TA1/X65復合板焊接工藝及焊縫組織和性能研究*

楊 軍，畢宗岳，牛 輝，劉海璋，張萬鵬，田 磊，黃曉江，張 超

（1.國家石油天然氣管材工程技術(shù)研究中心，陜西 寶雞721008；2.寶雞石油鋼管有限責任公司 鋼管研究院，陜西 寶雞721008）

TA1/X65復合板焊接工藝及焊縫組織和性能研究*

楊 軍1,2，畢宗岳1,2，牛 輝1,2，劉海璋1,2，張萬鵬1,2，田 磊1,2，黃曉江1,2，張 超1,2

（1.國家石油天然氣管材工程技術(shù)研究中心，陜西 寶雞721008；2.寶雞石油鋼管有限責任公司 鋼管研究院，陜西 寶雞721008）

采用TIG+MIG+MAG焊接工藝對TA1/X65復合板進行了以V/Cu作為中間過渡填充金屬的板－板對接焊試驗。利用金相顯微鏡、掃描電鏡、X射線衍射、EDS能譜面掃描和顯微硬度試驗，研究了焊縫區(qū)組織特征、界面元素分布、主要物相與顯微硬度分布。研究結(jié)果表明，坡口設計和過渡金屬純度及各元素間物理、化學特性差異對焊接質(zhì)量有較大影響。探討了焊縫區(qū)裂紋缺陷的形成及脆硬金屬間化合物的產(chǎn)生等問題，為TA1/X65鈦鋼復合板工程化焊接及焊接中易出現(xiàn)問題的規(guī)避和解決積累了經(jīng)驗。

焊接；TIG+MIG+MAG；TA1/X65管線鋼復合板；金屬間化合物；V/Cu復合過渡

鈦/鋼復合管綜合了鈦材卓越的耐蝕性和鋼材優(yōu)良的力學性能，并能顯著降低原料成本，而被廣泛應用于機械化工、海水淡化、真空蒸發(fā)、電廠脫硫和油氣儲運等領域[1-2]。隨著鈦工業(yè)的發(fā)展，TIG焊、擴散焊、爆炸焊、激光束焊、真空電子束焊和電火花等離子體焊等許多焊接方法和技術(shù)都得到了應用和發(fā)展[3-8]。但目前鈦或鈦合金與鋼的焊接仍然存在很多問題。

由于鈦具有較高的化學活性，在焊接過程中容易吸收有害氣體（O2，N2和 H2）， 并與鋼冶金作用產(chǎn)生脆硬的金屬間化合物相，導致焊縫出現(xiàn)較低的力學性能和不穩(wěn)定的組織特征[9-10]。眾所周知，由于鈦和鋼的冶金不相容性，直接熔合焊的方法對于鈦/管線鋼的焊接是不可行的。

文獻[11-13]研究了鈦和不銹鋼的直接擴散焊，發(fā)現(xiàn)焊縫中元素之間的相互擴散形成了一個過渡界面層，并在此過渡界面層上連續(xù)分布有金屬間化合物相TiFe，TiFe2和易碎的TiC相，使焊縫脆化并嚴重弱化了焊縫性能（包括抗拉強度、延展性和塑韌性等）。解決此類問題的常規(guī)方法是在鈦與鋼之間采用中間過渡材料來避免易碎和脆硬金屬間化合物的產(chǎn)生。用于鈦/鋼的真空電子束焊和擴散焊的典型中間過渡層材料是 V， Cu和 Ni。

