、火焰筒組件、作動(dòng)筒和整體葉盤的焊接[3–5]。隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤應(yīng)用技術(shù)的成熟，各級整體葉盤的連接將從螺栓連接轉(zhuǎn)為電子束焊接和線性摩擦焊等以進(jìn)一步減輕結(jié)構(gòu)重量。GE 公司用慣性摩擦焊作為焊接的主要工藝，Rolls-Royce 公司在Trent 系列中一直采用電子束焊，尤其是針對鈦合金部件[6]。電子束焊焊接接頭的性能雖不及慣性摩擦焊，但其焊后加工余量小，成本較慣性摩擦焊低，工藝適應(yīng)性強(qiáng)，對于鈦合金整體葉盤的焊接，電子束焊接具有明顯優(yōu)勢[7]。

近年來，關(guān)于Ti6242 鈦合金焊接開展了一些研究，李軍帥[8]研究了閃光焊過程中的高溫變形行為及有限元模擬；梁運(yùn)興等[9–10]研究了閃光焊焊后形變熱處理對焊接組織調(diào)控和焊件性能優(yōu)化的影響規(guī)律；張建國等[11]研究了鍛造Ti6242 鈦合金的手工鎢極氬弧焊工藝技術(shù)，獲得優(yōu)質(zhì)焊接接頭；陶博浩等[12]研究了雙態(tài)組織TA19鈦合金線性摩擦焊接頭的組織結(jié)構(gòu)及演化行為；葉澤峰等[13]研究了不同摩擦壓力下TA19 鈦合金線性摩擦焊焊接接頭的組織特征和力學(xué)性能；張晶等[14]研究了TA19 鈦合金線性摩擦焊接頭組織及硬度；張春波等[15]研究了TA19 慣性摩擦焊接工藝。國內(nèi)對于Ti6242 鈦合金電子束焊接的研究與疲勞性能有關(guān)[7]，有必要進(jìn)一步開展Ti6242 鈦合金材料的電子束焊接工藝和接頭組織性能研究，為整體葉盤用Ti6242 鈦合金焊接技術(shù)提供支撐。

1 試驗(yàn)及方法

試驗(yàn)原材料取自Ti6242 鈦合金盤鍛件，其名義成分為Ti–6Al–2Sn–4Zr–2Mo–0.08Si。采用金相法測得相變點(diǎn)為1015～1020 ℃，試片原始狀態(tài)為固溶態(tài)。采用DK7745 型電火花線切割機(jī)切取6 個(gè)弦向試片，尺寸為140 mm×90 mm×18 mm，每個(gè)試片利用線切割中分成兩部分，尺寸為70 mm×90 mm×18 mm。將中分面打磨，表面粗糙度小于1.6 μm。在KL–106M 中壓真空電子束焊機(jī)中采用3 種焊接工藝，每兩個(gè)試片沿著中分面以對接方式焊接，A、B、C 3 種焊接工藝的焊接電壓、焊接電流等工藝參數(shù)完全相同，焊接速度依次為10 mm/s、8 mm/s、5 mm/s，相應(yīng)的熱輸入逐漸增大。在SJX–12 型箱式電阻爐中進(jìn)行焊后時(shí)效處理，制度為595 ℃保溫8 h后空冷，獲得的母材組織形貌如圖1 所示，主要由等軸的初生α 相以及轉(zhuǎn)變β 組織組成，為典型的雙態(tài)組織。在焊縫位置沿盤件弦向分別取室、高拉試樣和U 型缺口室溫沖擊性能試樣（缺口面平行于試片表面），保證焊縫落在拉伸試樣標(biāo)距中心位置，每種狀態(tài)的試樣數(shù)為3個(gè)。在GNT300 電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試焊縫的室溫拉伸性能，在GNT100 電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試焊縫的高拉性能，在NI750C 沖擊試驗(yàn)機(jī)上測試焊縫室溫沖擊性能，所采用的測試標(biāo)準(zhǔn)均為美標(biāo)。選取140 mm×18 mm 截面上焊縫位置制備金相試樣，采用Zeiss 光學(xué)顯微鏡觀察焊縫組織形貌，采用FEI nano 450 場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察拉伸、沖擊后的斷口形貌。采用MTP–1A 型電解雙噴儀制備焊縫區(qū)域薄膜試樣，所用電解溫度為–35 ℃，電解電壓為20 V。在Talox F200X G2 型透射電子顯微鏡下觀察焊縫區(qū)的相結(jié)構(gòu)。

