鈦基復合材料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.唐山鋼鐵集團有限責任公司，唐山063016；2.上海交通大學，金屬基復合材料國家重點實驗室，上海 200240)

0 引 言

鈦基復合材料是指在鈦及鈦合金基體中引入增強體的一種復合材料，其將基體的韌性、延展性與增強體的高模量、高強度結合起來，從而獲得良好的綜合性能，如高模量、高強度、良好的抗氧化性能等[1-2]，已成為現代飛機與先進航空發動機的候選材料，在汽車、能源、體育等領域具有廣闊的應用前景[3-5]。在制備鈦基復合材料的各種工藝中，原位合成法可避免出現外加增強體污染，以及基體與增強體之間不良界面反應等問題，同時基體和增強體的熱力學性能穩定，因此引起國內外研究者的廣泛關注[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合材料規模化應用的主要因素[8]。鈦基復合材料中的增強體和基體在物理、化學性質方面存在巨大的差異[9-10]，這給復合材料的再次加工成形帶來了很大的難度，特別是其連接技術一直是阻礙復合材料發展的主要因素。鈦基復合材料焊接接頭的有效率(焊后性能與焊前性能之比)遠不如鈦合金焊接接頭的，尤其是斷后伸長率的降低程度較大[11]，因此有必要研究出適用于鈦基復合材料的焊接技術。雖然很多焊接方法均可用于鈦合金的焊接，但為降低鈦基復合材料中增強體和基體間的界面反應，優先選用的焊接工藝是非熔化焊方法[12]，如擴散焊接和攪拌摩擦焊接等。HIROSE等[13]和ANTONIO等[14]分別對鈦基復合材料擴散焊接頭和攪拌摩擦焊接頭的焊接性能進行研究，發現二者的焊接效果均較好。研究發現，采用電子束和激光束等高能束焊接技術對鈦基復合材料進行焊接，接頭的焊接性能較好[15]。但是，非熔化和高能束焊接技術存在局限性較大、工藝復雜、生產效率不高、設備成本高，以及對焊接構件外形和尺寸要求高等缺點，因此這些技術的應用與推廣受到極大的限制。鈦合金的導熱性低，熔池流動性好，密度低，表面張力大，更適合采用熔焊方法進行焊接；工業生產中常采用熔化焊中的非熔化極惰性氣體鎢極保護(TIG)焊接技術對鈦合金構件，特別是薄壁件進行焊接。該焊接技術具有成本低、適應性強、焊縫成形性好，以及對構件尺寸和形狀要求低等優點[12,16]。同時在TIG焊接過程中原位合成的增強體與鈦基體之間無不良界面反應發生，熱化學穩定性好[4,7]。基于此，作者采用TIG焊接方法對非連續增強鈦基復合材料進行焊接，研究了TIG焊接接頭的顯微組織與拉伸性能，從而為非連續增強鈦基復合材料的熔化焊技術的應用奠定理論基礎。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為采用原位合成法制備的鈦基復合材料薄板，厚度為2 mm，軋制退火態，由上海交通大學金屬基復合材料國家重點實驗室提供。鈦基復合材料基體的化學成分(質量分數/%)為6.0Al,3.6Sn,4.1Zr,1.0Nb,0.2Mo,0.34Si, 余Ti；增強體為原位合成的TiB晶須和La2O3顆粒，二者的體積分數分別為1.26%和0.58%。鈦基復合材料的室溫抗拉強度為1 236 MPa，斷后伸長率為8.14%，其顯微組織如圖1所示。由圖1可知:該復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體La2O3，這是因為該增強體的尺寸太小，為納米級[10]。

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

采用電火花方法在鈦基復合材料上加工出尺寸為65 mm×150 mm×1.8 mm的待焊件，經脫脂、酸洗等處理后，烘干備用。采用YASKAWA-HQ12-B型自動氬弧焊機進行對焊，焊接方向垂直于板材軋制方向，且不加焊絲。經多次試驗得到最佳的焊接工藝參數為焊接電壓15 V，焊接電流100 A，焊接速度30 cm·min-1；采用高純氬氣進行保護，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，經過磨制、拋光，用體積分數0.5% HF水溶液腐蝕后，采用ICX40M型光學顯微鏡和VEGA 3-XMU型掃描電鏡(SEM)觀察接頭不同區域的顯微組織。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型電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為0.48 mm·min-1。

2 試驗結果與討論

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。焊接接頭分為焊縫區、熱影響區和母材區。

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，鈦基復合材料TIG焊接接頭的焊縫區為典型的柱狀晶組織，而且柱狀晶粒較細小，分布較均勻，該區域未發現夾雜物、氣孔或者未焊透等焊接缺陷。熱影響區按照晶粒形態劃分為熱影響區1和熱影響區2。熱影響區1靠近焊縫，寬度約為220 μm，晶粒粗大，尺寸約為50 μm。這是因為在焊接熱源作用下，熱影響區1的溫度超過了β相轉變溫度，而且鈦合金的導熱系數小，焊接熱量不斷集中，使得該區域處于過熱狀態，同時焊接停留時間較長，所以該區域的晶粒急劇長大，形成粗大晶粒組織。熱影響區2離焊縫較遠，受焊接熱循環的影響減弱，該區域的溫度低于β相轉變溫度，因此該區域的組織保留了部分基體組織形態，由少量的α相和β相組成。母材區受到微弱的焊接熱循環作用，該區域組織由α相和β相組成，與初始母材組織相比，α相較細小。

