前言

鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐腐蝕、彈性模量低、熱導(dǎo)率小、屈強(qiáng)比高（成形回彈大）、無毒無磁性、耐熱性好、抗低溫脆性好、可焊性好、生物相容性好、表面活性大等特性而被廣泛應(yīng)用于多個工業(yè)領(lǐng)域[1]。其中航空航天目前乃至今后仍然是鈦合金研究和應(yīng)用的主導(dǎo)領(lǐng)域，如發(fā)動機(jī)的葉片、機(jī)匣、機(jī)身的框梁、隔熱罩、壓氣機(jī)盤、葉片、鼓筒、高壓壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子等，并且使用量不斷增加[2-3]。先進(jìn)鈦合金的大量使用是新一代飛機(jī)和新型發(fā)動機(jī)先進(jìn)性的顯著標(biāo)志之一，可大幅度提高結(jié)構(gòu)減重效果和安全可靠性。鈦合金作為當(dāng)代飛機(jī)的主要結(jié)構(gòu)材料之一在航空航天領(lǐng)域中得到了快速應(yīng)用[4]。TC1鈦合金含有α穩(wěn)定元素Al、β穩(wěn)定元素ＭN，是一種近α型鈦合金，是我國自行研制的雙相鈦合金，具有密度小、比強(qiáng)度高、塑性優(yōu)良、耐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空工業(yè)、宇航工業(yè)、化工工業(yè)、造船工業(yè)等方面日益獲得廣泛的應(yīng)用。許多科學(xué)工作者采用傳統(tǒng)的焊接方法對此類合金進(jìn)行了研究，對其焊接性有一定的認(rèn)識[5-6]。鈦合金常用的焊接方式有：氬弧焊、激光焊、埋弧焊、真空電子束焊。其中氬弧焊是最常用的焊接方法，3mm以下的鈦合金焊接主要采用非熔化極鎢極氬弧焊（GTAW）[7]。GTAW具有焊接熱量集中、焊接質(zhì)量好、焊縫區(qū)無熔渣的特點(diǎn)，適 合焊接鈦合金薄板及全位置管道焊接。鎢極的載流能力低，焊接時不宜采用大電流[8]。由于鈦合金的化學(xué)活性大，易被O₂，N₂，H₂所污染，在鎢極氬弧焊中，鎢極與焊縫之間的電弧區(qū)充滿惰性氣體，可以有效地保護(hù)焊縫免受氧化。隨著焊槍的移動，裸露的焊縫區(qū)域沒有完全冷卻，還會受到O₂，N₂，H₂的侵蝕，故需要帶有惰性氣體保護(hù)的拖罩進(jìn)行保護(hù)才能得到優(yōu)質(zhì)焊縫[9]。

1、試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)采用典型產(chǎn)品材料TC1作為基板，TC1材料化學(xué)成分見表1。其規(guī)格為300mm×100mm×1.2mm，接頭形式為對接。由于鈦合金基板表面的雜質(zhì)和油污污染容易在焊縫中產(chǎn)生氣孔和夾雜物，故需要在焊接前對板材進(jìn)行清理，首先用鋼絲刷將對接區(qū)域15～20mm打磨清理干凈，以去除表面氧化膜、油污等雜質(zhì)，使其表面呈銀白色光澤為止，并采用丙酮擦拭焊接區(qū)域和焊絲。

鈦合金的彈性模量約為鋼的1/2，彈性模量較小，易產(chǎn)生變形；而且其熱導(dǎo)率低，約為鋼的1/4，在整個焊接過程中會因?yàn)闊彷斎氲牟煌a(chǎn)生不同程度的變形，特別是薄板在焊后會呈現(xiàn)波浪形的扭曲變形[10]。此外鈦合金冷變形后回彈能力強(qiáng)，焊接后的變形通過矯正很難恢復(fù)到原狀態(tài)。所以通常采用焊前預(yù)變形、焊接過程中控制熱輸入及限制焊接變形來控制薄板鈦合金的焊接變形。本試驗(yàn)主要從優(yōu)化工藝參數(shù)和工裝組件進(jìn)行考慮，通過焊前定位焊、雙層鋼板壓緊鈦合金基板約束板材變形、小電流焊接參數(shù)來減少薄板鈦合金的焊接變形。焊槍需要選擇具有良好的保護(hù)性能，噴嘴要大，保護(hù)氣流要有一定的挺度，以獲得良好的保護(hù)效果。

