局部熱處理對(duì)TC4鈦合金電子束焊接組織性能的影響*

劉華棟，劉偉軍，卞宏友，崔寶磊，林 森，于天賜

(沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng) 110870)

TC4鈦合金具有比強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)，已成為飛機(jī)機(jī)匣等零部件的主要材料[1]。焊接是連接金屬零部件的常用手段，Anil Kumar V 等人對(duì)電子束焊接件采用不同的焊前和焊后熱處理，研究了不同熱處理對(duì)焊接件力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，焊接件在固溶處理和時(shí)效狀態(tài)下均顯示出最佳的性能[2]。GuoqingChen等人通過(guò)實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬詳細(xì)研究了熱分布對(duì)TiAl/TC4接頭組織和力學(xué)性能的影響，焊接過(guò)程中峰值溫度高、冷卻速度快的焊縫產(chǎn)生了以α2-Ti3Al為主的脆性組織，熱力學(xué)分析表明，高溫(≥α單相區(qū))Ti3Al生成的吉布斯自由能大大低于TiAl生成的吉布斯自由能，有利于α2相的形成，TiAl側(cè)熱影響區(qū)也產(chǎn)生了脆性α2相，隨著熱流的逐漸減小，焊縫至母材的含量逐漸降低[3]。電子束焊接前后鈦合金組織與性能明顯不同，主要存在力學(xué)性能不均勻等問(wèn)題[4]。熱處理可以調(diào)控和優(yōu)化焊接件的顯微組織，消減殘余應(yīng)力，提高焊接件的力學(xué)性能。

整體熱處理需要大型或?qū)Ｓ玫臒崽幚碓O(shè)備，生產(chǎn)成本高且工藝復(fù)雜，而且許多大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的焊接件因?yàn)楦鞣N限制不便進(jìn)行整體熱處理[5]。局部熱處理可以避免大型工件的裝夾困難，以及整體熱處理引起的嚴(yán)重的變形超差等問(wèn)題[6]。

采用柔性加熱器對(duì)TC4鈦合金電子束焊接試樣進(jìn)行局部退火熱處理，研究并揭示了焊接試樣局部退火熱處理后組織和性能的變化規(guī)律，為完善和優(yōu)化TC4鈦合金電子束焊接件的局部熱處理工藝提供相關(guān)參考價(jià)值。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為2 mm厚的TC4鈦合金，電子束焊接試備的型號(hào)為KS120-300KM-CNC，其聚焦電流為2018A，焊接電流為3.2A，波形為三角波，頻率為20 Hz，擺動(dòng)為1.8 mm，焊接速度為8 mm/s。局部熱處理設(shè)備主要包括：輸出功率最大為60 kW的ZWK-II-60型智能溫控儀，柔性加熱器，具有氣氛循環(huán)凈化系統(tǒng)的保護(hù)箱。局部退火熱處理制度為600 ℃/2 h/AC，柔性加熱器的加熱寬度為40 mm，柔性加熱器以焊縫為中心對(duì)稱(chēng)分布。

焊接試樣局部退火熱處理后，用線(xiàn)切割將焊接試樣沿著垂直于焊縫的方向進(jìn)行切割，制備金相試樣，采用Kroll腐蝕劑(1 mLHF+6 mLHNO3+7 mLH2O)進(jìn)行腐蝕。用LWD200-4XC倒置金相顯微鏡和OXFOXRD S-3400N型掃描電鏡觀(guān)察焊接試樣的顯微組織，硬度計(jì)為FM-310(F=1.96 N，t=15 s)。室溫拉伸設(shè)備的型號(hào)為AG-IC-300kN，其拉向力誤差為-0.33%，室溫拉伸試驗(yàn)參照 GB/T228.1—2010技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)。用SU3500型掃描電鏡觀(guān)察局部熱處理試樣的拉伸斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 顯微組織

圖1和圖2分別為T(mén)C4鈦合金電子束焊接態(tài)和局部熱處理試樣基材和焊接接頭顯微組的OM照片和SEM照片。焊接態(tài)和局部熱處理試樣焊縫區(qū)的顯微組織都是由粗大的β柱狀晶組成，β柱狀晶內(nèi)部為交錯(cuò)排列呈集束狀的針狀馬氏體α’相。在焊接過(guò)程中焊縫區(qū)溫度達(dá)到了β相轉(zhuǎn)變溫度(約為995 ℃)，β晶粒受熱迅速生長(zhǎng)，基材中初始的α相和β相在高溫的作用下轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪?，在快速冷卻至室溫的過(guò)程中，β晶粒保留了粗大的柱狀晶結(jié)構(gòu)，α’相通過(guò)切變?cè)讦轮鶢罹?nèi)部形成網(wǎng)籃狀組織，局部熱處理后，焊縫區(qū)中的針狀馬氏體α’相更加細(xì)密，分布更加勻稱(chēng)[7]。