Ni與Fe能夠無限固溶，與Ti可形成塑韌性較好的金屬間化合物，并以其優(yōu)良的耐腐蝕特性成為最常用的中間過渡層材料[14-17]。但是，焊接過程中長時間的高溫和復雜冶金作用容易形成 Ni-Ti金屬間化合物過渡界面層，在靠近Ti側(cè)易形成脆硬的TiNi3，TiNi和Ti2Ni金屬間化合物組織，其厚度嚴重影響焊縫的強度和延展性，隨Ni-Ti界面厚度的增加，焊縫力學性能迅速降低[18-20]。文獻[21]報道了以Ni作為中間過渡材料，采用固態(tài)擴散焊接商用純鈦和304奧氏體不銹鋼。但在這種焊接過程中，中間過渡層Ni不能有效阻止Ti元素向不銹鋼側(cè)的擴散，λ+χ+α-Fe， λ+FeTi和 λ+TiFe+β-Ti混合相組織在 Ni和不銹鋼的界面處形成，并嚴重弱化了焊縫的抗拉強度。文獻[17-22]研究了用純Cu作為中間過渡層材料，采用擴散法焊接不同鈦合金和不銹鋼，隨著Cu的中間過渡層厚度減小，焊縫的抗拉強度有所改善。但在連接過渡界面處，元素之間相互的固溶作用形成了復雜的多相過渡組織和金屬間化合物的混合組織，如Ti2Cu，TiCu，Ti2Cu3， Ti3Cu4， TiCu4， TiFe2和 TiFe。 另 外 ，TixFey金屬間化合物相對焊縫抗拉強度的影響作用略低于TixCuy金屬間化合的混合物相，并在靠近Ti側(cè)的Ti-Fe和Ti-Cu金屬間化合的混合物區(qū)域萌生裂紋源并擴展起裂?？梢姡瑔我贿^渡材料對脆硬相金屬間化合物產(chǎn)生的抑制作用效能有限，且顯著影響焊縫抗拉強度，因此，兩種甚至多種材料復合過渡受到關注。然而，不同過渡材料之間物理、化學特性及相溶性的較大差異，勢必對焊接方法和工藝提出更高要求，使得焊接過程復雜化。

文獻[23]報道了一種利用電子束焊接類似αtype鈦合金（Ti6Al2Zr2Mo2V）和304奧氏體不銹鋼（18Cr9Ni），過渡填充金屬V/Cu-V合金是采用粉末冶金方法制備并實現(xiàn)了焊縫有效連接且無裂紋。該方法獲得的焊縫抗拉強度可達395 MPa，其過渡界面組織結(jié)構(gòu)是Ti基固溶體/Cu基固溶體/V基固溶體/σ-FeV金屬間化合物/Fe基固溶體。

經(jīng)過以上分析，發(fā)現(xiàn)復合的中間過渡層形式是較為優(yōu)化的選擇。對于熔化焊純鈦TA1/X65管線鋼復合板，過渡材料的選擇和應用較為關鍵。從冶金作用產(chǎn)物考慮，V能與Ti形成連續(xù)固溶體，而Cu是非碳化物形成元素，能與V及鋼中各元素形成固溶體。因此，本研究以工業(yè)純V和純Cu作為中間過渡填充金屬，采用TIG，MIG和MAG常規(guī)焊接方法對TA1/X65管線鋼復合板進行板－板對接焊試驗，并對焊縫內(nèi)過渡界面區(qū)微觀組織特征、相構(gòu)成和顯微硬度分布及界面元素分布進行分析研究，同時對焊縫區(qū)裂紋缺陷形成和脆硬金屬間化合物產(chǎn)生等重要問題進行了探討，為TA1/X65鈦鋼復合板工程化焊接及焊接中易出現(xiàn)的問題積累經(jīng)驗。

1 試驗材料和方法

試驗用材料為TA1和X65管線鋼的爆炸復合板，復層鈦厚度2 mm，基層X65管線鋼厚度14 mm，焊接試板尺寸為500 mm×300 mm×16 mm(14 mm＋2 mm)，坡口設計為V形帶凸臺式，其機加工尺寸、角度和焊接順序如圖1所示。

圖1 焊縫坡口設計及焊接順序

基層X65管線鋼采用MAG焊，Cu過渡層采用MIG焊，V過渡層和復層鈦采用TIG焊，且分層施焊。4種焊接材料的物理和化學特性差異較大，焊接工藝復雜且實施難度大。其物理和化學特性見表1，焊接工藝及參數(shù)見表2。