圖2 鈦基復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 鈦基復合材料焊接接頭不同區域的顯微組織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，在焊接接頭焊縫區的柱狀晶晶界和熱影響區1的粗晶晶界上分布著白色物相，放大后發現該白色物相呈晶須狀，有一定的長徑比，可斷定該物相為增強體TiB晶須，而且尺寸明顯小于母材中的，這是由焊接熱循環作用導致的。焊縫區受焊接熱循環的作用最大，該區域中TiB細化得尤為顯著，其長徑比遠高于母材中的；熱影響區1雖然處于過熱狀態，但受焊接熱循環的作用較焊縫區的弱，TiB細化程度下降，長徑比低于焊縫區中的，但高于母材中的，可觀察到TiB晶須部分溶解而細化的現象。距離焊縫區較遠的熱影響區2僅部分增強體得到細化，這應是由于在焊接熱循環的作用下，鈦和硼原子擴散加劇使TiB溶解導致的。母材區中的TiB尺寸幾乎未發生變化。在焊縫區和熱影響區1中還存在大量針狀α′相，這是由于焊接時這些區域的溫度超過了β相轉變溫度，在隨后熔池的快速冷卻過程中，溶質原子來不及通過擴散形成穩定的α相，而是通過無擴散共格切變機制轉變為過飽和固溶體α′馬氏體(β→α′)[12]。

圖4 鈦基復合材料焊接接頭不同區域的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，焊接接頭焊縫區的柱狀晶是由于熔池半熔化母材邊界交互結晶后，新生的晶核成為結晶核心，晶粒沿著垂直于熔合線方向向焊縫中心以相互競爭擇優選擇長大而形成的。TIG焊接過程是一個局部快速加熱至高溫后瞬時冷卻的過程，其焊接熱源的有效溫度可達3 000 ℃以上[16]，而增強體TiB的熔點為2 200 ℃，因此在焊接過程中，TiB晶須發生重熔而進入熔池。同時，硼元素在鈦基體中的固溶度(質量分數)小于0.02%[17]，試驗用鈦基復合材料中硼的質量分數為0.3%，因此熔池中會形成含硼元素的過飽和固溶體。根據Ti-B二元相圖，在隨后熔池的冷卻凝固過程中，β相優先形成并析出，導致固液前沿形成成分過冷，為后續的熔體凝固提供更多的結晶核心，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在β相界面上析出TiB相，并為β相的進一步析出提供驅動力，進而提高了β相的形核速率；而形成的TiB相也可成為β相的結晶核心[19]。因此，焊接接頭焊縫區的晶粒細小、分布均勻，TiB在β相晶界上形成并長大而形成網絡狀結構，這與文獻[20]中的結果一致。β相形成后，焊縫區中界面能較低的晶界可作為TiB相形核的核心，同時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得到顯著細化，具有較高的長徑比。靠近焊縫區的熱影響區1的溫度超過了α+β→β的轉變溫度，處于過熱狀態[13]，部分TiB發生重熔再析出，因此得到細化，并在β相粗大的晶界處長大而形成網絡狀結構。遠離焊縫區的熱影響區2受焊接熱循環作用較弱，TiB的細化程度較小，呈彌散分布。

2.3 拉伸性能

鈦基復合材料焊接接頭的抗拉強度為1 137 MPa，為母材料的92%，斷后伸長率為2.20%，為母材的27%；焊接接頭焊縫區的晶粒細小，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部進行[21]，變形均勻性提高，從而有效阻礙了裂紋的擴展；同時晶粒內部和晶界附近的應變相差較小，變形較均勻，降低了應力集中[22]。因此，焊接接頭的抗拉強度較高。焊縫區長時間在高溫停留后，晶粒容易長大，并且焊縫區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，鈦基復合材料焊接接頭在母材區斷裂。在焊接過程中的局部瞬時高溫使焊接接頭焊縫處發生變形而產生殘余焊接應力，進而影響焊縫接頭的性能。在拉伸試驗中，焊接接頭處于三維應力狀態，導致拘束增加，使得變形區域的應力狀態更加復雜。在拉伸過程中，焊縫區與母材區在屈服后均發生頸縮，但是母材區的塑性更好，因此頸縮程度更大；隨著拉伸載荷的增大，母材區頸縮處的橫截面積減小，局部應力增大，最終導致試樣在母材區斷裂。

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，但韌窩數量少，深度較淺，部分區域可見沿晶斷裂特征，因此焊接接頭的斷后伸長率小于母材的。

圖5 鈦基復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 論

(1) TIG焊接可較好地實現鈦基復合材料的連接，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) 鈦基復合材料TIG焊接接頭由焊縫區、熱影響區與母材區組成；焊接接頭中焊縫區和靠近焊縫的熱影響區中增強體TiB具有較高的長徑比，細化程度較高，并形成網絡狀結構，同時焊縫區和靠近焊縫的熱影響區中還存在大量針狀馬氏體α′相。

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