鈦基復(fù)合材料TIG焊接接頭的顯微組織和拉伸性能

潘玉維，毛建偉2，張立新

(1.唐山鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司，唐山063016；2.上海交通大學(xué)，金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

0 引 言

鈦基復(fù)合材料是指在鈦及鈦合金基體中引入增強(qiáng)體的一種復(fù)合材料，其將基體的韌性、延展性與增強(qiáng)體的高模量、高強(qiáng)度結(jié)合起來，從而獲得良好的綜合性能，如高模量、高強(qiáng)度、良好的抗氧化性能等[1-2]，已成為現(xiàn)代飛機(jī)與先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的候選材料，在汽車、能源、體育等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[3-5]。在制備鈦基復(fù)合材料的各種工藝中，原位合成法可避免出現(xiàn)外加增強(qiáng)體污染，以及基體與增強(qiáng)體之間不良界面反應(yīng)等問題，同時(shí)基體和增強(qiáng)體的熱力學(xué)性能穩(wěn)定，因此引起國(guó)內(nèi)外研究者的廣泛關(guān)注[6-7]。

除制備成本較高外，加工工藝水平的限制是影響鈦基復(fù)合材料規(guī)模化應(yīng)用的主要因素[8]。鈦基復(fù)合材料中的增強(qiáng)體和基體在物理、化學(xué)性質(zhì)方面存在巨大的差異[9-10]，這給復(fù)合材料的再次加工成形帶來了很大的難度，特別是其連接技術(shù)一直是阻礙復(fù)合材料發(fā)展的主要因素。鈦基復(fù)合材料焊接接頭的有效率(焊后性能與焊前性能之比)遠(yuǎn)不如鈦合金焊接接頭的，尤其是斷后伸長(zhǎng)率的降低程度較大[11]，因此有必要研究出適用于鈦基復(fù)合材料的焊接技術(shù)。雖然很多焊接方法均可用于鈦合金的焊接，但為降低鈦基復(fù)合材料中增強(qiáng)體和基體間的界面反應(yīng)，優(yōu)先選用的焊接工藝是非熔化焊方法[12]，如擴(kuò)散焊接和攪拌摩擦焊接等。HIROSE等[13]和ANTONIO等[14]分別對(duì)鈦基復(fù)合材料擴(kuò)散焊接頭和攪拌摩擦焊接頭的焊接性能進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)二者的焊接效果均較好。研究發(fā)現(xiàn)，采用電子束和激光束等高能束焊接技術(shù)對(duì)鈦基復(fù)合材料進(jìn)行焊接，接頭的焊接性能較好[15]。但是，非熔化和高能束焊接技術(shù)存在局限性較大、工藝復(fù)雜、生產(chǎn)效率不高、設(shè)備成本高，以及對(duì)焊接構(gòu)件外形和尺寸要求高等缺點(diǎn)，因此這些技術(shù)的應(yīng)用與推廣受到極大的限制。鈦合金的導(dǎo)熱性低，熔池流動(dòng)性好，密度低，表面張力大，更適合采用熔焊方法進(jìn)行焊接；工業(yè)生產(chǎn)中常采用熔化焊中的非熔化極惰性氣體鎢極保護(hù)(TIG)焊接技術(shù)對(duì)鈦合金構(gòu)件，特別是薄壁件進(jìn)行焊接。該焊接技術(shù)具有成本低、適應(yīng)性強(qiáng)、焊縫成形性好，以及對(duì)構(gòu)件尺寸和形狀要求低等優(yōu)點(diǎn)[12,16]。同時(shí)在TIG焊接過程中原位合成的增強(qiáng)體與鈦基體之間無不良界面反應(yīng)發(fā)生，熱化學(xué)穩(wěn)定性好[4,7]?；诖?，作者采用TIG焊接方法對(duì)非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料進(jìn)行焊接，研究了TIG焊接接頭的顯微組織與拉伸性能，從而為非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的熔化焊技術(shù)的應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為采用原位合成法制備的鈦基復(fù)合材料薄板，厚度為2 mm，軋制退火態(tài)，由上海交通大學(xué)金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室提供。鈦基復(fù)合材料基體的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為6.0Al,3.6Sn,4.1Zr,1.0Nb,0.2Mo,0.34Si, 余Ti；增強(qiáng)體為原位合成的TiB晶須和La2O3顆粒，二者的體積分?jǐn)?shù)分別為1.26%和0.58%。鈦基復(fù)合材料的室溫抗拉強(qiáng)度為1 236 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為8.14%，其顯微組織如圖1所示。由圖1可知:該復(fù)合材料的基體組織主要由初始α相及少量分布在晶界處的β相組成，同時(shí)在基體中還分布著TiB晶須[4]，如圖中箭頭所示;組織中未觀察到增強(qiáng)體La2O3，這是因?yàn)樵撛鰪?qiáng)體的尺寸太小，為納米級(jí)[10]。

