鈦合金具有密度低、比強度高、耐蝕性好、高溫力學性能優(yōu)異等特點，是目前新型航空發(fā)動機輕量化結構的首選材料[1?3]。采用焊接代替機械連接，不僅可以降低零件制造工藝的復雜性，還能有效實現(xiàn)輕量化，在航空發(fā)動機葉片、機匣等重要部件制造中有廣闊的應用前景[4]。但是，焊接接頭在焊接熱循環(huán)條件下會發(fā)生組織轉變，影響力學性能。而鈦合金具有比熱大、導熱系數(shù)小等特點，導致鈦合金焊接接頭在高溫段焊接熱循環(huán)內(nèi)停留時間較長，更易引起材料組織的變化，嚴重降低焊接接頭的力學性能[5]。因此，鈦合金接頭組織調(diào)控，尤其是熱影響區(qū)的組織調(diào)控，是鈦合金焊接的難點。

電子束焊具有能量密度高、加熱冷卻速度快、熱影響區(qū)小以及高真空環(huán)境等特點[6]，可以有效防止鈦合金接頭氧化，抑制接頭組織變化，是鈦合金焊接的最佳方法，但是焊接熱輸入對接頭組織性能的影響不可避免。WANG 等[7]采用電子束焊接 10mm 厚 Ti6246 鈦合金板，實現(xiàn)了良好的焊縫成形，但是接頭熱影響區(qū)出現(xiàn)硬度下降現(xiàn)象，形成軟化區(qū)，不利于接頭的力學性能。組織分析表明，熱影響區(qū)在熱循環(huán)條件下形成等軸初生α相、針狀α相和殘余β相組織。于冰冰等[8]研究了TC17雙相鈦合金電子束焊接接頭的拉伸性能，發(fā)現(xiàn)接頭拉伸強度僅為878 MPa，遠低于母材1220 MPa，顯微組織研究表明，焊縫區(qū)由β柱狀晶組成，熱影響區(qū)由等軸初生 α 相、針狀 α/α'相和亞穩(wěn)態(tài) β 相組成，而焊縫區(qū)中的亞穩(wěn)態(tài)β相在拉伸過程中會發(fā)生應力誘發(fā)馬氏體相變，生成α″馬氏體，導致接頭的拉伸性能下降。而張秉剛等[9]對 TC21 鈦合金電子束焊接時，實驗分析表明焊縫區(qū)和熱影響區(qū)中均會發(fā)生馬氏體相變，會形成針狀的馬氏體α'相，因此，雙相鈦合金電子束焊焊縫區(qū)組織還存在爭議。龔玉兵等[10]針對TC4鈦合金電子束焊接頭組織特征開展研究，發(fā)現(xiàn)增大焊接熱輸入會導致晶粒和組織粗化，易生成維氏體組織，但是可以減少組織的不均勻性，對合金性能產(chǎn)生影響。曹守啟等[11]開展了雙相鈦合金Ti75激光焊接研究，發(fā)現(xiàn)焊接熱輸入量的增大會促使焊縫區(qū)馬氏體組織數(shù)量增加，進而影響到合金的力學性能。此外，F(xiàn)ANG等[12]研究發(fā)現(xiàn)，當熱輸入從 2.29 kJ/cm 增加到 3.02 kJ/cm 時，TC4 鈦合金激光填絲焊接頭的焊縫中心等軸晶區(qū)的平均晶粒尺寸和寬度增大，柱狀晶區(qū)的晶粒角逐漸趨于垂直于焊縫，接頭的抗拉強度從 924 MPa 降低到 919 MPa，但伸長率從 9.0% 減少到 7.8%。這些研究都表明，改變焊接熱輸入量，可以達到控制合金組織的效果。

Ti180鈦合金是一種新型Ti-Al-Sn-Zr-Mo系α+β型雙相鈦合金，其強化機制主要為固溶強化，常用于渦扇發(fā)動機的中溫部位，最高工作溫度為 500~550 ℃[13?14]。目前，關于該牌號鈦合金焊接性文獻較少。本文開展了 7 mm 厚 Ti180 鈦合金電子束焊接實驗研究，并對所獲得接頭的微觀組織和力學性能進行了分析，全面地分析了焊接接頭在焊接熱循環(huán)條件下的組織演化規(guī)律，研究了焊接熱輸入量的變化對接頭組織和性能的影響。本文的工作對于α+β型雙相鈦合金焊接制造提供了理論依據(jù)與實踐指導。

