局部熱處理對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

(沈陽工業大學機械工程學院，遼寧 沈陽 110870)

TC4鈦合金具有比強度高等優點，已成為飛機機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焊接件力學性能的影響。結果表明，焊接件在固溶處理和時效狀態下均顯示出最佳的性能[2]。GuoqingChen等人通過實驗和數值模擬詳細研究了熱分布對TiAl/TC4接頭組織和力學性能的影響，焊接過程中峰值溫度高、冷卻速度快的焊縫產生了以α2-Ti3Al為主的脆性組織，熱力學分析表明，高溫(≥α單相區)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側熱影響區也產生了脆性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，主要存在力學性能不均勻等問題[4]。熱處理可以調控和優化焊接件的顯微組織，消減殘余應力，提高焊接件的力學性能。

整體熱處理需要大型或專用的熱處理設備，生產成本高且工藝復雜，而且許多大型復雜結構的焊接件因為各種限制不便進行整體熱處理[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重的變形超差等問題[6]。

采用柔性加熱器對TC4鈦合金電子束焊接試樣進行局部退火熱處理，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律，為完善和優化TC4鈦合金電子束焊接件的局部熱處理工藝提供相關參考價值。

1 試驗材料與方法

試驗材料為2 mm厚的TC4鈦合金，電子束焊接試備的型號為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，擺動為1.8 mm，焊接速度為8 mm/s。局部熱處理設備主要包括：輸出功率最大為60 kW的ZWK-II-60型智能溫控儀，柔性加熱器，具有氣氛循環凈化系統的保護箱。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稱分布。

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

2 試驗結果及討論

2.1 顯微組織

圖1和圖2分別為TC4鈦合金電子束焊接態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。焊接態和局部熱處理試樣焊縫區的顯微組織都是由粗大的β柱狀晶組成，β柱狀晶內部為交錯排列呈集束狀的針狀馬氏體α’相。在焊接過程中焊縫區溫度達到了β相轉變溫度(約為995 ℃)，β晶粒受熱迅速生長，基材中初始的α相和β相在高溫的作用下轉變為高溫β相，在快速冷卻至室溫的過程中，β晶粒保留了粗大的柱狀晶結構，α’相通過切變在β柱狀晶內部形成網籃狀組織，局部熱處理后，焊縫區中的針狀馬氏體α’相更加細密，分布更加勻稱[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

焊接態和局部熱處理試樣熱影響區的顯微組織是由初始的等軸狀α相、含層狀α的轉變β組織和細小的針狀馬氏體α’相組成。在焊接的過程中，熱影響區距離焊縫較近的位置溫度達到了β相轉變溫度，基材中的α相和β相在高溫的作用下轉變為高溫β相，在快速冷卻至室溫的過程中，α’相通過切變在β柱狀晶內形成[7]，熱影響區中距離焊縫較遠的位置溫度沒有達到β相轉變溫度，組織不發生相變，初始的α相和β相殘留下來。

焊接態和局部熱處理試樣基材區的顯微組織是由初始的等軸狀α相和轉變β組織組成。基材區距離焊縫中心較遠，在焊接的過程中，基材區的溫度沒有達到β相轉變溫度，顯微組織不發生相變。

從基材區到熱影響區再到焊縫區，在焊接的過程中溫度越來越高，基材中越來越多的α相和β相通過相變和重結晶變為高溫β相，并在快速冷卻至室溫的過程中轉變為針狀馬氏體α’相，α’相含量越來越大，初始α相的含量越來越小直至完全消失[7]。

