史倩茹，張 敏，吳偉剛

(1 西安航空學(xué)院 材料工程學(xué)院，西安 710077； 2 西安理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048)

隨著石油天然氣使用量的不斷增長，油氣的長距離運輸需求使得油氣管道向高強韌、大口徑不斷發(fā)展。然而，近年來油氣泄漏、管道腐蝕開裂事故頻發(fā)，傳統(tǒng)的管線鋼已不能滿足新形勢下油氣運輸管道的強韌、耐腐蝕要求[1-3]。純不銹鋼或鈦合金管道成本過高，鈦-鋼復(fù)合板集鈦的高耐腐蝕性、管線鋼的高強度于一體，保證了設(shè)備強度，提高了管道耐腐蝕性，在石油管道、海洋工程、航空、航天等領(lǐng)域有著很大的應(yīng)用潛能[4-5]。目前，國內(nèi)外鈦-鋼復(fù)合板多采用鈦與鋼互不相溶的搭接方式焊接，但該方法難以在復(fù)合管焊接中應(yīng)用[6-8]。這是由于鈦、鋼熱物理性差異較大，相溶性極小，且極易形成低熔點共晶體和Ti，F(xiàn)e金屬間脆性化合物，直接影響接頭性能[9-12]。解決鈦-鋼復(fù)合板熔焊對接過渡連接問題是推進其工程化應(yīng)用的關(guān)鍵[13-16]。本工作通過研究復(fù)合板特殊的結(jié)構(gòu)特性，分析鈦-鋼冶金結(jié)合困難、復(fù)合板界面適配及鈦側(cè)焊縫氧化等問題，設(shè)計了復(fù)合板熔焊對接特殊坡口形貌、焊縫過渡方式、焊接材料及匹配焊接工藝，通過焊接實驗及接頭組織、性能分析，得到了可實現(xiàn)鈦-鋼復(fù)合板熔焊對接的過渡層(近鈦層、近鋼層)焊接材料及匹配工藝，為鈦-鋼復(fù)合板在油氣管道的應(yīng)用提供了理論參考。

1 實驗材料與方法

實驗選用2塊尺寸為160mm×180mm×16mm 的TA1-X80雙金屬復(fù)合板作為母材，編號分別為A(近鈦層采用Ti-Al-Mo焊接)，B(近鈦層采用Ti-Ni-Al焊接),其中，TA1厚度為2mm，X80厚度為14mm。對接實驗用Y型坡口示意圖如圖1所示。

圖1 復(fù)合板對接實驗坡口示意圖Fig.1 Schematic diagram of composite plate docking test

根據(jù)鈦及鈦合金物理、化學(xué)性能分析，結(jié)合TA1常溫下的晶粒組織特點[17]，選擇TC4鈦合金焊絲作為鈦層焊接材料；根據(jù)TA1及X80母材組織特點[18-20]，設(shè)計近鈦層+近鋼層雙層過渡方式。根據(jù)過渡層在焊縫中所處位置及組織上的逐層過渡要求，結(jié)合合金元素對焊縫組織相組成的影響規(guī)律，選擇Ti-Al-Mo，Ti-Ni-Al兩種合金系(合金粉)作為近鈦層焊材合金系[21-24]，編號為近鈦1#、近鈦2#，A試板近鈦層采用近鈦1#，B試板近鈦層采用近鈦2#；近鋼層均選用φ1.2mm的Ni-Cr-Fe焊絲；鋼層均選用φ1.2mm的YC-GX80管線鋼專用焊絲。鈦層，近鈦層，近鋼層，鋼層焊接方法分別為TIG焊，等離子噴焊，TIG焊，MIG焊，焊接電流分別為90～95，110～115，120～125，160～180A。

