薛添淇，閆少帥，張 敏，王新寶，程 龍，毛 威

（西安理工大學 材料科學與工程學院，西安 710048）

0 前 言

基于鈦合金比強度高、耐腐蝕、無磁性等特點，越來越多的行業(yè)興起了“鈦代鋼”的技術(shù)革命。隨著鈦合金構(gòu)件向大型化、復雜化方向發(fā)展，焊接作為一種高效連接方式，已成為鈦合金制造不可或缺的手段，越來越受到重視[1-4]。但目前國內(nèi)外主要的研究大多針對于鈦合金材料的本身，鮮有關(guān)于其焊接材料方面的報道。

作為焊接鈦及其合金最廣泛的一種方式，鎢極氬弧焊（GTAW/TIG）廣泛應用在焊接薄板金屬時，尤其適用于鈦、鋯等化學性質(zhì)較為活潑的金屬。但常規(guī)的氬弧焊在焊接鈦合金這種活性較高的金屬時仍存在一定的不足[5-7]，例如鈦的活性較高，高溫時易被空氣、水分污染，易形成氣孔及脆性相等。針對以上問題，國內(nèi)外研究人員通過研究改進焊接方法及焊接工藝來改善接頭性能。

Kumar 等[8]采用自動焊接技術(shù)對3 mm 厚Ti-6Al-4V合金進行TIG焊接試驗，結(jié)果表明，在TIG電弧強烈熱作用下，Ti-6Al-4V合金發(fā)生復雜的組織演變，初始β相向馬氏體α'相轉(zhuǎn)變。原始組織中α和β相向馬氏體α′相的轉(zhuǎn)變提高了焊縫硬度值。Xiong等[9]采用手工鎢極氬弧焊工藝對Ti6321合金進行焊接試驗，結(jié)果表明，熔合區(qū)（FZ）顯微組織由針狀α、塊狀α和魏氏組織組成。測試結(jié)果表明，接頭的抗拉強度幾乎與母材相當，所有拉伸試樣的斷裂位置均在母材，很好地符合了強化和間隙元素含量與焊接接頭組織和力學性能的關(guān)系。

本研究選用的TC32 鈦合金屬于國內(nèi)自主研發(fā)的一種雙相鈦合金，成本低且動態(tài)力學性能優(yōu)異，在工業(yè)領(lǐng)域有廣闊的發(fā)展前景。但目前有關(guān)TC32 鈦合金的研究只局限于熱處理工藝和高周疲勞性[10]等方面，并無焊接性方面的研究報道。本研究利用不同成分的填充材料對TC32進行TIG焊接試驗，分析接頭不同區(qū)域的顯微組織和力學性能，以期為該材料的焊接應用提供參考。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本試驗所用的TC32 鈦合金是由國內(nèi)某鈦合金石油管材生產(chǎn)商提供，外徑為89 mm，壁厚為7.7 mm，初始狀態(tài)為軋制退火態(tài)。成分為Ti-5Al-3Mo-3Cr-1Zr-0.15Si，屬于（α+β）型兩相鈦合金。具體成分見表1。

焊接材料為自制TC32（Ti-5Al-3Mo-3Cr-1Zr-0.15Si）和Ti531（Ti-5Al-3V-1Zr）藥芯焊絲，焊絲直徑1.7 mm。作為對比，還引入TC4（Ti-6Al-4V）實心焊絲進行焊接試驗。其中，自制藥芯焊絲采用工業(yè)純鈦TA1 作為外層包覆材料，內(nèi)部填充粒度為80#～100#的金屬粉末，填充率約為37%。

1.2 試驗方法及工藝

試驗選擇的焊接參數(shù)為前期試驗優(yōu)化所得，工藝參數(shù)見表2。焊接全過程通入氬氣對焊縫進行保護，防止熔池與空氣接觸導致焊縫氧化及產(chǎn)生氣孔等缺陷。圖1 所示為TC32 鈦合金管材焊接過程示意圖，焊接坡口為單Y 形坡口，共計焊6道。

表2 TC32焊接工藝參數(shù)