圖1 時(shí)效處理后的母材組織形貌Fig.1 Microstructure of base metal after aging treatment

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭低倍組織

3 種焊接工藝獲得的焊縫形貌如圖2 所示，經(jīng)焊后時(shí)效處理獲得的低倍組織如圖3 所示。焊縫呈“釘子”形，3 種工藝下均實(shí)現(xiàn)了母材和焊縫的良好結(jié)合。大熱輸入的C 工藝獲得的焊縫正面出現(xiàn)明顯下塌，焊縫背面有少量微小的焊瘤；小熱輸入的A 工藝獲得的焊縫正面下塌較小，焊縫背面成形良好。3 種工藝低倍組織中未見氣孔和其他冶金缺陷，可見清晰的熔合線和柱狀晶，這些柱狀晶起始于熔合線，終止于焊縫中心。

圖2 焊縫形貌Fig.2 Weld appearance

圖3 焊接接頭低倍組織Fig.3 Macrostructure of welded joints

2.2 焊接接頭顯微組織

3 種工藝電子束焊接接頭時(shí)效處理后形成了顯微組織各異的母材區(qū)、熱影響區(qū)及焊縫熔化區(qū)。熔合線處晶粒聯(lián)生結(jié)晶和定向散熱使焊縫熔化區(qū)形成具有一定方向性的β 柱狀晶和心部少量等軸β 晶粒（圖4），β相上分布有大量針狀馬氏體，相互交織成網(wǎng)籃狀（圖5）。在熔化區(qū)中心A 工藝可見等軸晶粒，B 和C 工藝有極少量等軸晶粒。3 種工藝下熱影響區(qū)組織差別不大，熱輸入較大的C 工藝中次生α 相片層略粗，熱影響區(qū)的寬度很窄（＜500 μm），由于溫度梯度的存在形成了梯度過渡組織。圖6 為C焊接工藝下的熱影響區(qū)各組織，共分為3 個(gè)區(qū)域，從熔合線到母材方向依次為聯(lián)生結(jié)晶形成的等軸晶區(qū)（近焊縫熔化區(qū)）、不完全β 化區(qū)（熱影響區(qū)中間區(qū)域）、近完全β 化區(qū)（近母材區(qū)）?？拷缚p熔化區(qū)的等軸晶區(qū)上分布有針狀組織（圖6（d）），熔化區(qū)柱狀晶尺寸受到此區(qū)域等軸晶尺寸的限制。熱影響區(qū)中間區(qū)域初生α 相以“Ghost α 相”形式存在，原始β 相晶粒邊界依稀可見，仍有針狀組織（圖6（e）），說明此區(qū)域溫度已超過β 轉(zhuǎn)變溫度，但快速升溫過程中α 相并未完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，成分未達(dá)到平衡狀態(tài)，且α 相邊緣及其內(nèi)部部分位置發(fā)生相轉(zhuǎn)變，冷卻時(shí)這些不穩(wěn)定的β 相分解析出針狀α 相，不完全β 化區(qū)中的網(wǎng)籃組織片層比等軸晶區(qū)略細(xì)；光學(xué)顯微鏡下靠近母材的熱影響區(qū)組織與母材類似，為等軸α 相和β 轉(zhuǎn)變組織組成，只是次生α相片層略粗大，同時(shí)在較高倍數(shù)掃描電鏡下發(fā)現(xiàn)此區(qū)域β 轉(zhuǎn)變組織上仍存在尺寸極小的針狀α 相（圖6（f）），故稱此區(qū)域?yàn)椤敖耆?化區(qū)”，β 相并未達(dá)到真正意義上的成分平衡。受焊接熱作用影響最終形成由焊縫熔化區(qū)到近母材區(qū)的顯微組織依次為β 柱狀晶上分布網(wǎng)籃針狀馬氏體相、β 等軸晶上分布網(wǎng)籃針狀馬氏體相、原始β 晶粒上分布網(wǎng)籃針狀馬氏體和少量“Ghost α 相”，β 轉(zhuǎn)變組織上分布尺寸極小的針狀馬氏體和等軸初生α相。需要說明的是，雖然進(jìn)行了595 ℃焊后去應(yīng)力退火，但由于溫度較低，并不會改變其馬氏體組織的特點(diǎn)。

