TA1中厚板電子束焊接頭組織及力學性能

白 威，李大東，李 軍，王 瑩，張宇鵬，黎小輝

（1.攀鋼集團研究院有限公司釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室，四川攀枝花617000；2.廣東省焊接技術研究所（廣東省中烏研究院），廣東廣州510650；3.廣東省材料與加工研究所，廣東廣州510650）

TA1中厚板電子束焊接頭組織及力學性能

白 威1，李大東1，李 軍1，王 瑩1，張宇鵬2，黎小輝3

（1.攀鋼集團研究院有限公司釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室，四川攀枝花617000；2.廣東省焊接技術研究所（廣東省中烏研究院），廣東廣州510650；3.廣東省材料與加工研究所，廣東廣州510650）

針對30 mm厚TA1中厚板開展電子束焊接試驗。通過光學顯微鏡、維氏硬度儀、拉伸試驗機等檢測手段，分析焊接過程對TA1微觀組織及力學性能的影響。結果表明，采用電子束焊在適當規范下可獲得優質接頭。接頭不同區域組織差異顯著：母材為等軸α；焊縫由柱狀α、鋸齒α和少量針狀α組成；熱影響區為鋸齒α。隨熔深增加，焊縫中柱狀α與鋸齒α晶粒尺寸遞減，柱狀α晶界逐漸變模糊。拉伸試驗中，焊接試樣出現頸縮并斷于母材。對于取自不同位置的母材及焊接試樣，拉伸性能差異不大，但焊接試樣強度略高于母材。不同熔深處接頭橫向硬度分布趨勢大致相同：焊縫中心區最高，熱影響區其次，母材最低。與母材相比，接頭的一系列性能表現與電子束焊接過程中較快的冷速、TA1材料傳熱特性以及鋸齒α與針狀α的強化作用有關。

TA1中厚板；電子束焊接；微觀組織；力學性能

0 前言

工業純鈦TA1是重要的耐蝕結構材料，廣泛應用于石油化工、海洋工程及原子能領域[1]。目前，鈦材的焊接方法主要包括鎢極氬弧焊（TIG）、激光焊及電子束焊（EBW）。TIG焊的單道熔深受鎢極載流能力限制，當焊接厚板時需開坡口進行分層多道焊，焊接過程中多次熱輸入易導致接頭過熱脆化及工件變形。因此，TIG焊多用于10 mm以下鈦材薄板的焊接。窄間隙TIG焊正成為當今厚板鈦及鈦合金焊接技術的研究熱點。然而，接頭變形與開裂以及焊接缺陷控制一直是制約該技術發展與應用的“瓶頸”[2]。激光焊兼顧焊接質量和生產效率，并可通過改變光路實現工件全位置焊，但單道激光束的穿透能力遠遜色于電子束[3]。近年來，20 mm以上厚度金屬焊接結構件在海軍裝備及船舶等大型裝備制造領域的廣泛應用對現有焊接技術提出挑戰。在眾多焊接技術中，電子束焊因能量密度高、焊縫熔深大、真空施焊等優勢脫穎而出[4]。

電子束焊接過程中，焊縫內部較大的溫度梯度以及鈦材自身傳熱特性決定了接頭局部組織和性能與母材相比存在差異，這些差異又會直接影響到焊接結構的整體性能，甚至使用壽命[5]。迄今為止，有關TA1的報道多是針對薄板開展TIG焊、潛弧焊及激光焊等研究[6-7]，而涉及電子束焊對TA1中厚板微觀組織及力學性能影響的研究還鮮有報道。本研究擬通過對TA1中厚板電子束焊接頭開展金相組織、維氏硬度及拉伸性能檢驗，分析焊接過程對TA1材料組織及力學性能的影響，為材料的工程應用提供實驗數據和理論依據。

1 試驗

1.1 試驗材料

焊接材料為攀鋼熱軋板廠生產的30mm厚TA1熱軋中厚板，試板尺寸500 mm×150 mm×30 mm，并經過500℃×4 h真空光亮退火處理，化學成分見表1。施焊前，先采用機械加工除去試板表層氧化膜，再使用丙酮反復擦拭，去除雜質及油污。

