TC32鈦合金TIG焊接接頭顯微組織及力學性能研究*

薛添淇，閆少帥，張 敏，王新寶，程 龍，毛 威

（西安理工大學 材料科學與工程學院，西安 710048）

0 前 言

基于鈦合金比強度高、耐腐蝕、無磁性等特點，越來越多的行業興起了“鈦代鋼”的技術革命。隨著鈦合金構件向大型化、復雜化方向發展，焊接作為一種高效連接方式，已成為鈦合金制造不可或缺的手段，越來越受到重視[1-4]。但目前國內外主要的研究大多針對于鈦合金材料的本身，鮮有關于其焊接材料方面的報道。

作為焊接鈦及其合金最廣泛的一種方式，鎢極氬弧焊（GTAW/TIG）廣泛應用在焊接薄板金屬時，尤其適用于鈦、鋯等化學性質較為活潑的金屬。但常規的氬弧焊在焊接鈦合金這種活性較高的金屬時仍存在一定的不足[5-7]，例如鈦的活性較高，高溫時易被空氣、水分污染，易形成氣孔及脆性相等。針對以上問題，國內外研究人員通過研究改進焊接方法及焊接工藝來改善接頭性能。

Kumar 等[8]采用自動焊接技術對3 mm 厚Ti-6Al-4V合金進行TIG焊接試驗，結果表明，在TIG電弧強烈熱作用下，Ti-6Al-4V合金發生復雜的組織演變，初始β相向馬氏體α'相轉變。原始組織中α和β相向馬氏體α′相的轉變提高了焊縫硬度值。Xiong等[9]采用手工鎢極氬弧焊工藝對Ti6321合金進行焊接試驗，結果表明，熔合區（FZ）顯微組織由針狀α、塊狀α和魏氏組織組成。測試結果表明，接頭的抗拉強度幾乎與母材相當，所有拉伸試樣的斷裂位置均在母材，很好地符合了強化和間隙元素含量與焊接接頭組織和力學性能的關系。

本研究選用的TC32 鈦合金屬于國內自主研發的一種雙相鈦合金，成本低且動態力學性能優異，在工業領域有廣闊的發展前景。但目前有關TC32 鈦合金的研究只局限于熱處理工藝和高周疲勞性[10]等方面，并無焊接性方面的研究報道。本研究利用不同成分的填充材料對TC32進行TIG焊接試驗，分析接頭不同區域的顯微組織和力學性能，以期為該材料的焊接應用提供參考。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本試驗所用的TC32 鈦合金是由國內某鈦合金石油管材生產商提供，外徑為89 mm，壁厚為7.7 mm，初始狀態為軋制退火態。成分為Ti-5Al-3Mo-3Cr-1Zr-0.15Si，屬于（α+β）型兩相鈦合金。具體成分見表1。

焊接材料為自制TC32（Ti-5Al-3Mo-3Cr-1Zr-0.15Si）和Ti531（Ti-5Al-3V-1Zr）藥芯焊絲，焊絲直徑1.7 mm。作為對比，還引入TC4（Ti-6Al-4V）實心焊絲進行焊接試驗。其中，自制藥芯焊絲采用工業純鈦TA1 作為外層包覆材料，內部填充粒度為80#～100#的金屬粉末，填充率約為37%。

1.2 試驗方法及工藝

試驗選擇的焊接參數為前期試驗優化所得，工藝參數見表2。焊接全過程通入氬氣對焊縫進行保護，防止熔池與空氣接觸導致焊縫氧化及產生氣孔等缺陷。圖1 所示為TC32 鈦合金管材焊接過程示意圖，焊接坡口為單Y 形坡口，共計焊6道。