金相測試和掃描測試均在焊板端部距離焊縫邊緣2cm處取一個包括熱影響區(qū)的試樣。兩個實驗分別在GX71倒置金相顯微鏡和JSM-6700F場發(fā)射掃描電子顯微鏡上進行。拉伸實驗使用板狀比例試樣，取樣部位垂直于焊縫橫截面正中心，沖擊實驗為V形缺口標準試樣，缺口開在焊縫中心，拉伸與沖擊試樣鈦層與鋼層厚度比均為1∶7。拉伸實驗和沖擊實驗分別在HT-2402電腦控制萬能試驗機和JB-300B沖擊試驗機上進行。在WE-10型液壓萬能材料試驗機、TUKON2100顯微硬度機上進行彎曲實驗和硬度實驗。

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭微觀組織特征

2塊試板各層的焊接方法相同，鈦層均選用TC4鈦合金焊絲，鋼層均采用YC-GX80管線鋼專用焊絲，故A板與B板TC4焊縫與鈦側(cè)母材TA1的結(jié)合效果及YC-GX80焊縫與鋼側(cè)母材X80的結(jié)合效果相同。圖2為A試板TC4鈦焊縫/母材TA1及YC-GX80鋼焊縫/母材X80的結(jié)合金相圖。

圖2 A試板TC4/TA1(a)及YC-GX80/X80(b)結(jié)合OM像Fig.2 OM images of TC4/TA1(a) and YC-GX80/X80(b) of test plate A

由圖2(a)可知，TC4焊縫與母材鈦熔合較好，在鈦表面形成了約50μm的熔合區(qū)，其上密布著黑色顆粒狀質(zhì)點。母材一側(cè)組織變化不大，均為細小的顆粒狀α等軸晶，TC4焊縫主要為顆粒狀組織，組織較為細小。有部分母材鈦溶入到TC4焊縫中，與TC4焊縫形成交錯組織。在靠近熔合線附近TC4焊縫組織比較細小，多為條狀或小塊狀形貌，這是由于在該處溫度降低過快，晶粒來不及長大，且母材中部分元素擴散到了TC4焊縫中，增加了焊縫形核質(zhì)點，細化了晶粒。在遠離熔合線一側(cè)的TC4焊縫組織逐漸變大，呈長條狀。由圖2(b)可知，YC-GX80焊縫與母材X80無過渡區(qū)，即焊縫與母材組織基本相同，均為鐵素體和珠光體組織。

圖3為A試板TC4/近鈦層1#、近鈦層1#/近鋼層、近鋼層/鋼層焊縫結(jié)合效果。由圖3(a)可知，TC4焊縫層與近鈦1#焊縫層結(jié)合良好，但其結(jié)合面無相互延伸和擴展。TC4側(cè)焊縫組織為不規(guī)則的塊狀或條狀等軸晶組成，近鈦1#側(cè)組織為細小的塊狀或點狀物，在靠近界面線附近塊狀組織晶粒變小，且形成了一層細晶過渡區(qū)，該細晶區(qū)呈帶狀分布，帶寬約100μm。

由圖3(b)可知，近鈦1#合金層組織由靠近TC4層的塊狀或點狀變成了靠近近鋼層的具有一定尺度的類軋制狀組織，之前的白色固溶體變成了層狀板塊物，板塊厚約10μm，長約50～100μm。近鋼層奧氏體晶界明顯，奧氏體晶粒內(nèi)部分布有大量的黑色點狀物。由圖3(c)可知，近鋼層與鋼焊縫實現(xiàn)了較好的互溶，焊縫組織均由不規(guī)則的多邊形小塊狀鐵素體與珠光體組成，在鐵素體與珠光體界面上密布著黑色質(zhì)點。

圖3 A試板各層焊縫結(jié)合OM像 (a)TC4/近鈦層1#；(b)近鈦層1#/近鋼層；(c)近鋼層/鋼層Fig.3 OM images of each weld joints of test plate A (a)TC4/nearly titanium layer 1#;(b)nearly titanium layer 1#/nearly steel layer;(c)nearly steel layer/steel layer

