鈦合金激光焊縫的超塑性變形行為及顯微組織

程?hào)|海，黃繼華，林海凡，趙興科，張 華

(北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

鈦合金激光焊縫的超塑性變形行為及顯微組織

程?hào)|海，黃繼華，林海凡，趙興科，張 華

(北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

通過高溫拉伸試驗(yàn)研究Ti-6Al-4V(TC4)合金激光焊縫的縱向超塑性變形行為，采用掃描電鏡觀察超塑性變形前后焊縫的顯微組織。結(jié)果表明：TC4鈦合金激光焊縫具有良好的超塑性變形能力，在900 ℃、10-3s-1工藝條件下伸長率達(dá)到最大值397%；在超塑性變形過程中，原始焊縫的針狀馬氏體首先轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝畹摩?β組織，而后片層組織發(fā)生再結(jié)晶等軸化；隨著變形溫度升高或應(yīng)變速率降低，等軸化程度增大。

Ti-6Al-4V合金；激光焊接；超塑變形

TC4鈦合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐蝕性和高溫抗蠕變性能好等特點(diǎn)，已成為航空航天和電力工業(yè)中最具潛力的材料。TC4鈦合金在一定的溫度和變形速率下具有良好的超塑性能，采用擴(kuò)散連接/超塑成形組合工藝(DB/SPF)生產(chǎn)飛行器異形件可實(shí)現(xiàn)一次整體精密成形且零件質(zhì)量好，能減輕結(jié)構(gòu)質(zhì)量，降低生產(chǎn)成本，實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)與制造的靈活性，尤其在多層板結(jié)構(gòu)的制造方面具有很大優(yōu)越性[1]。然而，隨著航空航天工業(yè)的發(fā)展，鈦合金的擴(kuò)散連接/超塑成形組合工藝(DB/SPF)也暴露出如下一系列問題和局限性：擴(kuò)散連接時(shí)必須在成形件的不連接部分預(yù)先涂敷止焊劑，對后續(xù)的超塑成形模具密封性要求很高，且增加工序數(shù)。若涂層厚度不均勻，位置不準(zhǔn)還會(huì)使結(jié)構(gòu)件外表面產(chǎn)生溝槽。此外，更要求嚴(yán)格控制擴(kuò)散連接溫度和保溫時(shí)間，以防止晶粒過度長大，導(dǎo)致超塑成形時(shí)零件破裂[2]。

近年來，國內(nèi)外的一些學(xué)者開始積極尋找替代擴(kuò)散連接的其他焊接方法與超塑成形工藝相組合，并對接頭超塑性能力和零件性能等方面進(jìn)行研究，這些研究主要集中在攪拌摩擦焊、等離子弧焊以及真空電子束焊等焊接方法上[3-5]，取得良好的效果，證明焊縫具有參與超塑性變形的能力。激光焊接具有能量密度高、焊接速度快、焊縫及熱影響區(qū)窄、焊件變形小、焊縫組織細(xì)小及質(zhì)量高等優(yōu)點(diǎn)[6-10]，將激光焊接與超塑成形工藝相組合，將有望獲得性能更好的成形件[11]。目前，關(guān)于激光焊接接頭超塑性變形行為的研究還未見報(bào)道。本文作者研究 TC4鈦合金激光焊接接頭超塑變形性能，以及超塑變形前后的顯微組織變化，為激光焊/超塑成形組合工藝的研究和應(yīng)用提供實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為0.8 mm厚TC4鈦合金薄板，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為Al 5.50%~6.75%，V 3.50%~4.50%，F(xiàn)e不大于0.5%，C不大于0.1%，O不大于0.20%，N不大于 0.05%，接頭形式為對接接頭。焊前板材清理工序如下：5%~10%NaOH酒精溶液堿洗除油，清水沖洗，5%HF+30%HNO3水溶液酸洗去除表面氧化物，清水沖洗，烘干并保存在干潔器皿中。焊接試驗(yàn)使用功率范圍為100~4 000 W的CO2軸流激光器，模式為TEM01模，激光束采用透鏡聚焦，焦距為190.5 mm，聚焦后光斑直徑不大于0.2 mm。焊接工藝參數(shù)：離焦量Δf =-0.5 mm，激光功率P=1 300 W，焊接速率V=3.0 m/min。焊接過程氣體保護(hù)良好，焊縫成銀白或淡黃色，經(jīng)X射線探傷儀檢測焊縫內(nèi)部沒有觀察到氣孔或裂紋。