局部熱處理后焊接試樣的顯微組織不發生明顯的變化，這是因為局部熱處理溫度為600 ℃，加熱溫度沒有達到β相轉變溫度。

2.2 顯微硬度

為了使試驗數據盡可能準確，分別對3個焊接試樣和3個局部退火熱處理焊接試樣進行維氏顯微硬度的測量，對測量的各個區域的顯微硬度取平均值。表1為焊接態和局部熱處理試樣顯微硬度數值，圖3為焊接態和局部熱處理試樣各區域平均顯微硬度值的柱狀圖。如表1和圖3所示，從焊縫區到熱影響區再到基材區，顯微硬度越來越小。試樣在焊接后，在焊縫區和熱影響區形成了過飽和固溶體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’相數量和尺寸的增加而變大[8]。在焊接的過程中，焊縫區溫度最高，高溫β相冷卻至室溫的過程中，焊縫區析出的α’相數量和尺寸較大，顯微硬度略高；熱影響區中析出的α’相數量和尺寸相對較小，顯微硬度次之；基材區沒有析出α’相，只有初始的α相，顯微硬度最小。

表1 焊接態和局部熱處理試樣的顯微硬度(HV0.2)

圖3 焊接態和局部熱處理試樣平均顯微硬度

相對于焊接態試樣各區域顯微硬度而言，局部熱處理試樣焊縫區的平均顯微硬度略高9 HV0.2，熱影響區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力和細化組織的作用，經過局部退火熱處理后，焊接試樣焊縫區中的針狀馬氏體α’相組織更加細密，分布也更加勻稱。且殘余應力越大，顯微硬度越低，局部退火熱處理可降低焊接殘余應力，故局部熱處理試樣比焊接態試樣的顯微硬度整體略高[9]。

2.3 拉伸性能

為了使試驗數據盡可能準確，分別對3個局部退火熱處理后的TC4鈦合金電子束焊接試樣進行拉伸性能的測試，對測試的各個試樣的拉伸性能取平均值。拉伸試樣均在基材區靠近熱影響區附近斷裂，拉伸試樣表現出延性斷裂的特征，斷口出現“頸縮”。TC4鈦合金在焊接時，會在焊縫中心處產生大約0.2 mm的余高，余高的出現使焊接接頭處的厚度變大，強化了焊接接頭，使焊接接頭的強度變大。如表2所示，局部熱處理試樣平均抗拉強度為978.67 MPa，平均屈服強度為917.67 MPa，平均斷后伸長率為13.97%。根據HB 5224—1982技術標準，TC4鈦合金鍛件的抗拉強度為956 MPa，屈服強度為901 MPa，斷后伸長率為15.4%。局部熱處理試樣比TC4鈦合金鍛件的抗拉強度大22.67 MPa，屈服強度大16.67 MPa，斷后伸長率小1.43%。在室溫拉伸的過程中，基材區的α相的等軸組織比焊縫區中α’相的網籃組織受力更加均勻，應力集中較小，塑性變形時，相互之間的協同作用更好，基材的斷后伸長率比局部熱處理試樣大。同時α’相具有高的位錯密度，內部存在大量的退火孿晶，α’相的出現使焊縫區的顯微組織出現了大量的晶界，可以明顯減小運動位錯和有效滑移系，使α’相具有延伸率較低的特點，局部熱處理試樣的斷后伸長率較小[10-11]。

表2 局部熱處理試樣的拉伸試驗數據

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，在大韌窩的內部還有許多小韌窩，韌窩均勻地分布在拉伸斷口上，可見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 結論

1)焊接試樣經過局部退火熱處理后，顯微組織沒有發生明顯的變化。焊縫區由β柱狀晶組成，柱狀晶內部為α’相，局部熱處理后焊接試樣焊縫區針狀α’相更加細密，熱影響區的組織為初始的等軸狀α相、轉變β組織和細小的針狀馬氏體α’相，基材區的組織為初始的等軸狀α相和轉變β組織。

2)焊接態試樣和局部熱處理試樣顯微硬度的分布規律為：從焊縫區到熱影響區再到基材區，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。經過局部熱處理后，焊接態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出延性斷裂的特點，在熱影響區靠近基材區附近，斷口出現“頸縮”。局部熱處理試樣比TC4鈦合金鍛件的抗拉強度大22.67 MPa，屈服強度大16.67 MPa，斷后伸長率小1.43%，拉伸斷裂方式屬于韌性斷裂。