圖1 基材及焊接接頭的OM照片

圖2 基材及焊接接頭的SEM照片

焊接態(tài)和局部熱處理試樣熱影響區(qū)的顯微組織是由初始的等軸狀α相、含層狀α的轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織和細(xì)小的針狀馬氏體α’相組成。在焊接的過(guò)程中，熱影響區(qū)距離焊縫較近的位置溫度達(dá)到了β相轉(zhuǎn)變溫度，基材中的α相和β相在高溫的作用下轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪啵诳焖倮鋮s至室溫的過(guò)程中，α’相通過(guò)切變?cè)讦轮鶢罹?nèi)形成[7]，熱影響區(qū)中距離焊縫較遠(yuǎn)的位置溫度沒(méi)有達(dá)到β相轉(zhuǎn)變溫度，組織不發(fā)生相變，初始的α相和β相殘留下來(lái)。

焊接態(tài)和局部熱處理試樣基材區(qū)的顯微組織是由初始的等軸狀α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織組成。基材區(qū)距離焊縫中心較遠(yuǎn)，在焊接的過(guò)程中，基材區(qū)的溫度沒(méi)有達(dá)到β相轉(zhuǎn)變溫度，顯微組織不發(fā)生相變。

從基材區(qū)到熱影響區(qū)再到焊縫區(qū)，在焊接的過(guò)程中溫度越來(lái)越高，基材中越來(lái)越多的α相和β相通過(guò)相變和重結(jié)晶變?yōu)楦邷卅孪?，并在快速冷卻至室溫的過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铖R氏體α’相，α’相含量越來(lái)越大，初始α相的含量越來(lái)越小直至完全消失[7]。

局部熱處理后焊接試樣的顯微組織不發(fā)生明顯的變化，這是因?yàn)榫植繜崽幚頊囟葹?00 ℃，加熱溫度沒(méi)有達(dá)到β相轉(zhuǎn)變溫度。

2.2 顯微硬度

為了使試驗(yàn)數(shù)據(jù)盡可能準(zhǔn)確，分別對(duì)3個(gè)焊接試樣和3個(gè)局部退火熱處理焊接試樣進(jìn)行維氏顯微硬度的測(cè)量，對(duì)測(cè)量的各個(gè)區(qū)域的顯微硬度取平均值。表1為焊接態(tài)和局部熱處理試樣顯微硬度數(shù)值，圖3為焊接態(tài)和局部熱處理試樣各區(qū)域平均顯微硬度值的柱狀圖。如表1和圖3所示，從焊縫區(qū)到熱影響區(qū)再到基材區(qū)，顯微硬度越來(lái)越小。試樣在焊接后，在焊縫區(qū)和熱影響區(qū)形成了過(guò)飽和固溶體α’相，α’相的晶格畸變較小，α’相的顯微硬度大于α相[5]。顯微硬度的大小隨著α’相數(shù)量和尺寸的增加而變大[8]。在焊接的過(guò)程中，焊縫區(qū)溫度最高，高溫β相冷卻至室溫的過(guò)程中，焊縫區(qū)析出的α’相數(shù)量和尺寸較大，顯微硬度略高；熱影響區(qū)中析出的α’相數(shù)量和尺寸相對(duì)較小，顯微硬度次之；基材區(qū)沒(méi)有析出α’相，只有初始的α相，顯微硬度最小。

表1 焊接態(tài)和局部熱處理試樣的顯微硬度(HV0.2)

圖3 焊接態(tài)和局部熱處理試樣平均顯微硬度

相對(duì)于焊接態(tài)試樣各區(qū)域顯微硬度而言，局部熱處理試樣焊縫區(qū)的平均顯微硬度略高9 HV0.2，熱影響區(qū)的平均顯微硬度略高14 HV0.2。局部退火熱處理具有消除殘余應(yīng)力和細(xì)化組織的作用，經(jīng)過(guò)局部退火熱處理后，焊接試樣焊縫區(qū)中的針狀馬氏體α’相組織更加細(xì)密，分布也更加勻稱(chēng)。且殘余應(yīng)力越大，顯微硬度越低，局部退火熱處理可降低焊接殘余應(yīng)力，故局部熱處理試樣比焊接態(tài)試樣的顯微硬度整體略高[9]。