焊接后使用線切割機切取包含母材、熱影響區(qū)和焊縫在內(nèi)的樣品，取樣后使用砂紙依次打磨（80#～2 000#）。將試樣放入超聲清洗機中進行清洗。清洗完成后，再分別采用粒度為2.5 μm 和1.5 μm 的Al2O3拋光劑對試樣進行拋光。最后采用Kroll試劑（HF∶HNO3∶H2O=1∶6∶43）腐蝕試樣。使用OLYMPUS-GX71 金相顯微鏡進行組織分析，并且采用VEGA3XMU 型掃描電子顯微鏡觀察顯微組織的高倍形貌，采用HVS-1000 型顯微維氏硬度計依次對接頭區(qū)域的母材、熱影響區(qū)和焊縫的顯微硬度進行測定（測試位置如圖2所示），觀察其硬度分布。試驗加載載荷200 g，保載時間15 s。室溫拉伸性能在HT-2402萬能電子拉伸試驗機上按照GB/T 228.1—2021 進行測試，拉伸時恒定加載速率為1 mm/min。每組接頭和母材皆選取2個平行試樣，取每組試驗平均值作為抗拉強度以保證結(jié)果的科學性。在拉伸測試后使用VEGA3XMU 型掃描電子顯微鏡觀察樣品斷口形貌。

圖2 硬度測試位置示意圖

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 顯微組織分析

2.1.1 熱影響區(qū)顯微組織分析

圖3～圖5 是分別采用TC4 實心焊絲、TC32藥芯焊絲和Ti531藥芯焊絲TIG 焊條件下TC32鈦合金焊接接頭熱影響區(qū)的金相顯微組織。因為焊接工藝相似，故形成了相似的熱影響區(qū)。

圖3 采用TC4 填充焊絲的TC32 熱影響區(qū)顯微組織

圖4 采用TC32填充焊絲的TC32熱影響區(qū)顯微組織

圖5 采用Ti531填充焊絲的TC32熱影響區(qū)顯微組織

從圖3～圖5中可以看出，熱影響區(qū)可以分為3 個不同的亞區(qū)。隨著不斷靠近熔合線，初生α相不斷減少直至消失，轉(zhuǎn)變β相不斷增多直至形成明顯的β相晶界?？拷覆囊粋?cè)熱影響區(qū)的顯微組織主要由等軸初生α 相和轉(zhuǎn)變β 相組成。中間位置熱影響區(qū)，等軸α 相邊緣輪廓逐漸模糊，細小的針狀α 相分布在初生α 相周圍?？拷酆暇€一側(cè)的熱影響區(qū)，與另外兩處熱影響區(qū)顯微組織全然不同，其中初生α相完全消失，可以看到明顯的β相晶界。

造成這種熱影響區(qū)組織不同的原因主要是焊接過程中存在不同的焊接熱循環(huán)。隨著與熔合線距離的增加，峰值溫度和冷卻速度隨之降低。在靠近熔合線一側(cè)的HAZ峰值溫度遠超過β相轉(zhuǎn)變溫度，在隨后的快速冷卻中α相來不及析出，從而全部轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)態(tài)β相。在靠近母材的一側(cè)峰值溫度達到了（α+β）相區(qū)，這是初生α 相得以保存的原因。

圖6是TC32鈦合金TIG焊接接頭熱影響區(qū)在掃描電子顯微鏡下的微觀組織形貌。根據(jù)前文金相觀察的結(jié)果可知，采用3種不同填充材料進行焊接后，熱影響區(qū)部分的組織特征比較類似，因此這里只選取TC32藥芯焊試樣進行分析。

圖6 TC32鈦合金接頭熱影響區(qū)在掃描電鏡下的顯微組織

Near-BM區(qū)域與熔合線距離比較遠，該區(qū)域的顯微組織如圖6（a）所示，與母材相比出現(xiàn)了β轉(zhuǎn)變組織（βt），另外在相鄰的初生α相之間生成了細小的晶間β 相。初生α 相的體積分數(shù)與母材相比有明顯的減少。

Mid-HAZ 部分處于Near-BM 區(qū)和Near-FZ區(qū)域之間。通過觀察該部分的顯微組織形貌（圖6（b））可以發(fā)現(xiàn)，在此區(qū)域初生α相完全消失。但觀察到了“Ghost”α 相的存在。所謂的“Ghost”α 相即邊界變得十分模糊的等軸初生α相[11]，這是因為在焊接過程中，部分區(qū)域溫度瞬間升溫到β 相變溫度（βt），但溫度停留時間較短，從而導致初生α 相無法全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，隨后的快速冷卻中，α 相中剛轉(zhuǎn)變的少量β 相中又重新析出針狀的α相，從而形成“Ghost”α相。