1、 實驗

本實驗所采用的鈦合金牌號為Ti180(名義成分Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo)，材料組織為鍛造組織，試板尺寸為 100 mm×50 mm×7 mm，接頭形式為對接。

焊接實驗在 Probeam K110 型高壓真空電子束焊機上進行。焊接實驗前，先采用酸洗去除試板表面的氧化膜(酸洗液體積比為 V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=6 mL∶60 mL∶100 mL=6∶6∶10)；酸洗后，用無水乙醇沖洗凈試板，去除酸洗液，并吹干；最后，將預處理好的試板固定到焊接夾具上，放入 ProbeamK110 型高壓電子束焊機真空室進行焊接，六組焊接工藝分別為：

1) 束流16 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量101 J/mm)；

2) 束流24 mA+焊速24 mm/s(熱輸入量120 J/mm)；

3) 束流20 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量126 J/mm)；

4) 束流24 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量152 J/mm)；

5) 束流28 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量177 J/mm)；

6) 束流24 mA+焊速14 mm/s(熱輸入量206 J/mm)。

電子束焊接接頭顯微組織采用ZEISS光學顯微鏡、ZEISS掃描電鏡進行觀察分析，金相試樣按照標準流程制備，顯微組織腐蝕液采用 Kroll 試劑，腐蝕時間20 s。接頭的力學性能采用拉伸性能和硬度來表征，硬度實驗在ZWICH硬度計上進行，拉伸實驗在ZWICK Z100 萬能材料試驗機上進行，拉伸試樣按照GB/T 2652—2008制備。

2、 結果與分析

2.1 Ti180焊接接頭典型組織特征分析

2.1.1 Ti180焊接接頭宏觀形貌

圖 1(a)所示為熱輸入量為 152 J/mm 時得到的Ti180 鈦合金電子束焊接接頭的宏觀形貌。可以看出，焊接接頭具有典型的高能束焊接窄焊縫成型特征，7 mm厚焊縫上表面寬為2 mm，下表面寬為1.7 mm。圖1(b)所示為Ti180電子束焊接接頭中部焊縫區(qū)的整體形貌。可以看出，焊縫區(qū)由粗大的柱狀樹枝晶組成，由熔合線向焊縫中部生長，在焊縫中央形成交線。圖 1(c)所示為接頭熱影響區(qū)的組織特征，可見熱影響區(qū)由等軸狀的雙相組織組成。由于距離焊縫區(qū)位置不同，熱影響區(qū)不同區(qū)域在焊接熱循環(huán)過程中的最高溫度、溫度梯 度及冷卻速度不同，導致不同區(qū)域的顯微組織特征不同，具體可分為三個亞區(qū)：近熔合線熱影響區(qū)(Near-FZ-HAZ)、中部熱影響區(qū)(Mid-HAZ)和近母材熱影響區(qū)(Near-BM-HAZ)，寬度分別為0.27 mm、0.29 mm和0.68 mm。

2.1.2 Ti180焊接接頭母材區(qū)典型微觀組織特征

圖2(a)所示為Ti180母材區(qū)的微觀組織。由圖2(a)可以看到，Ti180母材區(qū)由等軸狀雙相組織構成，亮色區(qū)域為初生 α 相。通過圖片灰度分析可以得到，母材區(qū)中 α 初生相比例為 47.8%。通過掃描電鏡對金相照片中暗色區(qū)域觀察可以發(fā)現(xiàn)，該組織由針狀次生α相和β相組成。Ti180鈦合金中添加的β穩(wěn)定元素含量較多，因此高溫β相會在室溫下穩(wěn)定存在，但仍會有部分β相在快速冷卻過程中轉變?yōu)榇紊尼槧?α 相，導致室溫條件下 Ti180 鈦合金存在等軸初生α相、針狀次生α相和殘余β相，如圖2(b)所示。這種復合組織結構有利于Ti180鈦合金綜合力學性能的提高[15]。