2.3 拉伸性能

為了使試驗(yàn)數(shù)據(jù)盡可能準(zhǔn)確，分別對(duì)3個(gè)局部退火熱處理后的TC4鈦合金電子束焊接試樣進(jìn)行拉伸性能的測(cè)試，對(duì)測(cè)試的各個(gè)試樣的拉伸性能取平均值。拉伸試樣均在基材區(qū)靠近熱影響區(qū)附近斷裂，拉伸試樣表現(xiàn)出延性斷裂的特征，斷口出現(xiàn)“頸縮”。TC4鈦合金在焊接時(shí)，會(huì)在焊縫中心處產(chǎn)生大約0.2 mm的余高，余高的出現(xiàn)使焊接接頭處的厚度變大，強(qiáng)化了焊接接頭，使焊接接頭的強(qiáng)度變大。如表2所示，局部熱處理試樣平均抗拉強(qiáng)度為978.67 MPa，平均屈服強(qiáng)度為917.67 MPa，平均斷后伸長(zhǎng)率為13.97%。根據(jù)HB 5224—1982技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)，TC4鈦合金鍛件的抗拉強(qiáng)度為956 MPa，屈服強(qiáng)度為901 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為15.4%。局部熱處理試樣比TC4鈦合金鍛件的抗拉強(qiáng)度大22.67 MPa，屈服強(qiáng)度大16.67 MPa，斷后伸長(zhǎng)率小1.43%。在室溫拉伸的過(guò)程中，基材區(qū)的α相的等軸組織比焊縫區(qū)中α’相的網(wǎng)籃組織受力更加均勻，應(yīng)力集中較小，塑性變形時(shí)，相互之間的協(xié)同作用更好，基材的斷后伸長(zhǎng)率比局部熱處理試樣大。同時(shí)α’相具有高的位錯(cuò)密度，內(nèi)部存在大量的退火孿晶，α’相的出現(xiàn)使焊縫區(qū)的顯微組織出現(xiàn)了大量的晶界，可以明顯減小運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)和有效滑移系，使α’相具有延伸率較低的特點(diǎn)，局部熱處理試樣的斷后伸長(zhǎng)率較小[10-11]。

表2 局部熱處理試樣的拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)

2.4 拉伸斷口

圖4為局部熱處理試樣的拉伸斷口形貌，從圖4中可以看出，拉伸斷口上分布了大量的等軸狀韌窩，在大韌窩的內(nèi)部還有許多小韌窩，韌窩均勻地分布在拉伸斷口上，可見(jiàn)局部熱處理試樣的拉伸斷裂方式屬于典型的韌性斷裂[12]。

圖4 局部熱處理試樣的拉伸斷口形貌

3 結(jié)論

1)焊接試樣經(jīng)過(guò)局部退火熱處理后，顯微組織沒(méi)有發(fā)生明顯的變化。焊縫區(qū)由β柱狀晶組成，柱狀晶內(nèi)部為α’相，局部熱處理后焊接試樣焊縫區(qū)針狀α’相更加細(xì)密，熱影響區(qū)的組織為初始的等軸狀α相、轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織和細(xì)小的針狀馬氏體α’相，基材區(qū)的組織為初始的等軸狀α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織。

2)焊接態(tài)試樣和局部熱處理試樣顯微硬度的分布規(guī)律為：從焊縫區(qū)到熱影響區(qū)再到基材區(qū)，顯微硬度逐漸減小，隨著與焊縫中心距離逐漸增大，顯微硬度逐漸減小。經(jīng)過(guò)局部熱處理后，焊接態(tài)試樣的顯微硬度整體略微增大。

3)局部熱處理拉伸試樣體現(xiàn)出延性斷裂的特點(diǎn)，在熱影響區(qū)靠近基材區(qū)附近，斷口出現(xiàn)“頸縮”。局部熱處理試樣比TC4鈦合金鍛件的抗拉強(qiáng)度大22.67 MPa，屈服強(qiáng)度大16.67 MPa，斷后伸長(zhǎng)率小1.43%，拉伸斷裂方式屬于韌性斷裂。