方乃文，黃瑞生，武鵬博，馬一鳴，孫徠博，曹浩，鄒吉鵬

(中國機械總院集團哈爾濱焊接研究所有限公司,哈爾濱,150028)

0 序言

鈦合金具有密度小、比強度高、耐腐蝕、抗疲勞等優(yōu)點，廣泛應用于航空航天和深海工業(yè)領域[1-2].其中TC4 鈦合金是一種典型α-β 雙相鈦合金，兼具α 型和β 型鈦合金的優(yōu)點[3]，是應用范圍最為廣泛的鈦合金之一.與傳統(tǒng)焊接技術相比，窄間隙激光填絲焊具有熱輸入小、熱影響區(qū)狹窄、焊接效率高等諸多優(yōu)點，同時利用填充焊絲對燒損合金和有益合金元素的補充，可以進一步對焊接接頭組織性能優(yōu)化，從而在鈦合金焊接領域獲得大量應用[4-5].

窄間隙激光填絲焊接過程是單道多層填充金屬的累計，而多層焊接過程中的多次熱循環(huán)必然會使焊縫組織變得極為復雜和不均勻[6]，導致焊接接頭在超塑性成形時的應力變形不均勻，從而影響鈦合金焊接零部件的服役安全性能，為其在工業(yè)生產中的應用提供了難題[7].鈦合金的導熱性能較差，在激光高能束焊接條件下，鈦合金焊縫熔池溫度較高，給高溫β 相晶粒的長大提供了充裕條件，并且焊后較快的冷卻速度會造成切變生成的α'馬氏體含量較高，進而直接影響獲得焊接接頭的塑韌性.因此，采用熱處理手段來進一步調控焊縫組織構成、形態(tài)及分布，進而優(yōu)化焊接接頭的力學性能是一種較為理想的方法.

鈦合金的組織結構對熱處理工藝較為敏感，熱處理可以通過改變鈦合金焊接接頭的組織構成，協(xié)調焊接接頭各區(qū)域組織的微觀結構分布，從而提高焊接接頭應力變形均勻性.近年來，國內外相關研究學者已經相繼開展了鈦合金焊接接頭的熱處理研究.馬權等人[8]采用TC4 焊絲對TB8 板材實施TIG，焊后分別在500，550，600，650 ℃對焊接接頭進行1 h 退火后爐冷，并測試熱處理后焊接接頭的組織和強度，結果表明，焊態(tài)的焊縫為成分分布不均勻的鑄態(tài)組織，其[Mo]eq為6.5～ 11，基體由粗大的亞穩(wěn)β 相構成；焊縫經500 ℃退火后，α''相消失，但沒有α 相片層組織形成；550 ℃退火后，β 相中析出了極細小的α 相片層，接頭的拉伸強度達到最大值1 223 MPa；經 600 ℃和 650 ℃退火后，β 相中析出的α 相片層粗化，接頭拉伸強度下降，斷口呈現(xiàn)完全脆性斷裂特征.李睿等人[9]對TC17 鈦合金進行線性摩擦焊，并對獲得焊接接頭進行了不同熱處理狀態(tài)下組織形貌和力學性能分析，發(fā)現(xiàn)經過熱處理后的焊縫組織由于亞穩(wěn)定β 相和亞穩(wěn)定α 相分解，析出彌散分布的針狀α 相使接頭性能大幅提高，拉伸試驗均斷于母材處，并且發(fā)現(xiàn)彌散分布的針狀α 相的強化效果與熱處理溫度密切相關.張菁麗等人[10]研究了焊后熱處理工藝對Ti650 合金電子束焊接接頭的組織和力學性能影響，結果表明，經700 ℃/2 h AC 退火后，焊縫中α'馬氏體發(fā)生近平衡相變?yōu)棣?，同時焊縫中析出大量次生短針狀α 相；經1 010 ℃/1.5 h WC+650 ℃/2 h AC 處理后，α 相發(fā)生了明顯粗化和等軸化，次生析出的短針狀α 與原始粗化的 α 片層相結合有效地提高焊縫強度，阻礙了裂紋的擴展，使焊接接頭具有較好的強度.文獻[11]對Ti-1300 合金電子束焊接接頭進行了不同工藝的熱處理，結果表明，不同熱處理工藝對焊縫區(qū)β 晶粒的形態(tài)和尺寸幾乎沒有影響，熱處理可以調節(jié)焊縫區(qū)α 相的含量、尺寸和形態(tài)，但析出的α 相的分布總體趨向于在穩(wěn)定晶界處形成；焊縫區(qū)的性能依賴于析出α 相的尺寸和數量，當單獨在較低溫度退火或時效時，焊縫區(qū)α 相強化效果明顯，焊縫強度大于母材.