表2 TC32焊接工藝參數

焊接后使用線切割機切取包含母材、熱影響區和焊縫在內的樣品，取樣后使用砂紙依次打磨（80#～2 000#）。將試樣放入超聲清洗機中進行清洗。清洗完成后，再分別采用粒度為2.5 μm 和1.5 μm 的Al2O3拋光劑對試樣進行拋光。最后采用Kroll試劑（HF∶HNO3∶H2O=1∶6∶43）腐蝕試樣。使用OLYMPUS-GX71 金相顯微鏡進行組織分析，并且采用VEGA3XMU 型掃描電子顯微鏡觀察顯微組織的高倍形貌，采用HVS-1000 型顯微維氏硬度計依次對接頭區域的母材、熱影響區和焊縫的顯微硬度進行測定（測試位置如圖2所示），觀察其硬度分布。試驗加載載荷200 g，保載時間15 s。室溫拉伸性能在HT-2402萬能電子拉伸試驗機上按照GB/T 228.1—2021 進行測試，拉伸時恒定加載速率為1 mm/min。每組接頭和母材皆選取2個平行試樣，取每組試驗平均值作為抗拉強度以保證結果的科學性。在拉伸測試后使用VEGA3XMU 型掃描電子顯微鏡觀察樣品斷口形貌。

圖2 硬度測試位置示意圖

2 試驗結果及分析

2.1 顯微組織分析

2.1.1 熱影響區顯微組織分析

圖3～圖5 是分別采用TC4 實心焊絲、TC32藥芯焊絲和Ti531藥芯焊絲TIG 焊條件下TC32鈦合金焊接接頭熱影響區的金相顯微組織。因為焊接工藝相似，故形成了相似的熱影響區。

圖3 采用TC4 填充焊絲的TC32 熱影響區顯微組織

圖4 采用TC32填充焊絲的TC32熱影響區顯微組織

圖5 采用Ti531填充焊絲的TC32熱影響區顯微組織

從圖3～圖5中可以看出，熱影響區可以分為3 個不同的亞區。隨著不斷靠近熔合線，初生α相不斷減少直至消失，轉變β相不斷增多直至形成明顯的β相晶界?？拷覆囊粋葻嵊绊憛^的顯微組織主要由等軸初生α 相和轉變β 相組成。中間位置熱影響區，等軸α 相邊緣輪廓逐漸模糊，細小的針狀α 相分布在初生α 相周圍?？拷酆暇€一側的熱影響區，與另外兩處熱影響區顯微組織全然不同，其中初生α相完全消失，可以看到明顯的β相晶界。

造成這種熱影響區組織不同的原因主要是焊接過程中存在不同的焊接熱循環。隨著與熔合線距離的增加，峰值溫度和冷卻速度隨之降低。在靠近熔合線一側的HAZ峰值溫度遠超過β相轉變溫度，在隨后的快速冷卻中α相來不及析出，從而全部轉變為亞穩態β相。在靠近母材的一側峰值溫度達到了（α+β）相區，這是初生α 相得以保存的原因。

圖6是TC32鈦合金TIG焊接接頭熱影響區在掃描電子顯微鏡下的微觀組織形貌。根據前文金相觀察的結果可知，采用3種不同填充材料進行焊接后，熱影響區部分的組織特征比較類似，因此這里只選取TC32藥芯焊試樣進行分析。

圖6 TC32鈦合金接頭熱影響區在掃描電鏡下的顯微組織

Near-BM區域與熔合線距離比較遠，該區域的顯微組織如圖6（a）所示，與母材相比出現了β轉變組織（βt），另外在相鄰的初生α相之間生成了細小的晶間β 相。初生α 相的體積分數與母材相比有明顯的減少。

Mid-HAZ 部分處于Near-BM 區和Near-FZ區域之間。通過觀察該部分的顯微組織形貌（圖6（b））可以發現，在此區域初生α相完全消失。但觀察到了“Ghost”α 相的存在。所謂的“Ghost”α 相即邊界變得十分模糊的等軸初生α相[11]，這是因為在焊接過程中，部分區域溫度瞬間升溫到β 相變溫度（βt），但溫度停留時間較短，從而導致初生α 相無法全部轉變為β 相，隨后的快速冷卻中，α 相中剛轉變的少量β 相中又重新析出針狀的α相，從而形成“Ghost”α相。