表1 TA1中厚板化學成分Table 1 Chemical composition of TA1 medium plate%

1.2 試驗方法

焊接設備為K100-G150/300KM-CNC型真空電子束焊機，加速電壓150 kV，額定功率30 kW。采用平板對接形式，不開坡口，工藝參數見表2。焊縫與板材軋制方向垂直。為確保焊縫熔透而又不致塌陷，在試板底部添加同材質的鎖底墊板。裝配時，通過工裝施加約束。添加墊板可避免未焊透，還可將常見于非穿透電子束焊縫根部的“釘尖缺陷”過渡到鎖底墊板[8]。焊后除去墊板，即可將缺陷引出工件，提升焊接質量。焊接過程中，電子束做圓形掃描，可實現對熔池金屬的充分攪拌，有助于消除熔深不均并加速氣體逸出[9]。

表2 電子束焊接工藝參數Table 2 Technical parameters of EBW

焊后參照GJB 1718A-2005標準進行X射線探傷。采用線切割截取接頭橫截面試樣，經磨制、拋光及腐蝕后進行宏觀及微觀組織檢驗。腐蝕液成分為HF∶HNO3∶H2O=2∶3∶95。使用OLYMPUS光學金相顯微鏡觀察接頭各區域微觀組織。按GB/T 228.1-2010標準進行拉伸試驗。考慮到母材和焊接試樣沿厚度方向拉伸性能可能存在差異，故分3層取樣。母材試樣沿垂直于板材軋制方向截取。焊接試樣沿垂直于焊縫方向截取，焊縫居于中心。焊接試樣尺寸加工與母材試樣相同，如圖1所示。拉伸測試采用MTS-CMT5205型電液伺服萬能拉伸試驗機，試驗結果取3個有效數據平均值。參照GB/T 4340.1-2009標準，采用HBV-30A型維氏硬度儀分別沿距焊接試樣上表面5 mm、厚度中心及距下表面5 mm位置進行接頭橫向硬度檢測，載荷4.9 N，加載時間10 s，測點間距0.5 mm。

圖1 拉伸試樣幾何尺寸（單位：mm）Fig.1 Geometry dimension of tensile samples

2 結果與討論

2.1 焊接接頭宏觀形貌

接頭外觀形貌如圖2a所示。焊縫表面呈光亮銀白色，外觀成形良好，無咬邊、凹陷及氣孔等缺陷。圖2b為接頭橫截面低倍試樣照片，沿熔深方向焊縫寬度逐漸變窄，符合“釘形”特征。焊縫中心兩側為熔池金屬快速凝固形成的粗大柱狀晶。焊縫總長約36.4 mm，焊縫頂部寬約3.5 mm，深寬比約10∶1。

圖2 TA1中厚板電子束焊接頭宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphology of electron beam welded TA1 medium plate joint

2.2 焊接接頭不同區域微觀組織

2.2.1 TA1中厚板母材微觀組織

TA1母材微觀組織照片如圖3所示。母材由單一的等軸α構成，晶粒尺寸相對均勻（約50 μm），部分晶粒由于再結晶不完全而尺寸稍大。

圖3 TA1中厚板母材微觀組織Fig.3 Base metal microstructure of TA1 medium plate

2.2.2 接頭焊縫微觀組織

圖4a、4b、4c分別為焊縫上層、中層及下層區域微觀組織。焊縫中心主要由粗大的柱狀α構成。柱狀α關于焊縫中心對峙排列，并向其生長。焊縫各層柱狀晶形態均不相同。由圖4a可知，焊縫上層區域的柱狀晶晶界清晰，長約1000μm，寬約500 μm。柱狀晶內部為熔池金屬快速冷卻而形成的尺寸相對細小且分布隨機的鋸齒α，部分鋸齒α晶界交錯重疊。由圖4b可知，焊縫中層區域的柱狀晶晶界略顯模糊。與焊縫上層相比，焊縫中層的柱狀晶長度明顯變短，寬約400 μm。同時，柱狀晶內鋸齒α晶粒尺寸也略微變小。由圖4c可知，焊縫下層的柱狀α晶界基本消失，柱狀α寬約300~400 μm。柱狀晶內組織仍為鋸齒α，且鋸齒α尺寸整體上小于上層和中層焊縫中的鋸齒α。圖4d～4f分別為圖4a～4c經放大后的微觀組織照片。可以看出，焊縫微觀組織除鋸齒α外，還含有少量針狀α。