圖1 鈦基復(fù)合材料的顯微組織Fig.1 Microstructure of titanium matrix composite

采用電火花方法在鈦基復(fù)合材料上加工出尺寸為65 mm×150 mm×1.8 mm的待焊件，經(jīng)脫脂、酸洗等處理后，烘干備用。采用YASKAWA-HQ12-B型自動(dòng)氬弧焊機(jī)進(jìn)行對(duì)焊，焊接方向垂直于板材軋制方向，且不加焊絲。經(jīng)多次試驗(yàn)得到最佳的焊接工藝參數(shù)為焊接電壓15 V，焊接電流100 A，焊接速度30 cm·min-1；采用高純氬氣進(jìn)行保護(hù)，氣體流量為16 L·min-1。

在焊接接頭處以焊縫為中心橫向截取金相試樣，經(jīng)過磨制、拋光，用體積分?jǐn)?shù)0.5% HF水溶液腐蝕后，采用ICX40M型光學(xué)顯微鏡和VEGA 3-XMU型掃描電鏡(SEM)觀察接頭不同區(qū)域的顯微組織。按照GB/T 2651-2008，在焊接接頭上以焊縫為中心截取尺寸為90.0 mm×3.0 mm×2.0 mm的拉伸試樣，在CMT5105型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為0.48 mm·min-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 成形性能

由圖2可知，由于焊接過程中未使用焊絲，受焊接電弧吹力的作用，焊縫正面有少許凹陷，而焊縫背部略有余高，整條焊縫的外觀成形良好，表面均勻潔凈，未見微裂紋、氣孔等焊接缺陷，說明焊接接頭的成形性能良好。接頭焊縫的正反面都呈銀白色，表明在焊接過程中，焊縫得到氬氣的有效保護(hù)。焊接接頭分為焊縫區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)。

2.2 顯微組織

由圖3可以看出：與典型的鈦合金TIG焊接接頭類似，鈦基復(fù)合材料TIG焊接接頭的焊縫區(qū)為典型的柱狀晶組織，而且柱狀晶粒較細(xì)小，分布較均勻，該區(qū)域未發(fā)現(xiàn)夾雜物、氣孔或者未焊透等焊接缺陷。熱影響區(qū)按照晶粒形態(tài)劃分為熱影響區(qū)1和熱影響區(qū)2。熱影響區(qū)1靠近焊縫，寬度約為220 μm，晶粒粗大，尺寸約為50 μm。這是因?yàn)樵诤附訜嵩醋饔孟?，熱影響區(qū)1的溫度超過了β相轉(zhuǎn)變溫度，而且鈦合金的導(dǎo)熱系數(shù)小，焊接熱量不斷集中，使得該區(qū)域處于過熱狀態(tài)，同時(shí)焊接停留時(shí)間較長(zhǎng)，所以該區(qū)域的晶粒急劇長(zhǎng)大，形成粗大晶粒組織。熱影響區(qū)2離焊縫較遠(yuǎn)，受焊接熱循環(huán)的影響減弱，該區(qū)域的溫度低于β相轉(zhuǎn)變溫度，因此該區(qū)域的組織保留了部分基體組織形態(tài)，由少量的α相和β相組成。母材區(qū)受到微弱的焊接熱循環(huán)作用，該區(qū)域組織由α相和β相組成，與初始母材組織相比，α相較細(xì)小。

圖2 鈦基復(fù)合材料焊接接頭的形貌Fig.2 Morphology of welded joint of titanium matrix composite: (a) macroscopic morphology and (b) morphology at low magnification