圖3(a)所示為母材區(qū)EDS元素分析結果。分析表明，α相中存在Al元素的偏聚，Al元素為α穩(wěn)定元素，可以通過固溶強化來提高合金強度，還有降低合金密度的功能；β相存在Mo元素偏聚，Mo元素為 β 穩(wěn)定元素，Mo 與 β-Ti 可以無限固溶，但在α-Ti中的溶解度較低。元素分析還表明，Zr、Sn元素沒有明顯偏聚現(xiàn)象。Zr、Sn為中性元素，與其他合金元素相比，這兩種元素在α和β相中均有較大的固溶度。以上結果表明，α相穩(wěn)定元素Al和β相穩(wěn)定元素 Mo 在 Ti180 鈦合金中的偏聚，決定了母材在室溫條件下的α+β雙相組織特征，并起到固溶強化效果，保證了合金較高的力學性能。但是，焊接熱循環(huán)會影響到這些元素的偏聚，改變合金的微觀組織。由圖 3(b)所示焊縫區(qū)的元素分布可以看出，Al、Ti、Mo 等元素在熔池中均勻分布，母材中的偏聚現(xiàn)象消失。由于電子束焊接過程中的冷卻速度可達到1000 ℃/s以上[8]，熔池由β相區(qū)快速冷卻后，會形成粗大的 β 柱狀晶和細小針層狀的 α'相，導致鈦合金的力學性能改變(具體討論見2.1.3節(jié))。

2.1.3 Ti180焊接接頭焊縫區(qū)典型微觀組織特征

圖 4 所示為 Ti180 鈦合金電子束焊接接頭焊縫區(qū)中部微觀組織形貌。由圖4可以看出，焊縫區(qū)組織由粗大的β柱狀晶組成。在β柱狀晶內(nèi)部還存在細小的層狀結構，主要是次生針狀α'馬氏體組成。此外，熱輸入的改變并未改變焊縫區(qū)的相組織形貌。電子束焊接作為一種高能束焊接方法，具有冷卻速度較快的特點，有利于抑制合金元素的擴散，促使β相在快速冷卻過程中形成過飽和固溶體，并通過切變方式轉變?yōu)槊芘帕降摩?#39;相，細小針層狀的 α'相會分割粗大的 β 柱狀晶，大大增加相界數(shù)量，這種結構相較于母材組織，具有更高的硬度和強度。

2.1.4 Ti180焊接接頭熱影響區(qū)典型微觀組織特征

由 2.1.1 節(jié)宏觀金相分析顯示，接頭的熱影響區(qū)由于經(jīng)歷不同的焊接熱循環(huán)過程可以進一步細化為三個亞區(qū)：近熔合線熱影響區(qū)的焊接熱循環(huán)峰值溫度大于(α+β)/β相轉變溫度；中部熱影響區(qū)的峰值溫度在(α+β)/β相轉變溫度附近；近母材熱影響區(qū)的峰值溫度一般在兩相區(qū)溫度的較低點[16]。圖5(a)所示為近熔合線熱影響區(qū)微觀組織，可以看到該區(qū)域由等軸初生α相、次生針狀α'相和殘余β相組成。圖像灰度分析結果顯示，該區(qū)的初生α 相的占比為 37.4%，相較于母材(47.8%，見 2.1.2節(jié))明顯降低。高倍SEM像顯示(見圖5(d))，近熔合線熱影響區(qū)中α相呈現(xiàn)“ghost”狀[10]，具體表現(xiàn)為在原等軸初生α相區(qū)域內(nèi)存在細小針狀α'相，該組織特征有利于鈦合金強度和韌性的提高[15]。劉甲等[17]分析了典型雙相鈦合金TC4電弧焊接頭熱影響區(qū)組織特征，并沒有觀察到“ghost”狀組織，這表明電子束焊接所帶來的高冷卻速度是形成該組織的必要條件。此外，在 β 轉變組織中的針狀次生 α相完全消失、β 相界面發(fā)生移動，使得 β 相長大、合并，明顯區(qū)別于母材的等軸狀。這些不同于母材組織特征顯示出該區(qū)域在焊接熱循環(huán)過程中經(jīng)歷的峰值溫度高于(α+β)/β相變溫度。同時，由于靠近熔池，該區(qū)域在高溫段停留時間長，促進初生α相轉變?yōu)棣孪唷?/p>