Near-FZ 區(qū)域為最靠近熔合線的熱影響區(qū)，由圖6（c）的顯微組織形貌可以觀察到，存在十分明顯的晶界。由于靠近熔合線，因此在焊接過程中的峰值溫度遠超其相變溫度（βt）。初生α 相在焊接過程中完全發(fā)生轉(zhuǎn)變，在隨后的快速冷卻中無法析出α 相，因此形成了亞穩(wěn)態(tài)β 相。

2.1.2 焊縫區(qū)顯微組織分析

圖7所示為分別采用TC4實心焊絲、TC32藥芯焊絲和Ti531 藥芯焊絲TIG 焊填充下接頭焊縫區(qū)的金相顯微組織。在焊縫上中部和下部分別顯示出柱狀晶和等軸晶的形貌。

圖7 采用不同焊絲TC32鈦合金焊縫區(qū)在OM下的顯微組織

圖7（a）、圖7（b）顯示的是填充材料為TC4 實心焊絲時焊縫區(qū)的顯微組織形貌?？梢钥闯?，上部組織主要由針狀α'馬氏體組成。Ti-6Al-4V 的CCT 圖顯示其β 相的形成溫度約為1 000 ℃[12]，當從1 000 ℃冷卻時，相變的產(chǎn)物主要取決于冷卻速度。根據(jù)Ahmed[12]分析可知，當冷卻速率約為525 ℃/s 時，β 相將通過非擴散相變迅速轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂忻芘帕浇Y(jié)構(gòu)的α'馬氏體。α'馬氏體通常以針狀形態(tài)存在。底部組織由于伴隨多個熱循環(huán)，α'馬氏體逐漸分解。據(jù)報道[13]，在700～850 ℃的溫度范圍內(nèi)進行退火，α'馬氏體可轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉钠瑢咏M織。因此，底部區(qū)域最終由α'馬氏體、針狀和板條狀α 相以及β相的復雜形貌所組成，F(xiàn)u等[14]也有類似的研究結(jié)果。

圖7（c）、圖7（d）顯示的是填充材料為TC32 藥芯焊絲時，焊縫上部柱狀晶區(qū)的和底部等軸晶區(qū)的顯微組織。通過觀察可知，其上部顯微組織與采用TC4 作為填充材料時的組織比較類似，同樣也是由針狀α'馬氏體和晶間β 相組成。而底部等軸晶區(qū)顯示出明顯的晶體邊界，其余析出相在OM 分辨率水平上無法分析解釋。

圖7（e）、圖7（f）顯示的是填充材料為Ti531 藥芯焊絲時焊縫上部柱狀晶區(qū)和底部等軸晶區(qū)的顯微組織。由于Ti531 的組成成分（Ti-5Al-3V-1Zr）與TC4較為接近，因此兩組焊縫的組織比較相似。

圖8是TC32鈦合金TIG焊接頭焊縫區(qū)域在掃描電子顯微鏡下的微觀組織形貌。其中圖8（a）為采用TC4實心焊絲焊接后焊縫頂部區(qū)域顯微組織。通過觀察發(fā)現(xiàn)，頂部區(qū)域包含大量的α'馬氏體，這主要是因為焊縫頂部冷卻速度比較快，焊縫液體金屬首先冷卻結(jié)晶，抑制了合金中原子的擴散，體心立方相通過短程遷移以切變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)榱降南?，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

圖8 采用不同焊絲TC32鈦合金在SEM下的顯微組織

圖8（c）和圖8（e）分別為采用TC32 藥芯焊絲和Ti531 藥芯焊絲作為填充材料時焊縫頂部區(qū)域的顯微組織，可以看出，其顯微組織形貌與8（a）基本相同，富含大量的α'馬氏體。

與頂部組織相比，底部區(qū)域經(jīng)歷更多的熱循環(huán)，因此其顯微組織較復雜。圖8（b）顯示了形成馬氏體結(jié)構(gòu)的條紋（箭頭指向處）和三角形魏氏組織片層。一些學者指出[15]，在鈦合金的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變過程中，一些組織形貌是α'馬氏體經(jīng)過反復的熱循環(huán)之后轉(zhuǎn)變而來，且由于焊縫經(jīng)過多次熱輸入和急冷，使得這種現(xiàn)象更加明顯。