焊接順序：首先進行復層鈦TIG焊，焊絲選用TAl的工業(yè)純Ti氣體保護焊焊絲，規(guī)格φ1.2mm；其次是V過渡層的TIG焊，采用φ1.0mm工業(yè)純V焊絲；再次是Cu過渡層的MIG焊，焊絲牌號為S201，規(guī)格φ1.2 mm；最后進行基層X65管線鋼的MAG焊，焊絲選用φ1.2 mm的CHW-50C6氣體保護焊焊絲。

焊縫SEM試樣用砂紙研磨并拋光后，用HF∶HNO3∶H2O=1∶4∶8（體積比）的腐蝕劑進行腐蝕。用LeicaMEF-4M光學顯微鏡及日立S4300冷場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察焊縫橫截面各區(qū)域微觀組織，并用EDAX Genesis6.0型能譜儀（EDS）對焊縫各區(qū)域分別進行點和面的元素成分掃描。用DX-2500型X射線衍射儀（XRD）分析焊縫不同區(qū)域室溫相組成， 掃描范圍 30°～130°（2θ）， 掃描速率0.05°/s，靶材CuKα。用司特爾Durascan-70型維氏硬度計測試焊縫橫截面縱向垂線上的顯微硬度分布。

表1 Fe，Cu，V和Ti的物理、化學特性

表2 焊接參數(shù)設置

2 試驗結(jié)果及討論

2.1 顯微組織成分及裂紋原因

2.1.1 焊縫形成及橫截面宏觀結(jié)構(gòu)

TA1/X65鈦鋼復合板對焊接頭橫截面宏觀結(jié)構(gòu)如圖2所示，圖2中3區(qū)域、2區(qū)域和1區(qū)域依次是鋼的第一層、第二層和第三層填充焊，4區(qū)～5區(qū)域?qū)儆贑u填充區(qū)，6區(qū)和7區(qū)域分別是純V和Ti的填充區(qū)。由圖2可以發(fā)現(xiàn)，焊縫區(qū)域內(nèi)分層現(xiàn)象明顯，可劃分為7個不同區(qū)域，且有明顯的橫向分層裂紋和縱向斷層裂紋存在。斷層裂紋主要存在于2區(qū)域內(nèi)，呈縱向生長趨勢；分層裂紋主要存在于2區(qū)域和3區(qū)域及6區(qū)域和7區(qū)域的結(jié)合面處，呈橫向生長趨勢。2區(qū)域內(nèi)，裂紋幾乎穿透整個厚度。橫向分層裂紋右端延伸至填充金屬和母材金屬熔合區(qū)而終止。另外，Cu填充量過大，過渡區(qū)呈現(xiàn)3種不同顏色區(qū)域，其組織形態(tài)和性能特點有較大差異。

圖2 鈦/鋼復合板焊縫橫截面宏觀結(jié)構(gòu)

2.1.2 微觀組織和相組成分析

焊接過程中的劇烈冶金作用、生成產(chǎn)物和分布及其對整個焊縫力學性能影響是本次研究的重點。焊縫各區(qū)域微觀組織結(jié)構(gòu)如圖3所示。圖 3（a）、 圖 3（b）、 圖 3（c）、 圖 3（d）、 圖 3（e）和圖3（f）分別對應于圖2中2區(qū)域、3區(qū)域、4～5過渡界面區(qū)、5區(qū)域、5～6過渡界面區(qū)和7區(qū)域微觀組織形態(tài)特征。