圖 5(b)所示為 Ti180 電子束焊接接頭中部熱影響區(qū)微觀組織金相照片。可以看到，與近熔合線熱影響區(qū)微觀組織相類似，該區(qū)域由等軸初生 α 相、次生針狀α'相和殘余β相組成，但是初生α相比例高于近熔合線熱影響區(qū)，為39.1%，仍低于母材初生 α 相比例(47.8%)。高倍 SEM 觀察顯示(見圖 5(e))，β 轉變組織中的次生 α 相精細結構完全消失，形成單一的β相組織。

圖5(c)所示為近母材熱影響區(qū)金相組織。可以看到，該區(qū)域由初生等軸α相、殘余β相和少量次生針狀 α 相組成，其 α 相的比例為 45.6%。此外，該區(qū)域的初生α相和殘余β相依舊保持母材中等軸晶形貌，沒有出現(xiàn)明顯的β相界面遷移、合并現(xiàn)象(見圖 5(a)和(b))。高倍 SEM 觀察結果顯示(見圖 5(f))，近母材熱影響區(qū)初生等軸α相中沒有次生針狀α'相生成；此外，β 相轉變組織中僅有部分次生 α相消失，轉變?yōu)棣孪唷Ｔ撔蚊蔡卣鞅砻鳎藚^(qū)域在焊接過程中所經(jīng)歷的加熱溫度較低。

2.2 焊接熱輸入對接頭組織特征的影響

圖6所示為不同熱輸入下熱影響區(qū)不同位置微觀組織SEM像。由圖6可以看到，隨著熱輸入量的增加，熱影響各亞區(qū)中α相和β相的襯度減小、初生 α 相所占比例逐漸減小(Near-FZ-HAZ: 37.4%→21.8%; Mid-HAZ: 39.1%→32.1%; Near-BM-HAZ:45.6%→39.7%)。焊接熱輸入的增加，導致熱影響各亞區(qū)所經(jīng)歷的峰值溫度和高溫停留時間同時增加，促進了初生 α 相向 β 相的轉變，并在 β 相穩(wěn)定元素作用下使高溫β相在冷卻過程中保留下來，成為室溫組織。高熱輸入條件下更多的 α 相回溶到 β相中，導致β相中α相穩(wěn)定元素增加, 使得α相和β相的元素含量差異變小，并反映在高熱輸入條件下接頭熱影響區(qū)SEM像中α相和β相的襯度減小。而α 和 β 兩相的排列方式、體積分數(shù)以及各自形狀都會影響鈦合金的力學性能。

2.3 焊接熱輸入對接頭力學性能的影響

2.3.1 焊接接頭硬度分布

圖 7 所示為不同熱輸入下 Ti180 焊接接頭維氏硬度分布圖。由圖 7 可以看出，在不同熱輸入下，焊縫區(qū)的硬度均為最大；隨著與熔合線距離增大，熱影響區(qū)的硬度逐漸減小；在熱影響區(qū)中沒有出現(xiàn)明顯的軟化區(qū)，熱影響區(qū)的硬度高于母材區(qū)的硬度。例如，熱輸入量為 152 J/mm 的焊接接頭，焊縫區(qū)的(平均)硬度為 418.9HV，進入熱影響區(qū)后，硬度由401.0HV降低到364.6HV，高于母材區(qū)硬度341HV。 由 硬 度 曲 線 得 出 熱 影 響 區(qū) 的 尺 寸 為1.2 mm。由 2.1.3 節(jié)組織分析可知，焊縫區(qū)由針狀α'馬氏體相和粗大的β柱狀晶組成，這種組織會具有較高的硬度，但是塑性會有所下降。在近熔合線熱 影 響 區(qū) (Near-FZ-HAZ) 及 中 部 熱 影 響 區(qū) (Mid-HAZ)處，針狀 α'馬氏體會在初生 α 相中析出，促進上述區(qū)域保持較高的硬度；但是隨著與熔合線距離的增加，針狀α'馬氏體數(shù)量逐漸減少、硬度逐漸降低；而近母材熱影響區(qū)(Near-BM-HAZ)，沒有觀察到針狀α'馬氏體，硬度繼續(xù)降低到母材的硬度。