圖4 焊縫熔化區(qū)的顯微組織Fig.4 Microstructure of weld fusion zone

圖5 焊縫熔化區(qū)的SEM 形貌Fig.5 SEM morphology of weld fusion zone

圖6 C 工藝熱影響區(qū)各組織Fig.6 Microstructure of heat affected zone by C process

焊接接頭熔合線主要是由于加熱時(shí)固相母材與液相焊縫界面存在溫度梯度冷卻后形成，同時(shí)以熔合線處的等軸晶粒為形核質(zhì)點(diǎn)，半熔化狀態(tài)的β 晶粒以“外延生長”和“競爭生長”方式[16]背向散熱速度最快的方向長大形成柱狀晶。受局部高溫作用，等軸初生α 相及板條狀次生α 相充分溶解到了β 相中，焊縫熔化區(qū)等軸組織的形成主要是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的結(jié)果，由于焊縫中心溫度最高，過冷度最大，柱狀晶還未生長到中心時(shí)焊縫中心區(qū)域液態(tài)金屬便開始形核并長大[17]。焊縫組織的形成主要受到焊接速度、焊縫中心溫度、溫度梯度、晶粒生長速度、熔池散熱等條件的影響，焊接速度較慢的C 工藝熔化區(qū)中心等軸晶極少，這是由于較大的熱輸入使合金在加熱過程中有足夠的時(shí)間進(jìn)行回復(fù)，減少了再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力，而此時(shí)柱狀晶長大所需的過冷度占主導(dǎo)，僅需很短的時(shí)間柱狀晶長大并相互接觸。而焊接速度較快的A 工藝熔化區(qū)中心有較多等軸晶形成，這是由于較小的熱輸入時(shí)過冷度相對較小，柱狀晶長大所需的時(shí)間較長，熔化區(qū)心部有更多的時(shí)間進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，柱狀晶還未生長到焊縫中心凝固過程就已停止。β 相上針狀組織的形成是由于在快速冷卻過程中，β 相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗟倪^程來不及充分進(jìn)行，發(fā)生無擴(kuò)散型馬氏體相變形成與基體成分相同但晶體結(jié)構(gòu)不同的針狀過飽和固溶體。有研究表明[18]，高溫β 相在快速冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎嗷颚痢逑嘀饕cβ 穩(wěn)定元素含量有關(guān)，且應(yīng)力應(yīng)變誘發(fā)的α″馬氏體相變會降低材料屈服強(qiáng)度[19]，經(jīng)計(jì)算該合金的Mo 當(dāng)量為2.0，β 穩(wěn)定元素含量較低，處于α′相形成區(qū)。圖7 為柱狀晶明場像和選區(qū)電子衍射花樣的標(biāo)定圖，顯示的取向關(guān)系為（0–11）β//（001）α′，[111]β//[100]α′。α′相晶體結(jié)構(gòu)與母相β 相之間滿足伯格斯取向關(guān)系（{110}β//{001}α，＜111＞β//＜110＞α）。

圖7 柱狀晶TEM 形貌Fig.7 TEM morphology of columnar grains

2.3 焊接接頭力學(xué)性能

不同焊接工藝下焊接接頭微觀組織發(fā)生變化使焊縫性能和母材性能產(chǎn)生差異。室溫拉伸性能、480 ℃高溫拉伸性能、室溫沖擊性能測試結(jié)果的平均值如表1～3所示，合理控制焊接熱輸入可使Ti6242 鈦合金獲得性能良好的電子束焊接接頭，力學(xué)性能滿足Ti6242 整體葉盤鍛件標(biāo)準(zhǔn)要求。3 種工藝參數(shù)下，焊接接頭在室、高溫下的強(qiáng)度均高于母材，塑性略低于母材，室溫沖擊性能低于母材。主要原因如下： （1）焊接接頭受快速加熱及冷卻后形成的細(xì)小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒具有細(xì)晶強(qiáng)化作用； （2）針狀馬氏體α′相的形成起到固溶強(qiáng)化作用；（3）α′相集束邊界阻礙了滑移帶的擴(kuò)展，提高焊縫強(qiáng)度。較細(xì)的針狀α′相使位錯(cuò)滑移的有效距離減小，降低塑性，也不利于沖擊性能。α 相的形態(tài)也會對沖擊性能產(chǎn)生明顯的影響，相對針狀的α′相，等軸狀的α 相中裂紋不容易擴(kuò)展。對比3 種焊接工藝，大熱輸入的C 工藝強(qiáng)度最高，中等熱輸入的B 工藝和小熱輸入的A 工藝強(qiáng)度相當(dāng)，3 種工藝塑性相差不大。分析其原因，隨著焊接速度降低，焊縫有從“釘子”形向“U”形轉(zhuǎn)變的趨勢（圖3），C 工藝中相對較寬的焊縫組織提高了焊縫強(qiáng)度。相對塑性，焊接速度對焊縫強(qiáng)度性能影響較大，沖擊性能的變化規(guī)律與塑性一致。

表1 不同焊接工藝焊縫室溫拉伸性能Table 1 Tensile properties of different welding processes at room temperature