Near-FZ 區域為最靠近熔合線的熱影響區，由圖6（c）的顯微組織形貌可以觀察到，存在十分明顯的晶界。由于靠近熔合線，因此在焊接過程中的峰值溫度遠超其相變溫度（βt）。初生α 相在焊接過程中完全發生轉變，在隨后的快速冷卻中無法析出α 相，因此形成了亞穩態β 相。

2.1.2 焊縫區顯微組織分析

圖7所示為分別采用TC4實心焊絲、TC32藥芯焊絲和Ti531 藥芯焊絲TIG 焊填充下接頭焊縫區的金相顯微組織。在焊縫上中部和下部分別顯示出柱狀晶和等軸晶的形貌。

圖7 采用不同焊絲TC32鈦合金焊縫區在OM下的顯微組織

圖7（a）、圖7（b）顯示的是填充材料為TC4 實心焊絲時焊縫區的顯微組織形貌?？梢钥闯?，上部組織主要由針狀α'馬氏體組成。Ti-6Al-4V 的CCT 圖顯示其β 相的形成溫度約為1 000 ℃[12]，當從1 000 ℃冷卻時，相變的產物主要取決于冷卻速度。根據Ahmed[12]分析可知，當冷卻速率約為525 ℃/s 時，β 相將通過非擴散相變迅速轉變為具有密排六方結構的α'馬氏體。α'馬氏體通常以針狀形態存在。底部組織由于伴隨多個熱循環，α'馬氏體逐漸分解。據報道[13]，在700～850 ℃的溫度范圍內進行退火，α'馬氏體可轉變為細小的片層組織。因此，底部區域最終由α'馬氏體、針狀和板條狀α 相以及β相的復雜形貌所組成，Fu等[14]也有類似的研究結果。

圖7（c）、圖7（d）顯示的是填充材料為TC32 藥芯焊絲時，焊縫上部柱狀晶區的和底部等軸晶區的顯微組織。通過觀察可知，其上部顯微組織與采用TC4 作為填充材料時的組織比較類似，同樣也是由針狀α'馬氏體和晶間β 相組成。而底部等軸晶區顯示出明顯的晶體邊界，其余析出相在OM 分辨率水平上無法分析解釋。

圖7（e）、圖7（f）顯示的是填充材料為Ti531 藥芯焊絲時焊縫上部柱狀晶區和底部等軸晶區的顯微組織。由于Ti531 的組成成分（Ti-5Al-3V-1Zr）與TC4較為接近，因此兩組焊縫的組織比較相似。

圖8是TC32鈦合金TIG焊接頭焊縫區域在掃描電子顯微鏡下的微觀組織形貌。其中圖8（a）為采用TC4實心焊絲焊接后焊縫頂部區域顯微組織。通過觀察發現，頂部區域包含大量的α'馬氏體，這主要是因為焊縫頂部冷卻速度比較快，焊縫液體金屬首先冷卻結晶，抑制了合金中原子的擴散，體心立方相通過短程遷移以切變的方式轉變為六方的相，發生馬氏體轉變。

圖8 采用不同焊絲TC32鈦合金在SEM下的顯微組織

圖8（c）和圖8（e）分別為采用TC32 藥芯焊絲和Ti531 藥芯焊絲作為填充材料時焊縫頂部區域的顯微組織，可以看出，其顯微組織形貌與8（a）基本相同，富含大量的α'馬氏體。

與頂部組織相比，底部區域經歷更多的熱循環，因此其顯微組織較復雜。圖8（b）顯示了形成馬氏體結構的條紋（箭頭指向處）和三角形魏氏組織片層。一些學者指出[15]，在鈦合金的同素異構轉變過程中，一些組織形貌是α'馬氏體經過反復的熱循環之后轉變而來，且由于焊縫經過多次熱輸入和急冷，使得這種現象更加明顯。