焊接熱輸入對接頭硬度分布有一定影響。在焊縫區(qū)，較高的熱輸入條件下出現(xiàn)焊縫區(qū)中部硬度下降現(xiàn)象(見圖 7(d)~(f))；而在較低的熱輸入條件下，焊縫區(qū)中部的硬度沒有明顯的下降現(xiàn)象(見圖7(a)~(c))。這種現(xiàn)象是由于熱輸入增加降低了焊接熔池冷卻速度，從而不利于針狀α'馬氏體組織的析出行為。而在熱影響區(qū)，熱輸入對硬度的影響不明顯。

2.3.2 焊接接頭拉伸性能

圖 8 所示為不同熱輸入條件下 Ti180 焊接接頭及母材的拉伸性能。結果顯示，當熱輸入量從120 J/mm 升高到 177 J/mm 時，接頭的抗拉強度由1010 MPa 增加到 1070 MPa，均高于母材的抗拉強度 (970 MPa)。 同 時 ， 伸 長 率 由 16.7% 降 低 到11.6%，低于母材的伸長率(18.5%)。120 J/mm熱輸入量條件下，試樣的伸長率可以達到母材的伸長率(90.3%)，顯示出良好的綜合性能。在本工作研究中，所有拉伸樣品斷裂于母材位置。由 2.2.1 節(jié)可知，熱輸入增大會使初生α相所占比例減小、次生針狀 α'相的數(shù)量和尺寸增大。初生 α 相的比例越小，殘余β相基體的穩(wěn)定性就越低，使得次生α'相形核長大的驅動力變大，導致接頭的強度增加而塑性下降[18]，造成電子束焊接Ti180鈦合金接頭的伸長率要低于母材。但是本工作表明，通過熱輸入量的調(diào)整，可以減小焊接接頭塑性下降的幅度。

圖9所示為母材和焊接接頭拉伸斷口的形貌。由圖9可以看出，斷口截面上出現(xiàn)較深的韌窩，并且沒有明顯的解理臺階，說明Ti180母材和焊接接頭的斷裂都為塑性斷裂。

3、 結論

1) Ti180鈦合金電子束焊接接頭焊縫區(qū)主要由β柱狀晶和針狀α'馬氏體相組成；近熔合線熱影響區(qū)和中部熱影響區(qū)由“ghost”狀初生等軸α相、次生針狀α'相和殘余β相組成；焊縫區(qū)組織由柱狀β相和針狀的α'馬氏體相組成。

2) 焊接熱輸入的增加會使熱影響區(qū)各亞區(qū)α相比例減小。從 120 J/mm 增加到 177 J/mm 時，近熔合線熱影響區(qū)、中部熱影響區(qū)和近母材熱影響區(qū)中α相比例分別由37.4%減少到21.8%，由39.1%減少到32.1%，由45.6%減少到39.7%。

3) 焊接熱輸入的增加會導致接頭的伸長率下降，但是抗拉強度仍保持較高水平。當焊接熱輸入從 120 J/mm 升高到 177 J/mm 時，伸長率由 16.7%降低到 11.6%，低于母材伸長率 18.5%；同時，接頭抗拉強度由1010 MPa增加到1070 MPa，高于母材的抗拉強度(970 MPa)。

4) 接頭硬度由焊縫區(qū)到母材區(qū)逐漸減小，沒有出現(xiàn)明顯的軟化區(qū)，硬度高于母材的硬度(341HV)。熱輸入量的增加會導致焊縫區(qū)中部的硬度下降，但是對熱影響區(qū)硬度的影響較小。

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