圖3 圖2中焊縫各區(qū)域顯微組織結(jié)構(gòu)（SEM照片）

由圖 3（a）和圖 3（b）可知， 鋼的第一和第二道次填充區(qū)域冶金作用仍然很劇烈，呈現(xiàn)兩種不同形態(tài)的組織結(jié)構(gòu)。圖3（a）中主要有顏色深灰的A相和淺灰色交織狀、針狀分布的B相。A相鑲嵌式無序分布于B相中。圖3（b）中同樣有深灰色D相和淺灰色C相。D相主要以邊角圓潤的島鏈狀分布于C相晶界處，且在C相晶內(nèi)，組織特征呈現(xiàn)出一定取向性。圖3（c）所示區(qū)域在焊接過程中，冶金作用較劇烈且復雜，生成了大量多形態(tài)冶金產(chǎn)物。如圖中有白亮色E相，深灰色F相，灰黑色G相和淺灰色H相。E相呈現(xiàn)團絮狀特征，晶界不清晰。F相界于E相和G相之間，也有鑲嵌式分布于G相中。G相處于F相和H相之間，多呈島鏈狀連續(xù)分布，形態(tài)多樣。H相呈現(xiàn)連續(xù)且不規(guī)則的塊狀分布特點。圖3（d）中有深灰色的I相和淺灰色的J相，I相類似于樹枝狀分布于J相之中。圖3（e）所示區(qū)域在焊接中同樣發(fā)生了較為強烈的冶金作用，產(chǎn)生了多種形態(tài)各異的冶金產(chǎn)物。圖中有深灰色K相，淺灰色L相和灰黑色的M相。K相呈球狀和圓棒狀彌散分布于L相之中，在K相和M相之間有一條帶狀的L相過度區(qū)，M相位于L相下方。圖3（f）是Ti的焊接填充區(qū)。

圖4 焊縫各區(qū)域金屬間化合物的X射線衍射分析（XRD圖）（s，s表示固溶體）

表3 圖3中標注的從A→N各物相的合金成分

利用掃描電鏡－能譜分析（SEM－EDS）法對焊縫各區(qū)域中的冶金產(chǎn)物A→N相分別進行合金元素分析。焊縫各區(qū)域金屬間化合物的X射線衍射分析（XRD）如圖4所示。各相的主要合金成分見表3。引用相應相圖（Cu-Fe[24],Ti-Fe[24],Ti-V[24],Ti-Cu[24],Fe-V[25],Ti-Fe-V[26]）并結(jié)合圖 4中 XRD分析結(jié)果將焊縫區(qū)域冶金產(chǎn)物A→N進行了識別（見表3）。圖2中區(qū)域2的組織特征見圖3（a），為少量Cu固溶的針狀鐵素體B+準多邊形鐵素體A組織。圖2中區(qū)域3是鋼與Cu的互溶區(qū)，根據(jù)Fe-Cu二元合金熱力學平衡相圖可知，二組元在液態(tài)下能無限互溶但在固態(tài)則互溶度很低，且相互間不會形成任何金屬間化合物，但在富Fe端和富Cu端可分別形成bcc和fcc結(jié)構(gòu)的過飽和固溶體。在室溫平衡條件下，w(Cu)<0.3%時，其組織為Cu在Fe中的固溶體（α）；w(Fe)<0.2%時，其組織為Fe在Cu中的固溶體（ε）；在所有其他Fe和Cu含量的情況下，合金組織通常為兩個端際固溶體的混合物。因此，圖3（a）為bcc結(jié)構(gòu)α-Fe和fcc結(jié)構(gòu)ε-Cu的混合固溶體組織，且在固溶體基體上沿晶界有Cu析出。多道次焊接熱作用相當于對下層已焊區(qū)域進行了不同程度高溫時效作用。文獻[27]報道，含Cu鐵素體鋼時效后會析出富Cu第二相，并對鐵素體鋼或奧氏體鋼產(chǎn)生析出強化效應。關于鐵素體鋼中富Cu析出相的晶體結(jié)構(gòu)一般認為是析出初期為bcc結(jié)構(gòu)，隨著析出相中Cu含量的增加轉(zhuǎn)變?yōu)?R結(jié)構(gòu)，并最終轉(zhuǎn)變?yōu)閒cc晶體結(jié)構(gòu)。

