藥芯焊絲中V含量對Ti/X65復合板焊縫過渡層性能的影響

宋麗平 張敏

摘要：采用自行研制的Cu基體藥芯焊絲對Ti/X65層狀復合板進行熔焊對接試驗，焊絲中V粉的包覆率分別為15%、20%、25%。研究發現，V元素的加入可顯著減少Ti-Cu金屬間化合物的生成并進一步細化焊接接頭顯微組織，且V可與Ti形成連續固溶體，稀釋了焊縫中的Ti元素。當V含量為25%時，焊接接頭的抗拉強度和彎曲強度均達到最大值。從硬度方面分析，Cu藥芯焊絲過渡層硬度較高，約為500 HV0.1。

關鍵詞：Ti/X65層狀復合板;Cu基藥芯焊絲;顯微組織;拉伸性能;彎曲強度

0? ? 前言

在石油運輸方面，目前主要使用管線鋼來進行運輸，而管線鋼耐腐蝕性能差，會對材料造成很大的浪費。鈦具有良好的耐腐蝕性以及高比強度，因此考慮采用鈦板進行石油運輸。但是如果采用純鈦板進行石油運輸，會增加成本，而鈦鋼復合板內層為鈦層、基層采用管線鋼，既提高了管道的耐腐蝕性又改善了其韌性[1]。目前，鈦鋼復合板的制備方式主要采用爆炸復合或者是爆炸+軋制，采用熔化焊的報道很少[2-4]。

研究發現，Ti與Fe的線膨脹系數以及熱導率均存在較大差異，導致在焊接過程中由于較大的線膨脹系數所造成較大的殘余應力。另一方面，Ti與Fe之間的固溶度很小，且在焊接過程中生成Ti-Fe脆性金屬間化合物，使得采用熔焊焊接后焊縫直接開裂[5]。因此，如何通過熔化焊方式來解決鈦/鋼層狀復合板的問題迫在眉睫。文中研發Cu基藥芯焊絲作為鈦/鋼層狀復合板對接中間過渡層材料，以期達到焊接成形，并具有優良的微觀組織以及良好的力學性能。

1 實驗方法

采用TA1/X65層狀復合板作為實驗母材，其中以X65作為基層板，厚度14 mm，以TA1鈦板作為副層板，厚度2 mm。焊前用砂紙打磨X65鋼側、坡口處，然后使用無水乙醇進行清洗、吹干。

焊接方法為：鋼側采用自動MIG焊進行焊接，保護氣體為CO2氣體，中間層、鈦層采用手工TIG焊焊接，保護氣體為純Ar氣。鋼側使用ER50-6實心焊絲，直徑1.2 mm;鈦側使用ERTi-1實心焊絲，直徑1.2 mm;過渡層采用自行研制的Cu基藥芯焊絲作為焊接材料，其中藥粉含量分別為15%、20%、25%，對應編號分別為1#、2#、3#，直徑1.2 mm。

首先對X65層進行焊接，焊絲為ER50-6實心焊絲，隨后采用自制研發的Cu基藥芯焊絲進行過渡層的焊接，最后對TA1層進行封蓋焊接。焊接工藝參數如表1所示。

本實驗采用JSM-6700F型電子掃描顯微鏡觀察TA1/X65焊接過渡層，腐蝕液為3HF-6HNO3-91C2H6O混合液，鋼層所用腐蝕液為4% HNO3+95% C2H6O。采用HT-2402萬能拉伸試驗機，在室溫下進行拉伸試驗，拉伸速率2 mm/s。采用WE-10型液壓機進行彎曲試驗，方法為內彎曲（基層鋼為受拉面）和外彎曲（復層鈦為受拉面）。在美國原裝進口的TUKON2100B顯微硬度機上進行硬度試驗。

2 實驗結果分析

2.1 1#、2#、3#藥芯焊絲過渡層微觀組織對比分析

經EDS分析可知，Ti/X65復合板過渡層處，圖中淺色相為Ti-Cu金屬間化合物，深色相為V基固溶體。可以發現，隨著Cu基藥芯焊絲中V含量的增加，焊縫過渡層中Ti-Cu金屬間化合物的數量明顯減少，同時V基固溶體數量增加，且焊縫過渡層組織逐漸細化。

結合Ti-Cu二元相圖可知，在焊接過程中Ti與Cu之間存在無限固溶的可能性，但隨著溫度降至968 ℃時，固溶度急速減小。室溫狀態下，Ti在Cu中的溶解度僅為2.55 %，且主要以Ti-Cu金屬間化合物的方式存在于焊縫中。結合Ti-V二元相圖發現，Ti與V在常溫下可形成連續的固溶體，而與Cu之間的固溶度非常有限，因此V元素的加入減小了Ti與Cu的結合幾率，從而改善了焊接過渡層的性能。