上述學者的研究多集中于熱處理對焊接接頭拉伸性能的作用，從控制α 相的尺寸、數量及分布特征入手來協(xié)調整體微觀結構.而TC4 鈦合金激光填絲焊接接頭中的焊縫區(qū)域主要以α'馬氏體為主要組成相參與服役，而hcp 結構的α'馬氏體和α 相的滑移系較少，各向異性強，故其晶體結構特征注定了其塑韌性會較差，因此TC4 雙相鈦合金焊接接頭通過熱處理工藝進行性能調控的核心是增塑韌.文中主要研究采用自主開發(fā)的Ti-Al-V 系藥芯焊絲作為填充金屬，對獲得的焊接接頭進行退火處理，并將其與焊態(tài)的焊接接頭進行了組織結構、性能及物相組成進行分析測試比對，以期為后續(xù)鈦合金激光填絲焊接接頭熱處理工藝制定、組織性能調控提供技術支撐.

1 試驗方法

試驗選用尺寸規(guī)格為400 mm × 200 mm ×20 mm 的TC4 鈦合金板，填充金屬為直徑1.6 mm的Ti-Al-V 系藥芯焊絲，母材和藥芯焊絲熔敷金屬化學成分見表1.待焊試板加工成Y 形坡口，其坡口鈍邊為2 mm，坡口根部間隙為3.2 mm，單邊坡口角度為1.5°.焊前將待焊試板進行打磨和酸洗，酸洗溶液由體積分數為5%HF+30%HNO3+H2O 配比組成，去除表面油污和氧化物后用酒精和水洗清除酸液后烘干備用.采用激光填絲焊接方法進行待焊試板坡口填充，焊接熱源為德國IPG 公司生產的YLS-6000 光纖激光器，激光束采用圓形擺動模式，擺動頻率為100 Hz，擺動幅度為2 mm，其他焊接工藝參數見表2，使用單激光進行打底，共計填充6 道完成焊接，層間溫度控制在150 ℃以內，焊接過程采用Ar 進行焊縫的正反面保護，保護氣體Ar 的壓力為0.5 MPa，相同的工藝參數共計完成2 塊試板的激光填絲焊接.

表2 焊接工藝參數Table 2 Welding process parameters

焊接完成后，其中1 塊焊接試板采用850 ℃ ×2 h 制度在真空熱處理爐內進行退火后隨爐冷卻至室溫.熱處理完成后，將1 塊焊態(tài)焊接試板和1 塊熱處理焊接試板由線切割設備進行試樣加工，采用OLYMPUSGX71 光學顯微鏡(OM)，JEM-2100F 型場發(fā)射透射電子顯微鏡(FE-TEM)、電子背散射衍射儀(EBSD)，F(xiàn)EI Quanta-200 型掃描電鏡及D/MAX-rB 型X 射線衍射儀對焊縫的微觀組織和物相進行觀察確定；利用 HVS-1000Z 型顯微硬度計進行硬度測試；室溫拉伸性能在INSTRON 5569 電子萬能試驗機進行.

2 試驗結果分析與討論

圖1 為激光填絲焊接接頭整體及橫截面宏觀形貌，沒有發(fā)現(xiàn)存在氣孔、裂紋及側壁熔合不良等缺陷.焊接接頭的焊縫區(qū)由柱狀晶組成，由于柱狀晶沿著溫度梯度增高的方向生長，所以柱狀晶由兩側向焊縫中心處生長且對稱分布.