為了使TC1鈦板背面得到更好的保護(hù)，在工裝夾具下方固定銅管，銅管上密集分布均勻細(xì)孔，可保證板材背面焊縫均能夠受到氬氣保護(hù)。因焊接速度較快，焊接區(qū)域還未冷卻就遠(yuǎn)離了焊槍保護(hù)，故制備了簡易拖罩，以保護(hù)已焊區(qū)域，氬氣從管道進(jìn)入拖罩，穿過拖罩前端多孔格柵，該多孔格柵可以均衡氬氣，使氬氣流動方式由層流變?yōu)槲闪鳎箽鍤饬鲃铀俣茸兙彛軌虺錆M拖罩和焊縫之間的空間，焊接保護(hù)效果較好。焊接示意圖如圖1所示。背面銅管和拖罩氬氣流量均為10L/min。

鈦合金具有熔點(diǎn)高、導(dǎo)熱性能差等特點(diǎn)，這種物理性能導(dǎo)致TC1鈦板在焊接過程中焊縫和熱影響區(qū)極易出現(xiàn)晶粒粗大、組織不均勻現(xiàn)象，導(dǎo)致塑性、韌性降低。因此在選擇焊接參數(shù)時必須嚴(yán)格控制熱輸入的大小，從選擇合適的焊接電流、氬氣流量來控制TC1鈦合金焊縫晶粒尺寸。在現(xiàn)有的工藝范圍內(nèi)，選取不同的焊接電流和氬氣流量焊接TC1基板，焊絲選擇TA0-1，焊絲化學(xué)成分見表2。焊接過程中持續(xù)使用氬氣對焊縫正反面保護(hù)，焊接完成后氬氣需持續(xù)保護(hù)一段時間，直至焊縫冷卻。焊接過程所選取的焊接參數(shù)見表3。焊后焊件必須妥善保存，以免污染。

在垂直于焊縫處截取試樣，制成金相試樣，拋光后，將金相試樣在腐蝕溶液中進(jìn)行腐蝕，腐蝕液配比為φ（HＦ）:φ（HNO3）:φ（H2O）＝1:2:17。采用德國蔡司AｘｉOＳｃOｐｅA1金相顯微鏡觀察焊接接頭組織形貌。使用ＱNｅｓｓＱ10A型顯微硬度計(jì)測量焊接接頭硬度分布，加載載荷為1.961N，加載時間為15ｓ。在焊接接頭上平均截取3個拉伸試樣，拉伸試樣如圖2所示，使用ＣＳＳ-44100微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)測量抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率，拉伸速度為10mm/min。

2、試驗(yàn)結(jié)果及分析

鈦合金不僅在熔化狀態(tài)，即使在400℃以上的高溫狀態(tài)，也極易被空氣、水分、油脂、氧化皮等污染，吸收O，N，H，Ｃ等元素，使得焊接接頭的延性及韌性下降，并易引起氣孔。焊接接頭一般情況下呈銀白色，當(dāng)保護(hù)效果逐漸變差時焊縫顏色逐漸由銀白色轉(zhuǎn)變?yōu)闇\黃色和深黃色，最后當(dāng)焊縫顏色轉(zhuǎn)變?yōu)樗{(lán)色且外表面有白色粉末狀氧化層時將嚴(yán)重影響接頭力學(xué)性能。