2.2 力學性能分析

2.1.1 拉伸試驗結果與分析

接頭抗拉強度測試結果如表2所示，Cu基藥芯焊絲過渡層焊接接頭斷口形貌元素分析結果如表3所示。結合表2、表3可知，V含量的增加可顯著改善焊接接頭的強度，與1#接頭強度相比較，當V含量為25%時，其最大抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率和斷面收縮率分別上升了9.78%、3.89%、54.44%和10.71%。這是因為V含量的加入減小了焊縫中Cu-Ti脆性金屬間化合物的產生，增加了焊縫的韌性，所以焊縫強度整體得到改善。

Cu基焊縫斷口形貌如圖2所示。由圖2a可知，斷口主要斷裂形式為解理斷裂，可見該斷口區域的韌性極差。對圖2a中局部區域進行放大，同時進行EDS分析可知，圖2b內A點主要由41.12%Ti+35.67%

Cu+23.21%Fe三種元素組成，導致焊縫斷裂形貌呈現為解理斷裂，而B點則為韌窩斷裂形貌，這是由于B點處主要由Cu基固溶體組成，有效增強了焊接接頭的抗拉強度。

由圖2c可知，該處形貌主要是由韌性斷裂和脆性斷裂支配，EDS分析發現，該處主要由Fe基固溶體以及Ti-Cu脆性金屬間化合物構成，其中Fe基固溶體處產生韌窩形貌，而Ti-Cu金屬間化合物處斷裂形貌以解理斷裂為主。綜上分析可知，Ti-Cu脆性金屬間化合物是導致Ti/鋼層狀復合板對接接頭強度下降的主要因素，因此減少Ti-Cu脆性化合物的生成對于提高接頭強度至關重要。

2.1.2 彎曲結果與分析

彎曲試驗結果如表4所示。結果表明，在彎曲過程中，開裂主要發生在焊縫熱影響區，當V含量為25%時，彎曲角度和沖擊功均達到最大值，背彎角度13°、正彎角度118°、沖擊功為60 J，相較15% V 得到了極大的提高。

斷口掃描照片如圖3所示，可以看出，斷口形貌主要集中在焊縫金屬與母材的界面區域。對圖3a中TA1層處的焊縫金屬進行局部放大分析發現，在中間過渡層處（見圖3b）結合界面處主要由Ti-Fe金屬間化合物、Ti-Cu金屬間化合物以及Cu基和V基固溶體構成，而斷裂主要沿著Cu（s，s）+TiCu4金屬間化合物處產生，最后延展至Ti-Fe處。由圖3c可知，由于此處距離TA1/X65結合界面處較遠，未發現Ti-Fe金屬間化合物，只觀察到Ti-Cu金屬間化合物。圖3d為Ti蓋面焊縫與中間過渡層的交界處，主要由Ti-Cu金屬間化合物以及β-Ti固溶體組成，且裂紋主要產生在Ti-Cu金屬間化合物處。

2.1.3 硬度試驗結果與分析

Ti/X65爆炸層狀復合板焊接接頭各部位顯微硬度如圖4所示，選取加載載荷為100 g，加載時間為10 s。由圖4a可知，在鈦-鈦副板過渡層區存在較大的硬度，盡管采用Cu基藥芯焊絲作為中間過渡層焊材，避免了Ti、Fe元素的相互擴散和結合。但相關研究表明，Ti-Cu金屬間化合物仍然具有極大的硬度，與Ti-Fe金屬間化合物相比較Ti-Cu金屬間化合物相當于“ 軟相 ”，但在鈦-過渡層-鈦上，過渡層顯微硬度仍然接近500 HV0.01。圖4b為鋼焊縫-過渡層-鈦焊縫，該層使用ER50-6焊絲作為填充材料，分析發現，在X65鋼側硬度值較小，約為100～150 HV0.01，這使得鋼側過渡層具有良好的塑韌性。而伴隨著焊縫向Ti焊縫的進一步過渡，硬度逐漸增大，并在中間過渡層與鋼側焊縫交界處發生突變。這是因為中間過渡層中出現Ti-Cu金屬間化合物。圖4c為Ti/X65爆炸層狀復合板母材中復層鈦、Ti/X65界面處以及基層X65管線鋼硬度值，可以看出，在Ti與X65界面結合處硬度值出現較大的上升，原因在于，Ti板與X65鋼板在爆炸復合過程中較大的轟擊作用力造成Ti/X65鋼結合界面處產生大量的形變，導致晶粒處形成位錯，最終造成結合界面處顯微硬度驟然上升。

3 結論

（1）V含量的變化可顯著改善焊接過渡層的晶粒大小，當V含量為25%時，晶粒最細，且過渡層區域中Ti-Cu脆性金屬間化合物的數量減少，V的固溶體數量增加。

（2）V元素可明顯改善焊接接頭的性能，當V含量為25%時，TA1/X65層狀復合板的焊接接頭抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率、斷面收縮率及沖擊功分別為505 MPa 、400 MPa 、13.9%、31%、60 J，與V含量為15%、20%相比，均達到最大值。

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