在圖8（d）中觀察到了不連續(xù)的晶界組織，這種晶界并非一條光滑帶，而是由連續(xù)的短棒狀α相所組成，Ahmed等人也有類似的發(fā)現(xiàn)[12]。這種不連續(xù)的晶界由β相的較低溫度冷卻形成，這是因為從β相區(qū)較低溫度冷卻時，原子大范圍的擴散無法進行，因此只能通過原始β相晶界處的異質(zhì)原子形核，由于存在較多形核質(zhì)點，因此形成了由連續(xù)的短棒狀α相連接組成的不連續(xù)晶界。

在圖8（f）中可以看到光滑程度較高的連續(xù)晶界α 相，與圖8（d）的不連續(xù)組織有明顯差異，這種較為連續(xù)的晶界由β相的較高溫區(qū)冷卻形成，較高溫區(qū)的原子擴散距離大，晶粒的形核與長大更為有利，同時產(chǎn)生這種晶界的原因和晶界附近化學成分的構(gòu)成也有一定關(guān)系，一般來說，連續(xù)晶界的附近會存在Al元素的富集現(xiàn)象。與此同時，在沿著晶界處有相互平行且接近垂直于晶界α 相的集束組織，根據(jù)Salib 等[17]的研究，集束α 相只能在晶界α 相的基礎(chǔ)上生長，且通常有著較大的長寬比，這是典型的魏氏組織特征，這種依靠晶界α相生長的集束組織記做αWGB。同時，在αWGB聚集區(qū)域，有板條狀αWM相析出。

2.2 顯微硬度測試

對三組不同填充材料制成的焊接接頭的硬度進行了測量，其結(jié)果如圖9所示。母材的硬度值在320HV0.2～350HV0.2之間，每組焊接接頭上、中、下三個部分的硬度值有著相同的變化趨勢。

圖9 采用不同焊絲的TC32鈦合金接頭的硬度分布

圖9（a）為TC4實心焊絲填充的焊接接頭不同區(qū)域硬度變化曲線，熱影響區(qū)硬度最高，硬度最高點出現(xiàn)在靠近焊縫一側(cè)熱影響區(qū)部分，焊縫區(qū)域硬度遠低于熱影響區(qū)，與母材硬度值較為接近。造成熱影響區(qū)硬度較高的原因是其在焊接過程中形成了較多的細針狀組織，晶粒尺寸較小，因此硬度提高。另一方面，靠近焊縫一側(cè)熱影響區(qū)主要由亞穩(wěn)態(tài)β 相組成，亞穩(wěn)態(tài)β 相的內(nèi)部包含較多的溶質(zhì)元素，從而產(chǎn)生固溶強化的效果。造成焊縫區(qū)硬度值較低的原因是TC4的合金元素含量比TC32較低，固溶強化效果減弱。

圖9（b）為TC32藥芯焊絲填充的焊接接頭不同區(qū)域硬度變化曲線，焊縫區(qū)域硬度與熱影響區(qū)硬度比較接近，這是因為采用與母材成分相同的填充材料產(chǎn)生的。與此同時，焊縫區(qū)域形成了一定數(shù)量的α′馬氏體，α′馬氏體的形成使界面數(shù)量有所增加，導致位錯困難，因此有較高的硬度值。

在圖9（c）中焊縫區(qū)域的硬度分布與圖9（a）相似，同樣是因為合金化程度較低而造成熱影響區(qū)到焊縫區(qū)域硬度的驟降。但其焊縫區(qū)硬度比TC4焊縫稍高，這是由于Ti531焊縫中存在一定含量的Zr元素，Zr是一種中性元素，能夠在α相和β相中無限固溶，是鈦的弱強化劑。

2.3 拉伸性能測試

圖10給出了母材與不同接頭的最終拉伸斷裂位置，除采用TC32藥芯焊絲作為填充材料的接頭在熱影響區(qū)斷裂外，其余接頭均斷裂于焊縫處。

圖10 不同試樣接頭斷裂位置

TC32鈦合金母材和三種焊接接頭拉伸測試曲線如圖11所示，拉伸測試結(jié)果見表3，母材屈服強度（YS）和極限抗拉強度（UTS）分別為818 MPa和1 004 MPa，拉伸應變率為13.5%。采用TC32藥芯焊絲為填充材料的焊接接頭有最高的抗拉強度，為1 025 MPa，其余兩組試樣接頭的抗拉強度為960 MPa（TC4填充）和1 000 MPa（Ti531填充），其強度分別達到了母材的95.6%和99.6%。即采用不同填充材料的TC32鈦合金焊接接頭的抗拉強度都可與母材媲美，但塑性比母材低很多。