圖4為B試板TC4/近鈦層2#、近鈦層2#/近鋼層、近鋼層/鋼層焊縫結(jié)合效果。

由圖4(a)可知，TC4層與近鈦2#界面結(jié)合較好，2層組織均為不規(guī)則的等軸晶，這是由于2層的熱過程相同、成分近似所致。由TC4層組織可看出，較靠近母材區(qū)的組織變小，其原因是重熔過程使得已凝固的TC4粗大等軸組織重新熔化結(jié)晶，且在結(jié)晶過程中近鈦2#合金層與TC4層發(fā)生了相互擴散，增加了TC4層的形核質(zhì)點，多質(zhì)點形核使得其組織變小。

由圖4(b)可知，B試板近鈦2#與近鋼層組織較為相似，近鈦層Ti-Ni-Al與近鋼層Ni-Cr-Fe結(jié)晶后組織錯綜交織，且可明顯看出近鈦2#組織已由靠近TC4層的等軸組織變?yōu)榧殫l狀的樹枝晶，枝晶周圍分布著長短、寬窄不一的樹枝狀晶粒，且晶粒較深入地延伸到了近鋼層鎳基合金中，并與鎳基合金層形成了一個較寬的過渡帶。由圖4(c)可知，近鋼層鎳基合金組織在靠近鋼層附近變成了明顯的粒狀鐵素體和珠光體組織，并與鋼層細小的鐵素體和珠光體組織相互滲透交錯，冶金結(jié)合較好。

圖4 B試板各層焊縫結(jié)合OM像 (a)TC4/近鈦層2#；(b)近鈦層2#/近鋼層;(c)近鋼層/鋼層Fig.4 OM images of each weld joints of test plate B (a)TC4/nearly titanium layer 2#;(b)nearly titanium layer 2#/nearly steel layer;(c)nearly steel layer/steel layer

由圖3與圖4可見，B試板各層焊縫組織較A試板更為細小，其各層間過渡的結(jié)合效果也更優(yōu)。

2.2 接頭成分變化分析

由于B試板各層焊縫間結(jié)合效果優(yōu)于A試板，由此可知，B試板各層所用焊接材料組合比A試板所用焊材組合更為適合鈦-鋼復(fù)合板的熔焊對接。因此對B試板焊縫界面進行了能譜測試分析，圖5所示為B試板對接接頭鈦層-近鈦層-近鋼層各個結(jié)合面的能譜實驗結(jié)果。

由圖5(a)可知，TC4與近鈦2#Ti-Ni-Al焊縫界面成分主要為Ti，Ni及Cr。在靠近TC4焊縫層一側(cè)，焊縫主要成分為Ti，TC4中的Al及V等微量合金元素在近鈦層焊接過程中被極大稀釋，所以在能譜測試中未能測出。近鈦層Ti-Ni-Al焊縫的主要成分為Ti和Ni，從靠近TC4一側(cè)到靠近近鋼層一側(cè)Ti含量逐漸降低，Ni含量逐漸升高，且由測試結(jié)果還可看出Fe貫穿于整個界面，但在靠近鈦一側(cè)含量較少。由圖5(b)可知，在靠近近鈦層處的近鋼層焊縫的主要成分依然為Ti和Ni，隨著向鋼層的靠近，Ti含量逐漸降低，Ni含量逐漸升高，Cr含量在整個近鋼層基本保持穩(wěn)定。在近鋼層與鋼層界面處，焊縫成分發(fā)生了突變，Ti，Ni和Cr含量急劇降低，F(xiàn)e含量明顯升高。

圖5 B試板對接接頭各個結(jié)合面EDS結(jié)果 (a)TC4/近鈦層2#/近鋼層；(b)近鋼層/鋼層Fig.5 EDS results of butt joint surface of test plate B (a)TC4/nearly titanium layer 2#/nearly steel layer;(b)nearly steel layer/steel layer

綜上分析可知，TC4焊縫層與鋼焊縫層化學(xué)成分均比較單一，過渡層(近鈦層、近鋼層)化學(xué)成分較為復(fù)雜，這說明在過渡層焊接過程中焊縫合金元素發(fā)生了較大的擴散。