高溫拉伸試驗(yàn)在高溫 MTS810拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣尺寸如圖1所示。為便于對比，同時(shí)對相同試樣尺寸的母材進(jìn)行試驗(yàn)。拉伸前在試樣表面涂Ti-5玻璃防護(hù)涂料，該涂料在850~1 000 ℃下都有很好的保護(hù)效果，且高溫流動(dòng)性較好。應(yīng)變速率選取工業(yè)常用應(yīng)變速率范圍為 10-3~10-1s-1；拉伸溫度范圍為870~920 ℃，空冷。金相試樣經(jīng)打磨拋光后用5%HF+10%HNO3水溶液侵蝕，通過Leo-40掃描電鏡觀察接頭組織形貌。

圖1 高溫拉伸試樣的示意圖Fig.1 Schematic diagram of specimen for hot tensile test (mm)

2 結(jié)果及討論

2.1 TC4鈦合金激光焊縫超塑性變形性能

圖2所示為高溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果。由圖2可知，在870~920 ℃的拉伸溫度范圍內(nèi)，焊縫的伸長率δ值在97%~397%間變化。一定應(yīng)變速率條件下，焊縫伸長率隨著溫度的升高伸長率而升高，僅當(dāng)應(yīng)變速率為10-3s-1時(shí)，伸長率先上升，在900 ℃達(dá)到最大值397%，隨溫度繼續(xù)升高，伸長率略有下降，在 920 ℃時(shí)為387%。分析認(rèn)為，隨著溫度的升高，焊縫中的原子擴(kuò)散加快，粘性β相的量增加，晶界會(huì)變得越來越不穩(wěn)定，晶界間的粘滯力逐漸降低，晶界滑移也變得越來越容易，所以試樣的伸長率增加。但當(dāng)應(yīng)變速率較慢時(shí)，如果溫度過高，晶粒容易長大，反而會(huì)降低材料的超塑性能，所以在10-3s-1時(shí)920 ℃條件下伸長率會(huì)略有降低。

圖2 變形工藝對焊縫及母材伸長率的影響Fig.2 Effects of forming parameters on elongation of weld bead(a) and base metal(b)

由圖2還可以看出，應(yīng)變速率也是影響合金超塑性能的重要因素之一。焊縫在10-3~10-2s-1應(yīng)變速率范圍內(nèi)，伸長率δ值在233%~397%之間變化，雖然比相同條件下的母材伸長率(473%~880%)低，仍說明焊縫呈現(xiàn)良好的超塑性變形能力。在本試驗(yàn)條件范圍內(nèi)，當(dāng)應(yīng)變速率為10-3s-1時(shí)焊縫超塑性能力最佳。一般來說，材料的超塑性發(fā)生在較緩慢的應(yīng)變速率條件下。因?yàn)樵诟邞?yīng)變速率條件下變形時(shí)，位錯(cuò)塞積、擴(kuò)散蠕變和位錯(cuò)滑移不能有效的對晶界滑移起協(xié)調(diào)作用。且焊縫組織在變形過程中是片層組織，晶粒在滑動(dòng)過程中必然在一些地方受阻，從而引起應(yīng)力集中。因此，材料內(nèi)部的協(xié)調(diào)過程來不及進(jìn)行，應(yīng)變硬化不能充分消除，應(yīng)力集中得不到及時(shí)松弛，不利于均勻變形，故超塑性能較差[12]。

2.2 TC4鈦合金激光焊縫初始顯微組織

圖3 超塑性變形前母材與焊縫中心及熱影響區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructures of base metal(a) and weld joint before tensile test(b) and HAZ(c)

圖3 所示為超塑性變形前母材與焊縫中心以及熱影響區(qū)的顯微組織。由圖3可看出，TC4鈦合金母材組織為等軸α+β相(見圖3(a))，β相分布在α相邊界處；焊縫中存在大量柱狀晶，內(nèi)部為針狀馬氏體α′相交織成的網(wǎng)籃狀組織，α′相是合金元素在 α相中的過飽和固溶體[13](見圖3(b))；焊縫熱影響區(qū)(HAZ)的組織由較粗大的等軸晶粒及其內(nèi)部的微量細(xì)小針狀馬氏體組成(見圖 3(c))。