圖1 焊接接頭宏觀形貌Fig.1 Macroscopic appearance of welded joint.(a) face of welded seam;(b) back of welded seam;(c) cross section of welded joint

圖2～ 圖3 分別為焊態(tài)和熱處理焊接接頭的微觀組織形貌，可以發(fā)現(xiàn)最大晶粒均出現(xiàn)在焊縫位置，由于焊縫區(qū)的焊絲熔化后冷卻速度極快，溶質來不及均勻化擴散，屬于快速結凝組織，具有典型的鑄造組織特征.隨著與焊縫中心距離的增加，晶粒尺寸呈逐漸減小的趨勢，即焊縫區(qū)、熱影響區(qū)、母材的晶粒尺寸呈遞減分布.兩組焊接接頭中各區(qū)域組織構成及形貌特征差別較大，焊態(tài)焊縫區(qū)由長針狀α'馬氏體貫穿整個柱狀晶構成，在α'馬氏體之間還會形成細小的次生α'馬氏體，同時在焊縫SEM圖中發(fā)現(xiàn)連續(xù)晶界分布，最終焊縫區(qū)呈網籃狀形貌；熱影響區(qū)則由少量初始αp相、晶界αgb相、魏氏組織及α'馬氏體構成；母材組織呈現(xiàn)出雙態(tài)形貌，即由等軸狀和長條狀的α 相、次生αs與β 相交織構成.

圖2 焊態(tài)焊接接頭微觀組織形貌Fig.2 Microstructure of welded joint without heat treatment.(a) overall micromorphology;(b) WM;(c) SEM of WM;(d)HAZ;(e) SEM of HAZ;(f) BM;(g) SEM of BM

圖3 熱處理焊接接頭微觀組織形貌Fig.3 Microstructure of welded joint with heat treatment.(a) overall micromorphology;(b) WM;(c) SEM of WM;(d)HAZ;(e) SEM of HAZ;(f) BM;(g) SEM of BM

經過熱處理后的焊接接頭焊縫區(qū)則由大量晶界αgb相、初始αp相、次生αs相和點狀分布的殘留β 相構成；熱影響區(qū)幾乎全部由尺寸更加細小次生αs相、少量初始αp相及殘余β 相構成，魏氏組織已經消失不見；經過熱處理的母材組織除了呈現(xiàn)出雙態(tài)形貌特點外，還發(fā)現(xiàn)等軸狀的α 相含量明顯增加，β 相也變得更加細小且含量也略有提高.兩組焊接接頭各區(qū)域的微觀尺度也有較為明顯的區(qū)別，熱處理態(tài)焊接接頭中的焊縫區(qū)與熱影響區(qū)中的α'馬氏體長徑比較小，焊縫區(qū)中原始β 相晶界寬度也明顯窄于焊態(tài)焊接接頭中焊縫區(qū)原始β 相晶界.

圖4 為2 組焊接接頭焊縫區(qū)的晶粒組織形貌和晶界取向圖，其中圖4a 和圖4b 是焊態(tài)焊接接頭中焊縫區(qū)的晶粒形貌和取向圖，圖4c 和圖4d 是熱處理焊接接頭焊縫區(qū)的晶粒形貌和取向圖.在觀察組織形貌時發(fā)現(xiàn)存在兩種不同類型的原始β 晶界，即連續(xù)晶界和非連續(xù)晶界，劉寧[12]和李雷等人[13]也發(fā)現(xiàn)了此種情況，非連續(xù)晶界是因為熱處理態(tài)焊接接頭在隨爐冷卻過程中，焊縫區(qū)域的冷卻速度較慢，產生的過冷度較小，使得晶核只能在晶界產生并長大成晶界αgb，由于生長速度也較慢，形核驅動力不足以形成連續(xù)的晶界；而連續(xù)晶界則是從β 相高溫區(qū)冷卻，溫度較高，有足夠的時間和形核驅動力使得初生αp相在晶界形核長大并生長為連續(xù)的晶界.