圖3 鈦基復(fù)合材料焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructures of different regions in welded joint of titanium matrix composite: (a) weld zone; (b) heat-affected zone 1; (c) heat-affected zone 2 and (d) base metal zone

由圖4可以看出，在焊接接頭焊縫區(qū)的柱狀晶晶界和熱影響區(qū)1的粗晶晶界上分布著白色物相，放大后發(fā)現(xiàn)該白色物相呈晶須狀，有一定的長(zhǎng)徑比，可斷定該物相為增強(qiáng)體TiB晶須，而且尺寸明顯小于母材中的，這是由焊接熱循環(huán)作用導(dǎo)致的。焊縫區(qū)受焊接熱循環(huán)的作用最大，該區(qū)域中TiB細(xì)化得尤為顯著，其長(zhǎng)徑比遠(yuǎn)高于母材中的；熱影響區(qū)1雖然處于過熱狀態(tài)，但受焊接熱循環(huán)的作用較焊縫區(qū)的弱，TiB細(xì)化程度下降，長(zhǎng)徑比低于焊縫區(qū)中的，但高于母材中的，可觀察到TiB晶須部分溶解而細(xì)化的現(xiàn)象。距離焊縫區(qū)較遠(yuǎn)的熱影響區(qū)2僅部分增強(qiáng)體得到細(xì)化，這應(yīng)是由于在焊接熱循環(huán)的作用下，鈦和硼原子擴(kuò)散加劇使TiB溶解導(dǎo)致的。母材區(qū)中的TiB尺寸幾乎未發(fā)生變化。在焊縫區(qū)和熱影響區(qū)1中還存在大量針狀α′相，這是由于焊接時(shí)這些區(qū)域的溫度超過了β相轉(zhuǎn)變溫度，在隨后熔池的快速冷卻過程中，溶質(zhì)原子來不及通過擴(kuò)散形成穩(wěn)定的α相，而是通過無擴(kuò)散共格切變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)檫^飽和固溶體α′馬氏體(β→α′)[12]。

圖4 鈦基復(fù)合材料焊接接頭不同區(qū)域的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of different regions in welded joint of titanium matrix composite: (a) weld zone, at low magnification; (b) weld zone, at high magnification; (c) heat-affected zone 1, at low magnification; (d) heat-affected zone 1, at high magnification; (e) heat-affected zone 2, at low magnification; (f) heat-affected zone 2, at high magnification; (g) base metal, at low magnification and (h) base metal, at high magnification

焊接凝固理論證明，焊接接頭焊縫區(qū)的柱狀晶是由于熔池半熔化母材邊界交互結(jié)晶后，新生的晶核成為結(jié)晶核心，晶粒沿著垂直于熔合線方向向焊縫中心以相互競(jìng)爭(zhēng)擇優(yōu)選擇長(zhǎng)大而形成的。TIG焊接過程是一個(gè)局部快速加熱至高溫后瞬時(shí)冷卻的過程，其焊接熱源的有效溫度可達(dá)3 000 ℃以上[16]，而增強(qiáng)體TiB的熔點(diǎn)為2 200 ℃，因此在焊接過程中，TiB晶須發(fā)生重熔而進(jìn)入熔池。同時(shí)，硼元素在鈦基體中的固溶度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))小于0.02%[17]，試驗(yàn)用鈦基復(fù)合材料中硼的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%，因此熔池中會(huì)形成含硼元素的過飽和固溶體。根據(jù)Ti-B二元相圖，在隨后熔池的冷卻凝固過程中，β相優(yōu)先形成并析出，導(dǎo)致固液前沿形成成分過冷，為后續(xù)的熔體凝固提供更多的結(jié)晶核心，從而提高了β相的形核速率[18]。一旦β相析出，富含硼元素的過飽和固溶體會(huì)在β相界面上析出TiB相，并為β相的進(jìn)一步析出提供驅(qū)動(dòng)力，進(jìn)而提高了β相的形核速率；而形成的TiB相也可成為β相的結(jié)晶核心[19]。因此，焊接接頭焊縫區(qū)的晶粒細(xì)小、分布均勻，TiB在β相晶界上形成并長(zhǎng)大而形成網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，這與文獻(xiàn)[20]中的結(jié)果一致。β相形成后，焊縫區(qū)中界面能較低的晶界可作為TiB相形核的核心，同時(shí)含硼元素的過飽和固溶體在快速凝固過程中分解，從而提高了TiB的形核速率，因此TiB得到顯著細(xì)化，具有較高的長(zhǎng)徑比?？拷缚p區(qū)的熱影響區(qū)1的溫度超過了α+β→β的轉(zhuǎn)變溫度，處于過熱狀態(tài)[13]，部分TiB發(fā)生重熔再析出，因此得到細(xì)化，并在β相粗大的晶界處長(zhǎng)大而形成網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)。遠(yuǎn)離焊縫區(qū)的熱影響區(qū)2受焊接熱循環(huán)作用較弱，TiB的細(xì)化程度較小，呈彌散分布。