圖3（c）為典型多相組織特征，是以Cu+Ti-Cu金屬間化合物為基，其間灰黑色σ-FeV+TiFe金屬間化合物相G和深灰色的α-Fe+TiFe相F鑲嵌式雜亂分布。焊縫第5區(qū)域即圖3（d）組織特征仍然是以淺灰色Cu+Ti-Cu金屬間化合物為基，深灰色α-Fe+TiFe相鑲嵌式分布期間。圖3（e）亦為多相組織特征，球狀和短圓棒狀深灰色TiFe相K彌散分布于帶狀過渡區(qū)淺灰色Cu+Ti-Cu混合相L之中，帶狀過渡區(qū)下方是灰黑色具有bcc結(jié)構(gòu)的V-Ti固溶體相M。根據(jù)圖2中7區(qū)域XRD分析結(jié)果可知，圖3（f）的組織特征可能是以bcc結(jié)構(gòu)Ti-V固溶體為基其間混合有少量TiFe和Fe0.1Ti0.135V0.765的混合型多相組織。

2.1.3 焊縫截面區(qū)域元素面掃描分析

對圖2中白色方框區(qū)域進行了能譜面掃描，視域I，II和III內(nèi)主要合金元素的面掃描分析結(jié)果分別如圖5～圖7所示。視域I處于橫向分層裂紋區(qū)域，在視域I中Fe元素均勻分布于整個視域，而Cu元素則呈現(xiàn)分布差異，裂紋下部較上部分布更密集，即Cu含量更高。裂紋下部屬于鋼層的第一道次填充焊，其直接覆蓋于Cu層之上并與其發(fā)生劇烈冶金作用，實現(xiàn)相互擴散和互溶而產(chǎn)生α-Fe+ε-Cu的混合固溶體組織。而裂紋上部屬于鋼的第二道次填充焊，Cu主要從下層擴散進入并與Fe繼續(xù)冶金作用產(chǎn)生固溶體。由于填充金屬量的增加及層間裂紋的隔離作用，使得Cu擴散受到阻礙，到達上層的量極為有限并逐漸減少。因此，在面掃描中出現(xiàn)了分布差異現(xiàn)象。

視域II中，元素Fe和Cu的分布有明顯分區(qū)，但Cu向Fe分布區(qū)內(nèi)擴散更為顯著。元素Ti和V均有上浮，多集中于Cu的密集分布區(qū)域，在Fe的密集分布區(qū)有少量分布。另外，在整個視域中，Ti的分布量較V多，w（Ti）為4.55%， w（V）為2.24%，說明Ti的擴散作用較V更為活躍，完全穿透了V區(qū)域且進入到了Cu區(qū)域。

圖5 TA1/X65管線鋼復合板對接焊縫橫截面視域I內(nèi)主要合金元素的面掃描分析

圖6 TA1/X65管線鋼復合板對接焊縫橫截面視域II內(nèi)主要合金元素的面掃描分析

圖7 TA1/X65管線鋼復合板對接焊縫橫截面視域Ⅲ內(nèi)主要合金元素的面掃描分析

視域III處于Ti，V和Cu三種單質(zhì)元素的過渡區(qū)，可以發(fā)現(xiàn)，元素Ti和V經(jīng)過了充分的相互擴散和互溶，在V的區(qū)域密集分布有Ti元素，而在Ti的區(qū)域同樣密集分布有V元素，并在原料復層Ti中也有V的密集分布。另外，由Cu-V二元相圖知道，Cu和V可以相互固溶形成無限固溶體且不存在任何金屬間化合物相。但視域III中，Cu元素向下層V區(qū)域的擴散量非常有限，這主要是由于Cu和V熔點差異較大所致。焊Cu的熱輸入未能使下層V熔化，Cu只是簡單的覆蓋于V層之上，與V的冶金作用較弱，只存在固態(tài)下的原子擴散作用，擴散量有限。因而，Cu進入下層V區(qū)域的量較少且主要靠焊接熱循環(huán)作用下的原子擴散。在整個視域中，w（Fe)達到了9.8%（見表4），主要集中于V和Ti的填充區(qū)域。此區(qū)域Fe的來源主要有兩個途徑，一是來自于上層原子的擴散，二是來自于填充金屬V或Ti的氣保焊絲。Fe原子擴散量是極為有限的，且純Ti氣保焊絲中對Fe的控制和要求極為苛刻，因此最有可能的來源是純V氣保焊絲。由此判定，填充金屬V中Fe的成分未能得到有效控制，對Ti焊接區(qū)造成了嚴重影響，在應力作用下產(chǎn)生了大量分層和斷層裂紋。