2 組焊縫中不同取向組織相互交織分布，有各向異性特征的板條阻礙裂紋擴展的能力比具有各向同性特征的板條更強，這樣有利于抑制裂紋的擴展，改善材料的韌性[14-15].通過對比可以發(fā)現(xiàn)經過熱處理后焊縫區(qū)的針狀片層組織厚度明顯增加，長徑比減小.相關文獻[16]表明片層相的形貌會影響合金的性能，片層相的厚度增加會導致抗拉強度及硬度降低.

圖4b 和圖4d 中的綠線代表2°～ 15°的小角度晶界，黑線代表大于15°的大角度晶界.由圖可見，熱處理態(tài)焊接接頭中的大角度晶界比例略大，2 組焊接接頭焊縫區(qū)的晶界取向差統(tǒng)計分布結果如圖5 所示.

圖4 焊縫金屬EBSD 圖Fig.4 EBSD orientation images of welded metal.(a) grain morphology of welded metal without heat treatment;(b)grain orientation diagram of welded metal without heat treatment;(c) grain morphology of welded metal with heat treatment;(d) grain orientation diagram of welded metal with heat treatment

圖5 晶粒間的取向差分布Fig.5 Misorientation angle distribution diagram.(a) welded metal without heat treatment;(b)welded metal with heat treatment

經過計算得出焊態(tài)焊接接頭中焊縫區(qū)中晶粒間的取向差大于15°的大角度晶界占比約81.78%，其中在55.5°～ 66.5°之間分布的約70.67%；熱處理態(tài)焊接接頭焊縫中晶粒間的取向差大于15°的大角度晶界占比約為85.20%，其中在55.5°～66.5°之間分布的約74.27%.據相關文獻[17]記載，沖擊韌性與其晶粒間取向差分布密切相關，大角度的晶粒間取向分布可以有效阻止微裂紋在晶內擴展；而微裂紋在小角度取向分布的晶粒間擴展時，僅需要稍微偏轉角度即可實現(xiàn).因此，上述測試結果可以預示出熱處理態(tài)焊接接頭的沖擊韌性數值會略高.

為了確定2 組焊接接頭焊縫區(qū)域的物相構成，采用XRD 測試技術對焊縫物相構成進行分析測試，結果如圖6 所示，2 組焊接接頭焊縫區(qū)域均由密排六方(HCP)晶體結構組成，沒有發(fā)現(xiàn)體心立方晶格(BCC) 和斜方晶格結構，即沒有發(fā)現(xiàn)α''或ω相.同時，根據晶格常數比c/a并結合上文微觀組織分析可以確定焊態(tài)焊縫中主要由α'馬氏體組成，且主強峰都一致的出現(xiàn)在2θ=40.5°處，還有少量極弱的多角度α 相衍射峰.

圖6 焊縫區(qū)XRD 圖譜Fig.6 XRD pattern of welded metal

熱處理態(tài)焊縫中α 相衍射峰中心角度位置與焊態(tài)焊縫中α'馬氏體一致，另外還發(fā)現(xiàn)了較為明顯且尖銳的β 相(110)衍射峰，并且衍射峰向右偏移，這是由于在熱處理過程中，非平衡態(tài)α'馬氏體轉變成β 相，并在隨后的隨爐冷卻過程中得以殘留.

衍射峰向右偏移說明經過熱處理后的焊縫組織晶格常數變小，晶面間距也隨之減小[18]，隨著從β 相冷卻將會使得α 相在β 相晶界處形核，并向β 相晶內沿著某一位向生長，也表明熱處理增加了焊縫的固溶度.

圖7 顯示了2 組焊接接頭整體顯微硬度分布，總體均呈現(xiàn)出焊縫區(qū)＞熱影響區(qū)＞母材區(qū)的分布規(guī)律.焊接接頭的硬度分布與其組織構成和相含量有著密切聯(lián)系，由于α'馬氏體內具有高密度的位錯和孿晶[19]，從而可以產生相當數量的晶界，因此它的硬度會顯著高于其它相，從而2 組焊接接頭中α'馬氏體含量最多的焊縫區(qū)較熱影響區(qū)和母材區(qū)域硬度高.