圖11 母材與焊縫金屬區(qū)的拉伸曲線

表3 母材與焊縫金屬區(qū)的拉伸測試結(jié)果

圖12 所示為TC32 鈦合金母材和不同填充焊接接頭的室溫拉伸試樣斷口形貌。圖12（a）～圖12（c）為母材拉伸斷口形貌，可觀察到母材斷口處含有大量韌窩，韌窩較大且分布密集，同時第二相粒子脫落形成空洞，由此得出母材部位斷裂為韌性斷裂。

圖12 母材及不同填充試樣室溫拉伸斷口形貌

圖12（d）～圖12（f）為采用TC4實心焊絲作為焊接填充材料時焊縫的拉伸斷口形貌，斷口區(qū)域存在許多光滑小平面，各平面間的取向略有差異。這些小平面由一組平行的解理面組成，兩個平行解理面在交匯處形成解理臺階，臺階匯合處形成河流花樣（圖12（e））。在解理小平面上有明顯塑性變形的撕裂棱，且斷口上存在韌窩狀形貌。因此，可以判斷焊接接頭斷口為準解理斷口。

圖12（g）～圖12（i）為采用TC32藥芯焊絲作為焊接填充材料時焊縫的拉伸斷口形貌，沒有出現(xiàn)明顯的頸縮現(xiàn)象。通過觀察可知，斷口處較為平整、圓滑且不存在尖銳的棱角，在斷面上存在大量的韌窩，具有明顯的韌性斷裂特征。從斷口處的微觀形貌可以看到斷面上分布著數(shù)量眾多的圓形或橢圓形的韌窩，說明熱影響區(qū)為典型的韌窩-微孔聚集型延性斷裂方式。

圖12（j）～圖12（l）為采用Ti531 藥芯焊絲作為焊接填充材料時焊縫的拉伸斷口形貌，在其宏觀斷面上發(fā)現(xiàn)大量氣孔，氣孔的存在降低了焊縫承受拉伸載荷的有效橫截面積，并在拉伸過程中產(chǎn)生應力集中，因此很有可能是裂紋源的產(chǎn)生位置。除焊接缺陷外，在焊接接頭的拉伸斷口上發(fā)現(xiàn)了沿晶界擴展產(chǎn)生的解理面，解理面上存在一定數(shù)量的韌窩，表明有一定的延性。根據(jù)觀察結(jié)果可知，斷裂模式為韌脆混合的斷裂方式。

3 結(jié) 論

（1）采用TC4實心焊絲、TC32藥芯焊絲和Ti-Al-V-Zr系藥芯焊絲分別對TC32鈦合金進行TIG焊填充試驗，三種焊接接頭焊縫區(qū)宏觀形貌由上部柱狀晶區(qū)和底部等軸晶區(qū)組成。采用相似的焊接工藝參數(shù)進行焊接，在所有焊件中都形成了相似的HAZ。從Near-BM區(qū)域到Near-FZ區(qū)域，初生α 相的比例不斷減少而β 轉(zhuǎn)變組織的比例不斷增加，而在該相變過程中，又產(chǎn)生了各種不同形式的α相特殊結(jié)構(gòu)，如Mid-HAZ區(qū)域的“Ghost”α相結(jié)構(gòu)。

（2）三種焊接接頭焊縫區(qū)顯微組織不同。所有焊縫上部均存在大量α'馬氏體，底部等軸晶區(qū)內(nèi)組織差異較大，填充材料為TC4實心焊絲的焊縫底部形成了大量由α'馬氏體相在經(jīng)過不斷熱循環(huán)后轉(zhuǎn)變而來的組織，填充材料為TC32藥芯焊絲的焊縫底部存在不連續(xù)的晶界組織，填充材料為Ti531藥芯焊絲的焊縫底部為αWGB和αWM混合組織。

（3）硬度測試結(jié)果表明，填充材料為TC4實心焊絲時接頭區(qū)域的顯微硬度由高至低為：HAZ>BM>FZ。填充材料為TC32藥芯焊絲時接頭區(qū)域的顯微硬度由高至低為：FZ>HAZ>BM。填充材料為Ti531 藥芯焊絲時接頭區(qū)域的顯微硬度由高至低為：HAZ>FZ>BM。

（4）拉伸測試表明，采用三種不同填充材料獲得的焊接接頭的抗拉強度均與母材相當，但塑性較母材差，且斷裂方式均有差異，并在填充材料為Ti531藥芯焊絲時，發(fā)現(xiàn)了氣孔缺陷。