2.3 接頭力學(xué)性能分析

表1為A，B試板對接接頭的力學(xué)性能。由表1可知，A試板對接接頭抗拉強度與屈服強度較低，拉伸宏觀斷口出現(xiàn)較多的夾雜與孔洞。結(jié)合A試板金相實驗結(jié)果可知，A試板TC4焊縫-近鈦層焊縫-近鋼層焊縫界面線較為明顯，各層焊縫相互熔合滲透較少，且焊縫主要以粗大等軸晶為主，這是導(dǎo)致A試板接頭強度較低的主要原因。由B試板拉伸實驗結(jié)果可看出，其接頭強度及塑性遠高于A試板，且其沖擊韌性及抗彎性也較好，這與B試板較為細小且相互滲透交織的組織密切相關(guān)，由此也說明B試板所用焊接材料組合較為優(yōu)異。

表1 兩種試板對接接頭的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of two test plates butt joint

對B試板接頭沖擊斷口進行掃描測試，如圖6所示。由圖6(a)可知，鈦側(cè)斷口在靠近鋼一側(cè)處主要表現(xiàn)為細條狀的裂紋，裂紋由起裂源向4周擴散，形成了密集的條狀撕裂形貌。在遠離鋼一側(cè)界面處撕裂的片狀尺寸逐漸變小，甚至出現(xiàn)了冰晶塊狀物。由此可見，鈦側(cè)斷裂機制為沿晶斷裂和穿晶斷裂相結(jié)合的復(fù)合型斷裂機制。由圖6(b)鋼側(cè)形貌圖可看出，鋼側(cè)斷面主要由韌窩和滑移構(gòu)成，由此可推斷，鋼側(cè)斷裂機制主要為韌窩斷裂和滑移斷裂相結(jié)合的復(fù)合型斷裂機制。

復(fù)合板對接接頭焊縫由鈦焊縫-近鈦焊縫-近鋼焊縫-鋼焊縫4層組成，但由于各層厚度均在微米級別，無法宏觀測出層與層之間的結(jié)合強度或宏觀硬度，故本研究對復(fù)合板接頭進行了顯微硬度測試，實驗打點位置為焊縫正中心，且由鋼層到鈦層依次打點，測試結(jié)果如圖7所示。

由圖7可知，A，B試板焊縫硬度變化趨勢基本相同。A試板過渡區(qū)焊縫硬度與兩側(cè)的鋼焊縫及鈦焊縫硬度無明顯變化趨勢，僅可看出鋼側(cè)焊縫硬度高于鈦側(cè)。B試板接頭過渡區(qū)焊縫硬度最低，從過渡區(qū)向兩側(cè)硬度均有所升高，但在短暫升高后趨于平緩。

圖6 B試板對接接頭沖擊斷口形貌 (a)鈦側(cè)；(b)鋼側(cè)Fig.6 Impact fracture morphologies of test plate B butt joints (a)titanium side;(b)steel side

圖7 維氏顯微硬度實驗結(jié)果Fig.7 Results of Vickers microhardness test

3 結(jié)論

(1)復(fù)合板開Y型坡口，并采用近鈦層+近鋼層雙層過渡的方法可以實現(xiàn)鈦-鋼爆炸復(fù)合板的熔焊對接。

(2)近鈦層采用Ti-Ni-Al合金系焊材，近鋼層采用Ni-Cr-Fe合金系焊材，可以實現(xiàn)鈦焊縫與鋼焊縫的冶金結(jié)合。焊縫組織由鈦層粗大的等軸晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檫^渡層細小的等軸晶或樹枝晶，并與鋼層的鐵素體和珠光體組織相互交織連接。

(3) 所得焊接接頭的抗拉強度及屈服強度分別為501.1,373.0MPa，達到了復(fù)合板接頭等強匹配效果，塑韌性稍有不足，還需通過減小過渡層厚度、調(diào)整焊材中細化晶粒元素等改善焊縫塑/韌性。