表4 視域I，II和III中主要化學成分 %

2.1.4 裂紋形成原因

圖2中區(qū)域2內(nèi)有3道縱向裂紋，在區(qū)域2和區(qū)域3界面處有橫向分層裂紋。文獻[28]報道，Cu和鋼的焊接容易產(chǎn)生熱裂紋和滲透裂紋等缺陷。熱裂紋主要由焊縫中低熔點共晶體FeS（熔點為1 189℃），F(xiàn)eP（熔點為 1 050℃）和（Fe+FeS）（共晶點為985℃）在焊縫晶粒間形成液態(tài)薄膜，嚴重削弱晶間結(jié)合力，在應力作用下萌生裂紋。滲透裂紋主要由液態(tài)Cu對鋼有滲透和拉應力作用造成。在鋼的焊接熱輸入下，熔融狀態(tài)的Cu易于沿奧氏體晶界滲透擴展，形成富集區(qū)并對晶界有侵蝕作用，同時鋼的微觀結(jié)晶缺陷也會成為液態(tài)Cu浸潤和侵蝕的對象。在液態(tài)Cu沿晶界或結(jié)晶缺陷滲透擴展作用下，會使晶界表面能降低(如γ-Fe和液態(tài)Cu晶界表面能較γ-Fe和γ-Fe晶界表面能低2倍），晶間結(jié)合強度減弱。此外，滲透進入微觀缺陷中的液態(tài)Cu對微觀缺陷壁會產(chǎn)生一個附加壓力，并在焊接應力共同作用下易產(chǎn)生滲透裂紋。從圖2中3處縱向裂紋產(chǎn)生位置看，都處于厚度尺寸較小且應力集中較為嚴重部位，為裂紋萌生和擴展提供了條件。橫向分層裂紋的形成可能與區(qū)域3混合固溶體組織特性及焊接冶金作用有關。消除裂紋將是后續(xù)研究的重點之一。

圖2中視域III內(nèi)裂紋及組織特征如圖8所示。圖8（a）所示屬于Ti的焊接填充區(qū)，在此三角區(qū)域內(nèi)，裂紋數(shù)量較多且尺寸較大。處于倒置三角區(qū)上底邊和下頂角處的兩條分層裂紋寬度尺寸約100 μm，在其間分布有眾多小尺寸斷層裂紋和分層裂紋，使整個區(qū)域呈現(xiàn)碎裂狀，嚴重降低焊縫性能且極易引起斷裂。從圖8（b）和8（c）可以看出，整個填充區(qū)微觀組織呈等軸狀，分層裂紋多萌生于熔合線處并沿晶界向內(nèi)部擴展交匯形成主裂紋；斷層裂紋縱向擴展連接或穿透多條分層裂紋使填充區(qū)金屬碎裂成多個小區(qū)域，造成了該區(qū)域熔敷金屬力學性能的完全喪失，嚴重影響整條焊縫性能。