在圖8（d）中觀察到了不連續的晶界組織，這種晶界并非一條光滑帶，而是由連續的短棒狀α相所組成，Ahmed等人也有類似的發現[12]。這種不連續的晶界由β相的較低溫度冷卻形成，這是因為從β相區較低溫度冷卻時，原子大范圍的擴散無法進行，因此只能通過原始β相晶界處的異質原子形核，由于存在較多形核質點，因此形成了由連續的短棒狀α相連接組成的不連續晶界。

在圖8（f）中可以看到光滑程度較高的連續晶界α 相，與圖8（d）的不連續組織有明顯差異，這種較為連續的晶界由β相的較高溫區冷卻形成，較高溫區的原子擴散距離大，晶粒的形核與長大更為有利，同時產生這種晶界的原因和晶界附近化學成分的構成也有一定關系，一般來說，連續晶界的附近會存在Al元素的富集現象。與此同時，在沿著晶界處有相互平行且接近垂直于晶界α 相的集束組織，根據Salib 等[17]的研究，集束α 相只能在晶界α 相的基礎上生長，且通常有著較大的長寬比，這是典型的魏氏組織特征，這種依靠晶界α相生長的集束組織記做αWGB。同時，在αWGB聚集區域，有板條狀αWM相析出。

2.2 顯微硬度測試

對三組不同填充材料制成的焊接接頭的硬度進行了測量，其結果如圖9所示。母材的硬度值在320HV0.2～350HV0.2之間，每組焊接接頭上、中、下三個部分的硬度值有著相同的變化趨勢。

圖9 采用不同焊絲的TC32鈦合金接頭的硬度分布

圖9（a）為TC4實心焊絲填充的焊接接頭不同區域硬度變化曲線，熱影響區硬度最高，硬度最高點出現在靠近焊縫一側熱影響區部分，焊縫區域硬度遠低于熱影響區，與母材硬度值較為接近。造成熱影響區硬度較高的原因是其在焊接過程中形成了較多的細針狀組織，晶粒尺寸較小，因此硬度提高。另一方面，靠近焊縫一側熱影響區主要由亞穩態β 相組成，亞穩態β 相的內部包含較多的溶質元素，從而產生固溶強化的效果。造成焊縫區硬度值較低的原因是TC4的合金元素含量比TC32較低，固溶強化效果減弱。

圖9（b）為TC32藥芯焊絲填充的焊接接頭不同區域硬度變化曲線，焊縫區域硬度與熱影響區硬度比較接近，這是因為采用與母材成分相同的填充材料產生的。與此同時，焊縫區域形成了一定數量的α′馬氏體，α′馬氏體的形成使界面數量有所增加，導致位錯困難，因此有較高的硬度值。

在圖9（c）中焊縫區域的硬度分布與圖9（a）相似，同樣是因為合金化程度較低而造成熱影響區到焊縫區域硬度的驟降。但其焊縫區硬度比TC4焊縫稍高，這是由于Ti531焊縫中存在一定含量的Zr元素，Zr是一種中性元素，能夠在α相和β相中無限固溶，是鈦的弱強化劑。

2.3 拉伸性能測試

圖10給出了母材與不同接頭的最終拉伸斷裂位置，除采用TC32藥芯焊絲作為填充材料的接頭在熱影響區斷裂外，其余接頭均斷裂于焊縫處。

圖10 不同試樣接頭斷裂位置

TC32鈦合金母材和三種焊接接頭拉伸測試曲線如圖11所示，拉伸測試結果見表3，母材屈服強度（YS）和極限抗拉強度（UTS）分別為818 MPa和1 004 MPa，拉伸應變率為13.5%。采用TC32藥芯焊絲為填充材料的焊接接頭有最高的抗拉強度，為1 025 MPa，其余兩組試樣接頭的抗拉強度為960 MPa（TC4填充）和1 000 MPa（Ti531填充），其強度分別達到了母材的95.6%和99.6%。即采用不同填充材料的TC32鈦合金焊接接頭的抗拉強度都可與母材媲美，但塑性比母材低很多。

