TC32鈦合金TIG焊接接頭顯微組織及力學(xué)性能研究*

薛添淇，閆少帥，張 敏，王新寶，程 龍，毛 威

（西安理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048）

0 前 言

基于鈦合金比強(qiáng)度高、耐腐蝕、無磁性等特點(diǎn)，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(fù)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(guó)內(nèi)外主要的研究大多針對(duì)于鈦合金材料的本身，鮮有關(guān)于其焊接材料方面的報(bào)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(yīng)用在焊接薄板金屬時(shí)，尤其適用于鈦、鋯等化學(xué)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(shí)仍存在一定的不足[5-7]，例如鈦的活性較高，高溫時(shí)易被空氣、水分污染，易形成氣孔及脆性相等。針對(duì)以上問題，國(guó)內(nèi)外研究人員通過研究改進(jìn)焊接方法及焊接工藝來改善接頭性能。

Kumar 等[8]采用自動(dòng)焊接技術(shù)對(duì)3 mm 厚Ti-6Al-4V合金進(jìn)行TIG焊接試驗(yàn)，結(jié)果表明，在TIG電弧強(qiáng)烈熱作用下，Ti-6Al-4V合金發(fā)生復(fù)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(duì)Ti6321合金進(jìn)行焊接試驗(yàn)，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(cè)試結(jié)果表明，接頭的抗拉強(qiáng)度幾乎與母材相當(dāng)，所有拉伸試樣的斷裂位置均在母材，很好地符合了強(qiáng)化和間隙元素含量與焊接接頭組織和力學(xué)性能的關(guān)系。

本研究選用的TC32 鈦合金屬于國(guó)內(nèi)自主研發(fā)的一種雙相鈦合金，成本低且動(dòng)態(tài)力學(xué)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(bào)道。本研究利用不同成分的填充材料對(duì)TC32進(jìn)行TIG焊接試驗(yàn)，分析接頭不同區(qū)域的顯微組織和力學(xué)性能，以期為該材料的焊接應(yīng)用提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)所用的TC32 鈦合金是由國(guó)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(duì)比，還引入TC4（Ti-6Al-4V）實(shí)心焊絲進(jìn)行焊接試驗(yàn)。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(yàn)方法及工藝

試驗(yàn)選擇的焊接參數(shù)為前期試驗(yàn)優(yōu)化所得，工藝參數(shù)見表2。焊接全過程通入氬氣對(duì)焊縫進(jìn)行保護(hù)，防止熔池與空氣接觸導(dǎo)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(jì)焊6道。

表2 TC32焊接工藝參數(shù)

焊接后使用線切割機(jī)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(jī)中進(jìn)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(duì)試樣進(jìn)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(jìn)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(jì)依次對(duì)接頭區(qū)域的母材、熱影響區(qū)和焊縫的顯微硬度進(jìn)行測(cè)定（測(cè)試位置如圖2所示），觀察其硬度分布。試驗(yàn)加載載荷200 g，保載時(shí)間15 s。室溫拉伸性能在HT-2402萬能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上按照GB/T 228.1—2021 進(jìn)行測(cè)試，拉伸時(shí)恒定加載速率為1 mm/min。每組接頭和母材皆選取2個(gè)平行試樣，取每組試驗(yàn)平均值作為抗拉強(qiáng)度以保證結(jié)果的科學(xué)性。在拉伸測(cè)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(cè)試位置示意圖

2 試驗(yàn)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(shí)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?yàn)楹附庸に囅嗨疲市纬闪讼嗨频臒嵊绊憛^(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(gè)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?chǔ)孪嗖粩嘣龆嘀敝列纬擅黠@的β相晶界。靠近母材一側(cè)熱影響區(qū)的顯微組織主要由等軸初生α 相和轉(zhuǎn)變?chǔ)?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(xì)小的針狀α 相分布在初生α 相周圍。靠近熔合線一側(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(yuǎn)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(dá)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(jìn)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(jìn)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(yuǎn)，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(xì)小的晶間β 相。初生α 相的體積分?jǐn)?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?yàn)樵诤附舆^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(shí)間較短，從而導(dǎo)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?yàn)樽羁拷酆暇€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(yuǎn)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(shí)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(shí)心焊絲時(shí)焊縫區(qū)的顯微組織形貌。可以看出，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(dāng)從1 000 ℃冷卻時(shí)，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(dāng)冷卻速率約為525 ℃/s 時(shí)，β 相將通過非擴(kuò)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(gè)熱循環(huán)，α'馬氏體逐漸分解。據(jù)報(bào)道[13]，在700～850 ℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火，α'馬氏體可轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的片層組織。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(fù)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(shí)，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(shí)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(shí)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(shí)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?yàn)楹缚p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(kuò)散，體心立方相通過短程遷移以切變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)榱降南啵l(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(shí)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(fù)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(xué)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(fù)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?yàn)閺摩孪鄥^(qū)較低溫度冷卻時(shí)，原子大范圍的擴(kuò)散無法進(jìn)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(diǎn)，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(kuò)散距離大，晶粒的形核與長(zhǎng)大更為有利，同時(shí)產(chǎn)生這種晶界的原因和晶界附近化學(xué)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(huì)存在Al元素的富集現(xiàn)象。與此同時(shí)，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(zhǎng)，且通常有著較大的長(zhǎng)寬比，這是典型的魏氏組織特征，這種依靠晶界α相生長(zhǎng)的集束組織記做αWGB。同時(shí)，在αWGB聚集區(qū)域，有板條狀αWM相析出。

2.2 顯微硬度測(cè)試

對(duì)三組不同填充材料制成的焊接接頭的硬度進(jìn)行了測(cè)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(gè)部分的硬度值有著相同的變化趨勢(shì)。

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(shí)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(diǎn)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(yuǎn)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(xì)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(qiáng)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(qiáng)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?yàn)椴捎门c母材成分相同的填充材料產(chǎn)生的。與此同時(shí)，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(dǎo)致位錯(cuò)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?yàn)楹辖鸹潭容^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(qiáng)化劑。

2.3 拉伸性能測(cè)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(cè)試曲線如圖11所示，拉伸測(cè)試結(jié)果見表3，母材屈服強(qiáng)度（YS）和極限抗拉強(qiáng)度（UTS）分別為818 MPa和1 004 MPa，拉伸應(yīng)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(qiáng)度，為1 025 MPa，其余兩組試樣接頭的抗拉強(qiáng)度為960 MPa（TC4填充）和1 000 MPa（Ti531填充），其強(qiáng)度分別達(dá)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(qiáng)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(cè)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(shí)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(shí)心焊絲作為焊接填充材料時(shí)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(gè)平行解理面在交匯處形成解理臺(tái)階，臺(tái)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(zhǔn)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(shí)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(shí)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(yīng)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(kuò)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(shí)心焊絲、TC32藥芯焊絲和Ti-Al-V-Zr系藥芯焊絲分別對(duì)TC32鈦合金進(jìn)行TIG焊填充試驗(yàn)，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(jìn)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(shí)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(cè)試結(jié)果表明，填充材料為TC4實(shí)心焊絲時(shí)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(shí)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(shí)接頭區(qū)域的顯微硬度由高至低為：HAZ>FZ>BM。

（4）拉伸測(cè)試表明，采用三種不同填充材料獲得的焊接接頭的抗拉強(qiáng)度均與母材相當(dāng)，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(shí)，發(fā)現(xiàn)了氣孔缺陷。