圖8 焊縫橫截面視域III內(nèi)裂紋及組織特征

從Ti-Fe二元合金相圖可知，在相圖中存在兩種金屬間化合物相TiFe2（六方晶系）和TiFe（立方晶系），在1 085℃下約29%Fe（原子分數(shù)）處，發(fā)生共晶反應L→←(β-Ti)+TiFe；而在590℃下約13%Fe 處， β-Ti相發(fā)生共析分解(β-Ti)→←(α-Ti)+TiFe。另外，在1 317℃下約50.2%Fe處發(fā)生包晶反應 L+TiFe2→←FeTi。 在 1 289 ℃下 84%Fe處，發(fā)生共晶反應 L→←（α-Fe)+TiFe2， TiFe2是穩(wěn)定化合物，在1 427℃下固液同成分熔化。文獻[11，17，22]報道，大量分布于界面處的脆硬金屬間化合物TiFe2和TiFe相使焊縫韌性及結(jié)合強度嚴重惡化，顯著降低焊縫性能。另外，尖角深V形焊接坡口設計對于Ti的TIG焊無明顯優(yōu)勢。受坡口空間大小限制，焊接過程鎢極需伸出較長且送絲穩(wěn)定性及Ar氣保護效果均受到影響，焊接質(zhì)量難以保證，從而出現(xiàn)了未焊透現(xiàn)象，這對焊縫整體的結(jié)合強度產(chǎn)生了嚴重影響。更嚴重的是，在深V形坡口尖角處，極易引起應力集中，在焊接熱應力和焊縫變形力雙重作用下萌生裂紋。這是純Ti焊接填充區(qū)出現(xiàn)大量裂紋的主要原因。

因此，焊接坡口設計和填充金屬V的純度對復層Ti的焊接質(zhì)量有較大影響，此外，焊接應力也是誘發(fā)裂紋形成和擴展的最主要因素之一。為提高焊接質(zhì)量和焊縫整體性能，需采取有效措施，如：預熱和緩冷、錘擊焊縫等方法避免焊接應力集中并盡可能釋放內(nèi)應力來防止焊縫變形和開裂，同時可改變坡口設計形式并采用圓弧過渡。

2.2 焊縫橫截面顯微硬度縱向分布

圖9給出了焊縫橫截面顯微硬度從P→O點（圖2中所示）的變化曲線。從圖9可以看到，第4和第9個測試點的硬度值較高，分別為405 HV10和469 HV10，在圖2中分別位于區(qū)域3和區(qū)域6內(nèi)。經(jīng)SEM-EDS，XRD分析證實，區(qū)域3為α-Fe(bcc結(jié)構(gòu))+ε-Cu（fcc結(jié)構(gòu)）的混合固溶體相組織，而區(qū)域6為bcc晶體結(jié)構(gòu)的V-Ti固溶體組織，晶粒粗大呈等軸狀(見圖8(b))。P點硬度值291 HV10，在圖2中處于1區(qū)域，為外層鋼的顯微硬度；O點硬度值最小，為156 HV10，處于母材純Ti區(qū)。第10個點，處于圖2中7區(qū)域，屬于純Ti的填充焊接區(qū)，組織狀態(tài)見圖8（c），亦為等軸晶，是以Ti-V固溶體為基，其間混有TiFe金屬間化合物和Fe0.1Ti0.135V0.765合金的混合型組織。因有大量微裂紋存在，其真實硬度值會高于測試值381 HV10。第6個點處于圖2中4～5區(qū)域之間，組織是以ε-Cu固溶體為基，其間有Ti-Cu金屬間化合物分布。若是打點小區(qū)域內(nèi)ε-Cu固溶體比列較高時，硬度值偏小，反之曾大（如第7個點的硬度值）。

圖9 焊縫橫截面內(nèi)縱向垂直線上顯微硬度分布

整體看，焊接冶金作用形成的各區(qū)域，固溶體和混合固溶體組織區(qū)的硬度均高于兩端際的鋼和母材Ti。焊縫硬度值差異較大，從焊縫整體力學性能角度考慮，需進行硬度值的有效控制，盡量縮小區(qū)域差異，使焊縫具有高強韌性，這將成為繼續(xù)研究的重要方向。