2.3 TC4鈦合金激光焊縫超塑變形后顯微組織

圖4所示為試樣在870 ℃、10-3s-1條件下發(fā)生超塑性變形后母材及熱影響區(qū)的顯微組織。由圖 4(a)可以看出，經(jīng)歷超塑性變形后，母材組織由變形前的等軸組織轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織。這種組織是由于合金在 α+β相區(qū)較高溫度變形而生成的[14]，晶粒尺寸變化并不明顯，這是由高溫晶粒長大和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化共同作用導(dǎo)致的。由圖4(b)可以看出，焊縫組織由原來的針狀轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝?。在片層組織和等軸組織之間有一過渡層，過渡層主要由等軸組織和短小片層結(jié)構(gòu)組成，所處位置為變形前熱影響區(qū)的位置。

圖4 在870 ℃、10-3 s-1時(shí)超塑性變形后母材及焊縫熱影響區(qū)的顯微組織Fig.4 Microstructures of base metal(a) and HAZ of weld bead(b) after tensile test at 870 ℃ and 10-3 s-1

TC4鈦合金激光焊接焊縫顯微組織中的針狀馬氏體α′相是一種過飽和固溶體，在一定條件下，其內(nèi)部合金元素將往外擴(kuò)散，形成穩(wěn)定的 α相。在 870~920 ℃、10-3~10-1s-1的條件下，焊縫中的合金元素?cái)U(kuò)散系數(shù)較高，焊縫中的過飽和固溶體 α′相將發(fā)生α′→α+β的轉(zhuǎn)變[15]。同時(shí)，針狀組織長大成片層狀組織。即經(jīng)歷超塑性變形后，TC4鈦合金激光焊接焊縫顯微組織將由網(wǎng)籃狀的針狀馬氏體α′轉(zhuǎn)變成片層狀的α+β組織。在大變形的作用下，片層發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，且片層之間發(fā)生相互碰撞、擠壓，使得片層不斷碎化，從而形成片層組織等軸化的現(xiàn)象。HAZ內(nèi)部的細(xì)小針狀組織在超塑性變形過程中同樣向片層組織轉(zhuǎn)變，使得在超塑性變形后熱影響區(qū)組織由等軸組織和短小片層組織的混合組成，此區(qū)域也就成了焊縫片層組織和母材等軸組織之間的過渡區(qū)域。

2.4 變形溫度對顯微組織的影響

圖5 應(yīng)變速率為10-3 s-1時(shí)不同溫度下拉伸后焊縫顯微組織Fig.5 Microstructures of weld bead deformed at 10-3 s-1 and different temperatures: (a) 870 ; (b)℃ 900 ; (c)℃ 920 ℃

圖5 所示為應(yīng)變速率為10-3s-1時(shí)變形溫度對焊縫顯微組織的影響。由圖5可以看出，在應(yīng)變速率為10-3s-1條件下，隨著溫度的升高，片層組織首先在900 ℃轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽缂?xì)小的等軸晶粒，說明變形過程中發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；當(dāng)溫度上升至920 ℃時(shí)，晶粒有所長大，且在整個(gè)溫度上升過程中焊縫內(nèi)β相含量逐漸增加。其原因是當(dāng)變形溫度為870 ℃時(shí)，焊縫軟化程度不高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行不充分，在應(yīng)力和變形作用下 α片層發(fā)生斷裂，焊縫由等軸晶粒和片層組織組成。而當(dāng)變形溫度增加時(shí)，焊縫內(nèi)部合金元素?cái)U(kuò)散速率更大，一方面使得片層組織的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更充分，生成晶粒尺寸細(xì)小的等軸晶粒；另一方面，溫度的升高和合金元素的擴(kuò)散使得β相含量也逐漸增加(見圖5(b))，而β相在高溫下具有良好的塑性[16]，這有利于試樣的超塑性變形，因此變形量增大；隨著變形溫度的進(jìn)一步升高(見圖5(c))，元素?cái)U(kuò)散速度進(jìn)一步加快，雖然β相的含量增大，但晶粒長大更加明顯，從而降低材料的超塑變形能力。長時(shí)間的高溫變形使得晶粒長大及試樣氧化加劇，導(dǎo)致此溫度下試樣的超塑性能降低，因此，TC4鈦合金激光焊縫在900 ℃、10-3s-1時(shí)的超塑性能最佳。

2.5 應(yīng)變速率對顯微組織的影響

圖6 變形溫度為900 ℃時(shí)不同應(yīng)變速率下拉伸后焊縫的顯微組織Fig.6 Microstructures of weld bead deformed at 900 ℃and different strain rates: (a) 10-1 s-1; (b) 10-2 s-1