圖11 母材與焊縫金屬區的拉伸曲線

表3 母材與焊縫金屬區的拉伸測試結果

圖12 所示為TC32 鈦合金母材和不同填充焊接接頭的室溫拉伸試樣斷口形貌。圖12（a）～圖12（c）為母材拉伸斷口形貌，可觀察到母材斷口處含有大量韌窩，韌窩較大且分布密集，同時第二相粒子脫落形成空洞，由此得出母材部位斷裂為韌性斷裂。

圖12 母材及不同填充試樣室溫拉伸斷口形貌

圖12（d）～圖12（f）為采用TC4實心焊絲作為焊接填充材料時焊縫的拉伸斷口形貌，斷口區域存在許多光滑小平面，各平面間的取向略有差異。這些小平面由一組平行的解理面組成，兩個平行解理面在交匯處形成解理臺階，臺階匯合處形成河流花樣（圖12（e））。在解理小平面上有明顯塑性變形的撕裂棱，且斷口上存在韌窩狀形貌。因此，可以判斷焊接接頭斷口為準解理斷口。

圖12（g）～圖12（i）為采用TC32藥芯焊絲作為焊接填充材料時焊縫的拉伸斷口形貌，沒有出現明顯的頸縮現象。通過觀察可知，斷口處較為平整、圓滑且不存在尖銳的棱角，在斷面上存在大量的韌窩，具有明顯的韌性斷裂特征。從斷口處的微觀形貌可以看到斷面上分布著數量眾多的圓形或橢圓形的韌窩，說明熱影響區為典型的韌窩-微孔聚集型延性斷裂方式。

圖12（j）～圖12（l）為采用Ti531 藥芯焊絲作為焊接填充材料時焊縫的拉伸斷口形貌，在其宏觀斷面上發現大量氣孔，氣孔的存在降低了焊縫承受拉伸載荷的有效橫截面積，并在拉伸過程中產生應力集中，因此很有可能是裂紋源的產生位置。除焊接缺陷外，在焊接接頭的拉伸斷口上發現了沿晶界擴展產生的解理面，解理面上存在一定數量的韌窩，表明有一定的延性。根據觀察結果可知，斷裂模式為韌脆混合的斷裂方式。

3 結 論

（1）采用TC4實心焊絲、TC32藥芯焊絲和Ti-Al-V-Zr系藥芯焊絲分別對TC32鈦合金進行TIG焊填充試驗，三種焊接接頭焊縫區宏觀形貌由上部柱狀晶區和底部等軸晶區組成。采用相似的焊接工藝參數進行焊接，在所有焊件中都形成了相似的HAZ。從Near-BM區域到Near-FZ區域，初生α 相的比例不斷減少而β 轉變組織的比例不斷增加，而在該相變過程中，又產生了各種不同形式的α相特殊結構，如Mid-HAZ區域的“Ghost”α相結構。

（2）三種焊接接頭焊縫區顯微組織不同。所有焊縫上部均存在大量α'馬氏體，底部等軸晶區內組織差異較大，填充材料為TC4實心焊絲的焊縫底部形成了大量由α'馬氏體相在經過不斷熱循環后轉變而來的組織，填充材料為TC32藥芯焊絲的焊縫底部存在不連續的晶界組織，填充材料為Ti531藥芯焊絲的焊縫底部為αWGB和αWM混合組織。

（3）硬度測試結果表明，填充材料為TC4實心焊絲時接頭區域的顯微硬度由高至低為：HAZ>BM>FZ。填充材料為TC32藥芯焊絲時接頭區域的顯微硬度由高至低為：FZ>HAZ>BM。填充材料為Ti531 藥芯焊絲時接頭區域的顯微硬度由高至低為：HAZ>FZ>BM。

（4）拉伸測試表明，采用三種不同填充材料獲得的焊接接頭的抗拉強度均與母材相當，但塑性較母材差，且斷裂方式均有差異，并在填充材料為Ti531藥芯焊絲時，發現了氣孔缺陷。