圖7 焊接接頭硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of welded joints

2 組焊接接頭的對應區(qū)域硬度數值略有差異，經過熱處理的焊接接頭整體顯微硬度數值要低于焊態(tài)焊接接頭.在硬度載荷加載過程中，載荷會使位錯滑移到晶界處而造成位錯的塞積，而晶界對位錯運動又會有明顯的阻礙作用，隨著載荷的增加，位錯塞積的密度隨之增大，并伴隨應力集中的產生，當集中的應力可以克服晶界阻礙作用時，應力將會釋放產生塑性變形導致相鄰晶粒組織的位錯運動，在相鄰晶粒組織間的晶界發(fā)生交割而使材料硬化[20].由于熱處理態(tài)會降低位錯密度[21]，因此熱處理態(tài)焊接接頭中焊縫區(qū)及熱影響區(qū)的位錯密度較焊態(tài)焊接接頭相應區(qū)域的低，使得熱處理態(tài)焊接接頭各區(qū)域的硬度低于焊態(tài)焊接接頭，同時從上文的片層相形貌分析中也驗證了上述分析結果.

表3 為TC4 鈦合金母材及2 組焊接接頭的室溫拉伸及沖擊性能試驗結果，經過熱處理的焊接接頭抗拉強度略低，而斷后伸長率及室溫沖擊性能數值均高于焊態(tài)焊接接頭和母材.

表3 母材及焊接接頭拉伸及沖擊性能Table 3 Tensile and impact properties of titanium alloy base metal and welded joints

圖8 分別為焊態(tài)和熱處理態(tài)拉伸試樣的斷口低倍和高倍SEM 形貌，兩組焊接接頭斷裂前均發(fā)生較明顯的頸縮現(xiàn)象，焊態(tài)焊接接頭的拉伸斷口呈微孔聚合的特征，韌窩較深且大，撕裂棱較明顯，這也說明焊態(tài)焊接接頭在拉伸過程中的變形較小，與其斷后伸長率較低的測試結果吻合.而在熱處理態(tài)焊接接頭斷口上可以觀察到大量由撕裂唇包圍的均勻且深的韌窩，具有典型的穿晶斷裂特征，呈微孔聚合韌性斷裂，且塑性變形較為充分，這與其斷后伸長率較高的測試結果一致.

圖8 拉伸試樣斷后組織形貌Fig.8 Microstructure and morphology of tensile specimens after fracture.(a) macroscopic morphology of tensile test specimen without heat treatment;(b) macroscopic morphology of tensile test specimen with heat treatment;(c)low appearance of welded joint without heat treatment;(d) low appearance of welded joint with heat treatment;(e) high appearance of welded joint without heat treatment;(f) high appearance of welded joint with heat treatment

焊接接頭經過退火熱處理后，焊縫中原有的魏氏組織會轉變?yōu)棣?相網籃組織，晶界破碎甚至消失，晶界對滑移的阻礙作用削弱，使得滑移距離增加，塑性獲得顯著提升[22]；同時，強度更高的α'馬氏體轉變?yōu)榇只摩?β 相，使得拉伸強度降低.此外，單個α 集束內交織的粗細片層組織引發(fā)裂紋擴展方向發(fā)生偏移，對裂紋擴展具有明顯的阻礙作用，有利于提高焊縫的塑性[23].

圖9 為2 組缺口在焊縫中心的室溫沖擊試樣斷后的宏觀與微觀組織形貌.其中圖9a 為焊態(tài)焊接接頭沖擊試樣斷口宏觀形貌，河流狀花樣明顯，屬于解理斷裂，韌性較差；而圖9b 為熱處理態(tài)焊接接頭沖擊試樣斷口宏觀形貌，發(fā)現(xiàn)了剪切唇和韌性斷裂特征，具有較好的沖擊韌性.