2.3 拉伸性能

鈦基復(fù)合材料焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為1 137 MPa，為母材料的92%，斷后伸長(zhǎng)率為2.20%，為母材的27%；焊接接頭焊縫區(qū)的晶粒細(xì)小，且有大量針狀馬氏體α′相析出。在拉伸過程中變形將分散在較多的馬氏體內(nèi)部進(jìn)行[21]，變形均勻性提高，從而有效阻礙了裂紋的擴(kuò)展；同時(shí)晶粒內(nèi)部和晶界附近的應(yīng)變相差較小，變形較均勻，降低了應(yīng)力集中[22]。因此，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度較高。焊縫區(qū)長(zhǎng)時(shí)間在高溫停留后，晶粒容易長(zhǎng)大，并且焊縫區(qū)存在大量硬脆的針狀馬氏體α′相，因此焊接接頭的塑性明顯低于母材的。

在拉伸過程中，鈦基復(fù)合材料焊接接頭在母材區(qū)斷裂。在焊接過程中的局部瞬時(shí)高溫使焊接接頭焊縫處發(fā)生變形而產(chǎn)生殘余焊接應(yīng)力，進(jìn)而影響焊縫接頭的性能。在拉伸試驗(yàn)中，焊接接頭處于三維應(yīng)力狀態(tài)，導(dǎo)致拘束增加，使得變形區(qū)域的應(yīng)力狀態(tài)更加復(fù)雜。在拉伸過程中，焊縫區(qū)與母材區(qū)在屈服后均發(fā)生頸縮，但是母材區(qū)的塑性更好，因此頸縮程度更大；隨著拉伸載荷的增大，母材區(qū)頸縮處的橫截面積減小，局部應(yīng)力增大，最終導(dǎo)致試樣在母材區(qū)斷裂。

由圖5可知：母材的拉伸斷口呈典型的等軸韌窩狀，為韌性斷裂，韌窩大小不一，數(shù)量較多；焊接接頭拉伸斷口也呈韌窩狀，為韌性斷裂，但韌窩數(shù)量少，深度較淺，部分區(qū)域可見沿晶斷裂特征，因此焊接接頭的斷后伸長(zhǎng)率小于母材的。

圖5 鈦基復(fù)合材料焊接接頭與母材的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphology of welded joint (a) and base metal (b) of titanium matrix composite

3 結(jié) 論

(1) TIG焊接可較好地實(shí)現(xiàn)鈦基復(fù)合材料的連接，焊縫成形良好，表面均勻潔凈，未見微裂紋、氣孔等焊接缺陷。

(2) 鈦基復(fù)合材料TIG焊接接頭由焊縫區(qū)、熱影響區(qū)與母材區(qū)組成；焊接接頭中焊縫區(qū)和靠近焊縫的熱影響區(qū)中增強(qiáng)體TiB具有較高的長(zhǎng)徑比，細(xì)化程度較高，并形成網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，同時(shí)焊縫區(qū)和靠近焊縫的熱影響區(qū)中還存在大量針狀馬氏體α′相。

(3) 鈦基復(fù)合材料TIG焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為1 137 MPa，為母材的92%，斷后伸長(zhǎng)率為2.20%；焊接接頭均在母材區(qū)斷裂，拉伸斷口主要呈韌性斷裂特征，但韌窩數(shù)量少，深度較淺，部分區(qū)域呈沿晶斷裂特征。