3 結(jié) 論

（1）以V/Cu作為過渡填充金屬對TA1/X65鈦鋼復合板進行板－板對接TIG+MIG+MAG焊，此焊接工藝較復雜，對鈦/鋼復合板焊接無優(yōu)勢，需進一步優(yōu)化。

（2）V過渡層未能有效阻隔元素Ti的擴散，致使元素Ti擴散進入Cu填充區(qū)并與Cu和Fe作用產(chǎn)生了脆硬金屬間化合物Ti3Cu4/Ti2Cu3和TiFe。焊縫橫截面組織結(jié)構(gòu)有明顯分區(qū)，由鋼側(cè)到鈦側(cè)依次為 Fe/α-Fe固溶體/α-Fe+ε-Cu混合固溶體/α-Fe+ε-Cu+σ-FeV+TiFe+Ti-Cu 金屬間化合物/V基固溶體/Ti-基固溶體+Fe0.1Ti0.135V0.765+TiFe/Ti。阻隔元素滲透擴散，避免脆硬金屬間化合物產(chǎn)生將是提高焊縫綜合性能的根本途徑。

（3）坡口設計形式和填充金屬V的純度及Cu，V，F(xiàn)e和Ti之間物理、化學特性差異對焊接質(zhì)量有較大影響。尖角深V形坡口設計不利于復層Ti和過渡層V的TIG焊，在尖角處易引起應力集中而萌生裂紋。Ti填充區(qū)的Fe元素由純V焊絲帶入并與元素Ti冶金作用產(chǎn)生了脆硬的TiFe金屬間化合物，嚴重降低該區(qū)域塑韌性。

（4）焊縫區(qū)域內(nèi)，高硬度區(qū)出現(xiàn)在Fe和Cu過渡區(qū)靠近Cu側(cè)，V和Ti過渡區(qū)靠近V側(cè)，對焊縫綜合力學性能有較大影響。

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Research on Welding Process,Microstructure and Mechanical Property of TA1/X65 Clad Plates

YANG Jun1,2， BI Zongyue1,2， NIU Hui1,2， LIU Haizhang1,2， ZHANG Wanpeng1,2，TIAN Lei1,2，HUANG Xiaojiang1,2，ZHANG Chao1,2
（1.National Engineering Technology Research Center for Petroleum and Natural Gas Tubular Goods,Baoji 721008,Shaanxi,China；2.Steel Pipe Research Institute of Baoji Petroleum Steel Pipe Co.,Ltd.,Baoji 721008,Shaanxi,China）

Adopting the welding process of TIG（gas tungsten arc welding）+MIG（metal inert-gas welding）+MAG（metal active-gas welding）to carry out plate-plate butt welding test,with V/Cu as transition filler metal.By using optical microscopy,scanning electron microscopy,X-ray diffraction,EDS element mapping and microhardness test,the microstructure characteristics of weld area,interface element distribution,main phase and microhardness distribution were investigated.The results indicated that the welding quality of TA1/X65 pipeline steel clad plates butt joints was greatly influenced by weld groove design,transition-metals purity and differences between the physical and chemical properties.It also discussed some problems,such as the formation of weld area crack defects,the generation of brittle intermetallic compounds etc.,which provide experience for avoiding and solving some problems easily appeared in titanium TA1/X65 steel clad plates engineering welding.

welding;TIG+MIG+MAG welding;TA1/X65 pipeline steel clad plates;intermetallics;V/Cu composite transition

TG457.1

A

1001－3938（2015）06-0001-10

國家“863”計劃項目，金屬間及其與無機非金屬復合層狀結(jié)構(gòu)材料研發(fā)——雙金屬層狀結(jié)構(gòu)復合管材技術(shù)研究（2013AA031303）。

楊 軍(1982—)，男，工程師，碩士，主要研究方向為形狀記憶合金、油氣管材開發(fā)及異種材料焊接技術(shù)。

2014-07-29

修改稿收稿日期：2015-04-08

謝淑霞