圖9 沖擊試樣斷后組織形貌Fig.9 Microstructure and morphology of impact test specimens after fracture.(a) macroscopic morphology of impact specimen without heat treatment;(b) macroscopic morphology of impact specimen with heat treatment;(c)impact fracture morphology of welded joint without heat treatment;(d) impact fracture morphology of welded joint with heat treatment

圖9c 與圖9d 分別為焊態(tài)和熱處理態(tài)接接頭沖擊斷口特征區(qū)域微觀組織形貌.圖9c 中的試樣啟裂區(qū)斷口主要由撕裂韌窩組成，圖9c 中選定區(qū)域高倍顯微組織的沖擊試樣斷口由大量小韌窩組成；圖9d 中的試樣啟裂區(qū)斷口全部由剪切韌窩組成，并且熱處理態(tài)焊接接頭沖擊斷口的啟裂區(qū)較焊態(tài)焊接接頭沖擊斷口的起裂區(qū)寬度較大，圖9d 中選定區(qū)域高倍顯微組織的沖擊試樣斷口韌窩較大且分布較均勻.

邵暉等人[24]研究表明，沖擊韌性與片層組織的厚度密切相關.經過退火處理后的焊縫組織以αp及αs相片層組織為主，在片層之間還存在少量的點狀分布的殘余β 相和晶界αgb相.在試樣沖擊過程中，在粗細片層和α/β 界面裂紋擴展方向易發(fā)生偏轉，導致擴展路徑曲折；同時，αp/αs界面間殘留β 相的存在，能夠保證晶界兩側在幾何協(xié)調性因子較低的條件下仍能夠進行滑移傳遞.另外，當焊接接頭被加熱至850 ℃并保溫，在隨后的緩慢隨爐冷卻過程中導致了亞穩(wěn)相的形成、分解，大量的亞穩(wěn)相作為α 相形核的質點，從而使α 相的形核率大幅提高，大量細密次生αs相的析出截斷了初生αp相板條，使α 板條的長徑比減小.同時，次生αs相含量的提高使晶粒內發(fā)生更多的分割，這些分割降低了位錯的交滑移頻率[25-26]，使晶內位錯的容納能力增大，從而可以提高焊接接頭沖擊韌性.

3 結論

(1) 2 組焊接接頭各區(qū)域的微觀尺度也有較為明顯的區(qū)別，經過熱處理后的焊接接頭焊縫區(qū)由大量晶界αgb相、初始αp相、二次αs相和點狀分布的殘留β 相構成；熱影響區(qū)幾乎全部由尺寸更加細小二次αs相及殘余β 相構成，魏氏組織已經消失不見，熱處理態(tài)焊接接頭中的焊縫區(qū)與熱影響區(qū)中的α'馬氏體長徑比較小，焊縫區(qū)中原始β 相晶界寬度也明顯窄于焊態(tài)焊接接頭中焊縫區(qū)原始β 相晶界，并發(fā)現(xiàn)αp/αs界面間殘留β 相的存在，可以有效保證焊縫的塑韌性.

(2)焊態(tài)焊接接頭中焊縫區(qū)中晶粒間的取向差大于15°的大角度晶界占比約81.75%；熱處理態(tài)焊接接頭焊縫中晶粒間的取向差大于15°的大角度晶界占比約為85.20%；焊態(tài)焊縫中主要由α'馬氏體組成，還有少量極弱的多角度α 相衍射峰，熱處理態(tài)焊縫中α 相衍射峰中心角度位置與焊態(tài)焊縫中α'馬氏體一致，另外還發(fā)現(xiàn)了較為明顯且尖銳的β 相衍射峰.

(3) 2 組焊接接頭整體顯微硬度分布總體均呈現(xiàn)出焊縫區(qū)>熱影響區(qū)>母材區(qū)的分布規(guī)律，2 組焊接接頭的對應區(qū)域硬度數值略有差異，經過熱處理的焊接接頭整體顯微硬度數值要低于焊態(tài)焊接接頭；焊態(tài)和熱處理態(tài)的焊接接頭分別在拉應力加載至928 MPa 和917 MPa 時分別在母材和熱影響區(qū)位置發(fā)生斷裂；經過熱處理的焊接接頭斷后伸長率及室溫沖擊性能數值均高于焊態(tài)焊接接頭和母材.