2.1微觀組織分析

圖3為不同焊接電流下的焊接接頭微觀組織形貌。

從圖3A，ｄ，G可以看到，在經(jīng)歷TＩG焊熱循環(huán)之后，母材的等軸晶粒組織消失，焊縫及熱影響區(qū)組織粗大，晶粒粗大嚴(yán)重。在熱影響區(qū)，能夠觀察到明顯的細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)。其中細(xì)晶區(qū)主要是由母材α＋β雙相組織在高溫下轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小β相晶粒，在非平衡冷卻條件下，β相晶粒直接轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢漶R氏體和部分殘余β相[11]。粗晶區(qū)是由于靠近焊縫的部分晶粒在高溫下持續(xù)時間過長，β晶粒有足夠的能量長大，冷卻后不能及時轉(zhuǎn)變?yōu)棣辆Я＃匀槐Ａ袅舜执缶Я＃瑑?nèi)部以α′馬氏體和部分殘余β相為主[12]。從圖3中可以看出，隨著焊接電流的增大，晶粒逐漸粗大，粗晶區(qū)占比增大，當(dāng)焊接電流為50A時，焊接熱輸入過大，高溫停留時間長，部分取向處于優(yōu)勢的晶粒異常長大，導(dǎo)致熱影響區(qū)的組織不均勻和焊接接頭軟化。此外由于高溫停留時間過長造成焊縫冷卻時間不夠，氬氣無法保護(hù)焊縫造成焊縫接觸空氣，氧化變色。

圖4為不同氬氣流量下的焊接接頭微觀組織形貌。

從圖4中可以看出，當(dāng)氬氣流量達(dá)到15l/min時，保護(hù)效果較差，這是因?yàn)楹笜寶鍤饬髁枯^大與拖罩氬氣流量相差過大，在焊縫周圍兩路保護(hù)氣體發(fā)生碰撞，氣體流動極不穩(wěn)定，出現(xiàn)旋轉(zhuǎn)氣旋將大氣卷入，破壞氬氣的保護(hù)氛圍，導(dǎo)致焊縫兩側(cè)發(fā)生輕微的氧化現(xiàn)象。氬氣流量為6l/min和10l/min焊縫微觀組織相差不大，其中熱影響區(qū)的晶粒粗大嚴(yán)重，粗晶區(qū)占比較大，焊縫區(qū)晶粒細(xì)小，主要為細(xì)晶區(qū)組成。

2.2力學(xué)性能分析

圖5表明焊接接頭均在TC1母材位置斷裂，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度較高，而且焊縫的抗拉強(qiáng)度大于母材的抗拉強(qiáng)度。

圖6所示為氬氣流量為6l/min，焊接電流分別為40，45，50A時焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率。圖6A表明隨著焊接電流的增大，抗拉強(qiáng)度逐漸減小，當(dāng)焊接電流為40A，抗拉強(qiáng)度最大，是369.9ＭＰA，這是因?yàn)楫?dāng)焊接電流增大時，熱輸入增加，相當(dāng)于對鈦合金板材進(jìn)行熱處理，鈦合金板材出現(xiàn)一定的軟化，抗拉強(qiáng)度降低。圖6ｂ表明隨著電流的增大，斷后伸長率呈先減小后增大的趨勢。

圖7所示為焊接電流為45A，氬氣流量分別為6，10，15l/min時，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率。

圖7A表明，氬氣流量在6l/min和10l/min時抗拉強(qiáng)度變化不大，當(dāng)氬氣流量升高至15l/min時抗拉強(qiáng)度下降，主要是因?yàn)楹笜寶鍤饬髁枯^大與拖罩氬氣流量相差過大，在焊縫周圍保護(hù)氣體發(fā)生碰撞，氣體流動發(fā)生紊亂，將大氣卷入保護(hù)氣氛中，導(dǎo)致焊縫兩側(cè)發(fā)生輕微的氧化現(xiàn)象，造成抗拉強(qiáng)度降低。圖7ｂ表明，隨著氬氣流量的增大，斷后伸長率基本穩(wěn)定在11.24％左右。

圖8表明焊縫中心附近0.5mm區(qū)域硬度較小，到兩邊熱影響區(qū)逐漸增大，在熱影響區(qū)熔合線附近達(dá)到最高，然后再逐漸降低。熱影響區(qū)附近硬度顯著高于母材硬度及焊縫中心區(qū)域硬度，在近焊縫中心區(qū)域出現(xiàn)軟化，軟化區(qū)附近基本以β轉(zhuǎn)變的α′相為主，隨著距焊縫中心距離的增加，α′相逐漸減小，而β相含量逐漸增加，硬度也隨之增加，直到熱影響區(qū)出現(xiàn)最大值。