焊縫組織形態沿熔深方向出現差異與TA1材料自身傳熱特性以及電子束焊接過程中能量分布不均勻有關。焊接過程中，較快的冷速使得在毫米尺度的焊縫內部形成了極大的溫度梯度。熔池金屬快速凝固而形成粗大的鑄態β相，并在隨后快速冷卻過程中通過β→α擴散相變析出穩定態的α相，形成鋸齒α和針狀α。部分鋸齒α晶粒粗大則是因TA1材料自身相對較差的傳熱特性以及中厚板較大的厚度導致焊縫金屬高溫停留時間相對較長，引起鋸齒α晶粒有過熱傾向。針狀α的形成則是因其形成所需冷速與鋸齒狀α不同[4]。焊縫由上至下，柱狀α與鋸齒α晶粒尺寸逐漸變小，則是由于電子束焊的能量傳遞特點決定了熔池上部金屬要凝固滯后于中部及下部，高溫停留時間相對較長，晶粒長大明顯。而中部及下部熔池金屬的冷卻速度相對較快，晶粒長大程度相對較低，因而柱狀α晶界逐漸變得不明顯。

2.2.3 接頭HAZ微觀組織

接頭中層區域HAZ組織如圖5所示。由圖5a可知，母材（Base metal）、HAZ及熔合區（FZ）因組成相α的形態差異而分界明顯。與母材相比，HAZ及熔合區組織均出現了晶粒粗化現象，且朝焊縫中心方向粗化程度進一步增加。HAZ組織由鋸齒α構成，晶粒尺寸整體上介于母材與熔合區之間。由于焊接時HAZ溫度可達到接近TA1熔點的高溫，故該區域組織相當于受到了熱處理，在β→α相變重結晶生成鋸齒α的同時，晶粒受熱粗化，形成粗大的鋸齒α。但因焊接過程中HAZ的冷速明顯低于熔合區，故未能在該區域觀察到針狀α生成。由圖5b可知，HAZ完全由鋸齒α構成，部分鋸齒α晶界交錯重疊。

圖4 焊縫上層、中層及下層區域微觀組織Fig.4 Microstructure of the weld seam

2.3 焊接接頭力學性能

母材與焊接試樣的拉伸數據如表3所示。對于母材及焊接試樣，各項數據之間并未因取樣位置的不同而表現出較大差異，表明TA1母材及焊接試樣的材料組織均勻性較好。對比焊接試樣和母材試樣拉伸數據可知，焊接試樣的屈服強度、抗拉強度及斷面收縮率在數值上整體略高于母材，但斷后伸長率的平均值（46.7%）卻略低于母材（47.3%）。同時，所有焊接試樣的拉伸斷口均位于母材。

表3 TA1母材及焊接接頭的室溫拉伸性能Table 3 Tensile properties of base metal and welded joint of TA1 at room temperature

拉伸斷裂后的焊接試樣如圖6所示，具有明顯的韌性斷裂特征。在拉伸斷口及焊縫周圍母材區域均出現頸縮現象，表明接頭焊縫及HAZ強度明顯高于母材。焊接部位得到強化與焊縫及HAZ內分布的形態不同的α相有關。對于工業純鈦的焊接，焊縫及HAZ內形成的大量鋸齒α晶粒內部所含的亞結構對接頭有強化作用[10]。另外，焊縫微觀組織中所含的少量針狀α因具有高于母材的強度及硬度[11]，也會對接頭起到部分強化作用。當焊接試樣承受拉伸載荷時，由于焊縫及HAZ組織強度高于母材，使得在強度相對較低的母材區域優先發生塑性變形。隨著試驗載荷的不斷增大，母材的塑性變形總量將大于焊接區域，出現頸縮。最終，出現嚴重塑性變形的母材因難以承受較高的拉伸載荷而發生斷裂。焊接試樣的斷后伸長率平均值低于母材，則是因拉伸過程中接頭不同區域的塑性變形程度不均勻所致，這也表明該焊接工藝下獲得的接頭塑性略低于母材。