2.4 不同焊接工藝斷口形貌

焊接接頭室溫拉伸和高溫拉伸試樣均斷裂于遠(yuǎn)離焊縫中心的母材區(qū)（圖8），焊接接頭的拉伸斷裂優(yōu)先發(fā)生于屈服強(qiáng)度低的區(qū)域[20]，這與焊縫強(qiáng)度性能均高于母材一致。圖9為C工藝室溫和高溫拉伸后的斷口形貌，纖維區(qū)和剪切唇區(qū)均呈韌窩形貌，表現(xiàn)為韌性斷裂特征，部分位置可見極少的二次裂紋及微孔洞。韌窩的大小和深淺決定于材料斷裂時(shí)微孔形核數(shù)量和材料本身的相對塑性，韌窩的平均尺寸較大或較深，斷裂時(shí)吸收的能量更多，塑性也更好[21]。綜合來看，Ti6242 鈦合金電子束焊接能夠獲得塑性較好的焊接接頭，拉伸斷口為微孔聚集型塑性斷裂，其斷裂的發(fā)生主要是由于局部薄弱區(qū)域位錯(cuò)塞積帶來應(yīng)力集中并形成微孔洞，這些孔洞既是二次裂紋形成起點(diǎn)，也是斷裂時(shí)容易撕裂的位置，對塑性不利。

圖8 拉斷后的試樣Fig.8 Specimen after tensile fracture

圖9 拉伸斷口形貌Fig.9 Tensile fracture morphology

焊接接頭沖擊試樣斷裂于缺口焊縫位置，圖10 為B 焊接工藝試樣及母材的沖擊斷口形貌，由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)3 個(gè)區(qū)域組成，兩側(cè)的剪切唇區(qū)較大，缺口處的纖維區(qū)較小，有較大的放射區(qū)。相對接頭斷口形貌，母材沖擊斷口中的纖維區(qū)和剪切唇區(qū)范圍更小，在母材各區(qū)域上分布著等軸韌窩，展現(xiàn)母材良好的沖擊性能。焊接接頭斷口形貌表現(xiàn)為韌窩和準(zhǔn)解理混合斷裂特征，每個(gè)柱狀的斷裂面上存在一些河流花樣，這些柱狀面間又有較多韌性斷裂特征的小韌窩和撕裂棱。焊接接頭的纖維區(qū)更加平坦，剪切唇區(qū)呈韌窩形貌，放射區(qū)為韌窩和柱狀晶的混合形貌，圖11 為沖擊斷口裂紋源，其斷裂機(jī)制為韌窩處的微孔聚集型斷裂和準(zhǔn)解理面上的滑移帶斷裂混合。在母材的大韌窩結(jié)構(gòu)中分布有很多細(xì)小的等軸韌窩，裂紋相對不容易形核和擴(kuò)展，這與表現(xiàn)出的母材沖擊性能較好結(jié)果一致。

圖10 沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphology

圖11 沖擊斷口裂紋源Fig.11 Crack origin of impact fracture

表2 不同焊接工藝焊縫480 ℃高溫拉伸性能Table 2 Tensile properties of different welding processes at 480 ℃

表3 不同焊接工藝焊縫沖擊性能Table 3 Impact properties of different welding processes

3 結(jié)論

（1）Ti6242 鈦合金電子束焊接接頭由母材區(qū)、熱影響區(qū)及焊縫熔化區(qū)3 部分組成，其中熱影響區(qū)又可分為等軸晶區(qū)（近焊縫區(qū)）、不完全β 化區(qū)（熱影響區(qū)中間區(qū)域）、近完全β 化區(qū)（近母材區(qū)），在熔化區(qū)和熱影響區(qū)各區(qū)域均分布有針狀馬氏體。受焊接熱作用影響最終形成由焊縫熔化區(qū)到近母材區(qū)的顯微組織依次為β 柱狀晶上分布網(wǎng)籃針狀馬氏體相、β 等軸晶上分布網(wǎng)籃針狀馬氏體相、原始β 晶粒上分布網(wǎng)籃針狀馬氏體和少量“Ghost α 相”，β 轉(zhuǎn)變組織上分布尺寸極小的針狀馬氏體和等軸初生α 相。

（2）Ti6242 鈦合金電子束焊接接頭室、高溫強(qiáng)度高于母材，室、高溫塑性略低于母材，室溫沖擊性能低于母材。大熱輸入時(shí)焊接接頭熔寬較大，接頭強(qiáng)度較高。相對塑性，焊接速度對焊縫強(qiáng)度性能影響較大，沖擊性能隨焊接速度變化規(guī)律與塑性一致。

（3）拉伸斷口呈現(xiàn)韌窩形貌，其斷裂機(jī)制為微孔聚集型塑性斷裂；沖擊斷口表現(xiàn)為韌窩和準(zhǔn)解理混合斷裂特征，在柱狀斷裂面之間存在較多小韌窩和撕裂棱，其斷裂機(jī)制為韌窩處的微孔聚集型斷裂和準(zhǔn)解理面上的滑移帶斷裂混合。

致謝

感謝中國航發(fā)北京航空材料研究院焊接與塑性成形研究所袁鴻研究員和王金雪高工對本論文中鈦合金試片電子束焊接工作提供的支持和幫助。