圖6 所示為應(yīng)變速率下拉伸后焊縫的顯微組織。由圖6可以看出，在變形溫度為900 ℃條件下，當(dāng)應(yīng)變速率為10-1s-1時(shí)，顯微組織已長大成明顯的片層狀組織，且片層具有比較明顯的方向性，這主要是變形速率過快，應(yīng)力變形未能對焊縫組織充分作用，焊縫組織轉(zhuǎn)變不充分的結(jié)果。當(dāng)應(yīng)變速率降低到 10-2s-1時(shí)，一方面焊縫具有足夠的變形時(shí)間，使變形更加充分，而且由于溫度較高，原子擴(kuò)散速度較快，片層更為粗大；另一方面，應(yīng)變速率的降低有利于焊縫組織的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化，應(yīng)力應(yīng)變?yōu)槠瑢由L提供更多的間隙，同時(shí)片層間的嵌入、切斷也更充分，使得焊縫中的片層組織更加粗、短、分布更雜亂，且在焊縫片層組織之間已經(jīng)出現(xiàn)部分等軸組織(見圖 6(b))。這種組織轉(zhuǎn)變使得焊縫超塑性變形后的伸長率達(dá)到318%。當(dāng)超塑變形初始應(yīng)變速率繼續(xù)降低到10-3s-1時(shí)，焊縫內(nèi)部的組織轉(zhuǎn)變更充分，組織完成等軸化(見圖5(b))，焊縫組織完全為等軸晶粒，使其伸長率達(dá)到 397%，呈現(xiàn)出良好超塑性變形能力。由此分析可知，應(yīng)變速率的降低有利于焊縫超塑性變形組織轉(zhuǎn)變，也有利于焊縫超塑性變形的進(jìn)行。

通過以上分析可知，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶焊縫變形的主要機(jī)制，并伴隨有擴(kuò)散蠕變和位錯(cuò)滑移相協(xié)調(diào)。在拉伸溫度作用下，原子擴(kuò)散速率大幅增加，原始焊縫發(fā)生相變同時(shí)由針狀轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢咏M織，此后片層組織因發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶而球化生成等軸晶粒。焊縫顯微組織的轉(zhuǎn)變需要較高的變形溫度(不小于870 )℃和較低的應(yīng)變速率(不大于10-2s-1)，在合適的變形溫度條件下應(yīng)變速率的降低有利于顯微組織的等軸化，且在900 ℃、10-3s-1條件下得到最理想的晶粒，此條件下獲得的伸長率也最大。

3 結(jié)論

1) 拉伸溫度和應(yīng)變速率是影響鈦合金激光焊縫超塑性變形的兩個(gè)主要因素，在溫度為870~920 ℃，應(yīng)變速率為10-3~10-2s-1范圍內(nèi)時(shí)，焊縫呈現(xiàn)良好的超塑性能。隨拉伸溫度的升高或應(yīng)變速率的降低，焊縫伸長率均呈增加趨勢，在900 ℃、10-3s-1條件下伸長率達(dá)到最大值397%。

2) 超塑性變形過程中焊縫組織發(fā)生α′→α+β的相變，并由針狀轉(zhuǎn)變成片層狀，進(jìn)而等軸化。在合適溫度條件下，變形速率的降低有利于針狀組織的軸化，且在900 ℃、10-3s-1條件下得到最細(xì)小的等軸晶粒。

3) 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是焊縫顯微組織轉(zhuǎn)變的主要機(jī)制。

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Superplastic deformation behavior and microstructures of laser welded titanium alloy

CHENG Dong-hai, HUANG Ji-hua, LIN Hai-fan, ZHAO Xing-ke, ZHANG Hua
(School of Materials Science and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

The superplastic deformation behavior of laser welded Ti-6Al-4V alloy by hot tensile tests were investigated,and the microstructures of the weld bead before and after superplastic deformation were observed by scanning electron microscopy (SEM). The results show that the laser welded TC4 joint has good superplasticity, and the maximal elongation of 397% is obtained at 900 ℃ and 10-3s-1. During the superplastic deformation, the initial acicular martensite transforms into lamellar α+β phases. Then, dynamic recrystallization occurs and the grain expresses equiaxed trend. The equiaxed degree increases with increasing tensile temperature and decreasing strain rate.

Ti-6Al-4V alloy; laser beam welding; superplastic deformation

TG 456.7

A

1004-0609(2010)01-0067-05

2008-11-20；

2009-07-28

黃繼華，教授；電話：010-62334859；E-mail: jihuahuang47@163.com

(編輯 李艷紅)