3、結(jié)論

（1）當(dāng)氬氣流量不變?yōu)?l/min時，隨著焊接電流增大，抗拉強(qiáng)度逐漸減小，斷后伸長率先減小后增大。當(dāng)焊接電流為40A時，其晶粒細(xì)小，組織均勻，抗拉強(qiáng)度為369.9ＭＰA，斷后伸長率為14.05％。焊接接頭熱影響區(qū)由粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)構(gòu)成，焊縫區(qū)主要由細(xì)小β相晶粒組成。該焊接接頭成形優(yōu)良，外形美觀，力學(xué)性能較好。

（2）當(dāng)焊接電流不變?yōu)?5A時，焊接接頭抗拉強(qiáng)度隨氬氣流量升高而降低，斷后伸長率基本穩(wěn)定在11.24％左右。當(dāng)氬氣流量為6l/min時，抗拉強(qiáng)度為364.23ＭＰA。

（3）不同焊接參數(shù)的焊接接頭硬度分布趨勢大致相同，在焊縫中心附近0.5mm區(qū)域硬度較小，其為210HＶ左右，遠(yuǎn)離焊縫中心到兩邊熱影響區(qū)逐漸增大，在熱影響區(qū)熔合線附近硬度達(dá)到最高，然后隨著距母材越近，硬度值逐漸降低。

參考文獻(xiàn)：

[1]付艷艷，宋月清，惠松驍，等．航空用鈦合金的研究與應(yīng)用進(jìn)展[Ｊ]．稀有金屬，2006，30（6）：850-856．

[2]周廉．美國、Ｅl本和中國鈦工業(yè)發(fā)展評述[Ｊ]．稀有金屬材料與工程，2003，32（8）：577-581．[3]彭昂，毛振東．鈦合金的研究進(jìn)展與應(yīng)用現(xiàn)狀[Ｊ]．船電技術(shù)，2012，32（10）：57-60．

[4]劉世鋒，宋璽，薛彤，等．鈦合金及鈦基復(fù)合材料在航空航天的應(yīng)用和發(fā)展[Ｊ]．航空材料學(xué)報，2020，40（3）：77-94．

[5]贠鵬飛，廖強(qiáng)，母果路，等．β相區(qū)鍛造變形量對TC1鈦合金板坯組織和性能的影響[Ｊ]．熱加工工藝，2018，47（11）：150-152，156．

[6]趙丹丹．鈦合金在航空領(lǐng)域的發(fā)展與應(yīng)用[Ｊ]．鑄造，2014，63（11）：1114-1117．

[7]黃瑞生，方乃文，武鵬博，等．厚壁鈦合金熔化焊接技術(shù)研究現(xiàn)狀[Ｊ]．電焊機(jī)，2022，52（6）：10-24．

[8]韋生，費(fèi)東，田雷，等．鈦及鈦合金焊接工藝探討[Ｊ]．焊接技術(shù)，2013，42（4）：73-75．

[9]王牛俊．鈦及鈦合金焊接特性與工藝要點(diǎn)分析[Ｊ]．中國設(shè)備工程，2017（18）：209-210．

[10]李鵬亮，張志．鈦合金熱成形模具[Ｊ]．航空制造技術(shù)，2012（21）：94-97．

[11]陳今良，劉敏，張利民．TC4鈦合金TＩG焊接工藝及性能研究[Ｊ]．四川冶金，2021，43（5）：28-32．

[12]程鵬．鈦合金薄壁件焊后局部感應(yīng)熱處理的組織調(diào)控及耐蝕性研究[Ｄ]．黑龍江哈爾濱：哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2021．

作者簡介：晏杰（1994—），男，碩士，助理工程師，主要從事熔焊、激光焊、高頻感應(yīng)釬焊工作．