2.4 接頭橫截面維氏硬度分布

焊接試樣上層、中層及下層區域的硬度分布如圖7所示。上述3個區域的硬度分布趨勢大致相同：熔合區及HAZ硬度高于母材，在焊縫中心及其臨近區域的試樣硬度值最高。熔合區及HAZ硬度高于母材，原因是這些區域內聚集的大量鋸齒α晶界對硬度有提升作用[12]。焊縫中心區硬度略高于HAZ，則是由于焊縫微觀組織中除鋸齒α外，還含有少量硬度較高的針狀α。母材組織為等軸α，因而硬度最低。對比上述3個區域的硬度曲線，可看出熔合區及HAZ的硬度分布較為離散，母材硬度分布相對均勻。這是因為具有密排六方結構的工業純鈦其硬度分布特點與硬度測量過程中α相晶粒的晶體學取向密切相關[13]：當硬度計壓頭壓入的是晶體取向的基平面時，材料硬度較高；而當壓頭壓入的是晶體取向的棱柱面時，硬度相對較低。同時，由于熔合區及HAZ晶粒取向分布與母材相比更為隨機[14]，這也就導致了焊接區域的硬度分布比母材更為離散。在這些因素的共同作用下，焊接試樣硬度的整體變化趨勢為焊縫中心區硬度最高，熱影響區其次，母材最低。

圖6 TA1焊接拉伸試樣（斷后）Fig.6 Tensile sample of the joint(after fracture)

圖7 接頭橫向硬度分布Fig.7 Hardness distribution on cross section of the joint

3 結論

（1）30 mm厚TA1中厚板焊接性能良好，采用真空電子束焊在適當工藝規范下可獲得優質接頭。

（2）焊縫微觀組織由柱狀α、鋸齒α和少量針狀α組成。HAZ微觀組織由鋸齒α構成。焊縫由上至下，微觀組織中柱狀α和鋸齒α的晶粒尺寸遞減，柱狀α晶界逐漸變模糊。

（3）拉伸數據表明，電子束焊使TA1接頭焊接區域的強度增加，塑性下降。拉伸試驗中，焊接試樣出現頸縮，并斷裂于母材。對于取自不同位置的母材及焊接試樣，拉伸性能差異不大，但焊接試樣的強度略高于母材。

（4）硬度數據表明，電子束焊使接頭熔合區及熱影響區的硬度提升。焊接試樣橫向硬度分布趨勢為焊縫中心區最高，熱影響區其次，母材最低。焊接試樣不同熔深部位硬度分布趨勢大致相同。與母材相比，熔合區及熱影響區的硬度分布相對離散。

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Microstructures and mechanical properties of electron beam welded joint of TA1 medium plate

BAI Wei1，LI Dadong1，LI Jun1，WANG Ying1，ZHANG Yupeng2，LI Xiaohui3
（1.State Key Laboratory of Vanadium and Titanium Resources Utilization，Pangang Group Research Institute Co.，Ltd.，Panzhihua 617000，China；2.Guangdong Welding Institute（China-Ukraine E.O.Paton Institute of Welding），Guangzhou 510650，China；3.Guangdong Institute of Materials and Processing，Guangzhou 510650，China）

Electron beam welding experiments were carried out on 30 mm thick TA1 medium plates.The testing methods，such as optical microscope，Vickers hardness test and stretch tester were used for investigating the effect of electron beam welding on microstructures and mechanical properties of TA1 medium plate.The results show that high quality joints could be obtained by applying vacuum electron beam welding under appropriate technical parameters.Significant differences of the microstructure appear in different areas of the joint.The base metal consists of equiaxed alpha phase.The weld seam consists of a mixed microstructure，which containing alpha columnar crystal,serrated alpha and a few acicular alphas.The microstructure of heat affected zone consists of serrated alpha phase.The grain sizes of alpha columnar crystal and serrated alpha in the weld seam are gradually decreased with the increase of weld penetration.At the same time,the grain boundaries of columnar crystals gradually become blurred.During the tensile tests，an apparent necking phenomenon appears on the welded specimens，and all of the fracture faces are located in base metal.As for specimenssampled from different positions of base metal and welded joint，the tensile properties appears no significant difference.However，the strength of welded specimens is slightly higher than that of specimens sampled from base metal.The weld center region possesses the highest hardness，heat affected zone secondly，and base metal lowest.Compared with base metal，a series of performance behavior of the joint is related to rapid cooling during welding，heat transfer characteristics of TA1 material itself，and the strengthening effect of serrated alpha and acicular alpha in the welding area of the joint.

TA1 medium plate；electron beam welding；microstructure；mechanical properties

TG456.3

A

1001－2303（2017）02－0031-06

10.7512/j.issn.1001-2303.2017.02.06

2016-12-15

白 威（1989—），男，遼寧沈陽人，工程師，碩士，主要從事金屬材料焊接的研究工作。

獻

白威，李大東，李軍，等.TA1中厚板電子束焊接頭組織及力學性能[J].電焊機，2017，47（02）：31-35，64.