Ti180（Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo）是我國研究的一種新型雙相鈦合金 [1]，可在 400 ℃的溫度下穩定使用，短時最高使用溫度可到 540 ℃[2]，具有高比強度、優異的耐腐蝕性能、以及良好的斷裂韌性和蠕變性能等優點 [3?6]，主要應用于航空發動機軸流葉盤等重要部件的制造。考慮到鈦合金的高溫活潑性 [7?8] 以及航空發動機輕量化減重需求，真空電子束焊（EBW）憑借其高真空環境、高能量密度以及高加熱冷卻速度 [9?11]，是 Ti180 軸流葉盤最佳連接制造方法之一。然而，鈦合金在經過焊接過程相應的冶金反應和組織變化后，焊縫和熱影響區的力學性能會下降 [12?13]，因此，需要通過相應的焊后熱處理工藝對接頭組織和性能進行調控。

郭震國等 [14] 研究了熱處理溫度對 Ti17 雙相鈦合金線性摩擦焊接頭組織的影響，發現隨著熱處理溫度由 600 ℃增加到 640 ℃，焊縫區和熱影響區內 α 相逐漸長大粗化，導致該區域顯微硬度隨焊后熱處理溫度的升高而逐漸降低。WANG 等 [2] 對 Ti-6246 電子束焊接接頭進行焊后熱處理，發現在焊縫和熱影響區有細小的 α 相在 β 基體析出，并且隨著熱處理溫度從 545 ℃增加到 645 ℃，焊接接頭的伸長率增加，但抗拉強度降低 5%。LIU 等 [15] 通過在 630 ℃、2 h 條件下對 Ti17 鈦合金電子束焊接接頭進行焊后熱處理，發現焊接接頭中 α' 馬氏體完全轉變為納米厚度的薄片狀的 α 相，顯著提高了力學性能，接頭的抗拉強度從 868 MPa 恢復到 1138 MPa，與母材相近，疲勞強度由 140 MPa 提高到 240 MPa。余陳等 [16] 對 TC4 鈦合金電子束焊接接頭的殘余應力進行研究發現，在經過 600 ℃、2 h 的焊后熱處理后，焊接接頭殘余應力水平有一定程度的降低，部分位置縱向殘余應力由拉應力狀態轉變為壓應力狀態。這些研究表明，通過合適焊后熱處理工藝可以使得雙相鈦合金 EBW 接頭組織發生轉變，殘余應力水平得到緩解，接頭力學性能得到提升。

目前，關于焊后熱處理對 Ti180 鈦合金 EBW 接頭組織性能影響研究甚少。本實驗通過對 7 mm 厚 Ti180 鈦合金 EBW 接頭進行焊后熱處理，研究焊后熱處理溫度對接頭組織和性能的影響，減輕接頭的殘余應力，為 Ti180 鈦合金焊接制造和熱處理工藝提供理論依據與實踐指導。

1、實驗

本實驗采用的母材為 Ti180 鈦合金，接頭形式為搭接，試板尺寸為 75 mm×70 mm×7 mm 和 75 mm×70 mm×5 mm。電子束焊接實驗在 Probeam K110 型高壓真空電子束焊機上進行。真空熱處理實驗在 Naberthem GmbH 馬弗爐和密封石英管上進行對焊接接頭進行真空熱處理，采取空冷，具體參數見表 1。

表 1 焊后熱處理工藝參數    Table 1 Process parameters of post-weld heat treatment

使用 Zeiss Image A2m 光學顯微鏡、NOVA NanoSEM 230 掃描電鏡對熱處理后焊接接頭顯微組織進行觀察分析，其中金相試樣依據標準流程制備，腐蝕液成分體積比為V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=10∶30∶70。在 ZWICH 硬度計和 MTS 萬能材料試驗機上進行焊接接頭的硬度、常溫和高溫拉伸性能測試，每組參數下均做三組平行實驗取平均值，其中拉伸試樣尺寸見圖 1。使用 PROTO LXRD X 射線衍射應力儀測量熱處理前后焊接接頭殘余應力分布情況。

2、結果與分析

根據本實驗前期工作可知 [1]，Ti180 電子束焊接接頭各區域組織特征為：焊縫區主要由粗大 β 柱狀晶和次生針狀 α' 馬氏體組成；根據距離熔合線位置的不同，熱影響區依次可以分為近熔合線熱影響區（Near-FZ-HAZ）、中部熱影響區（Mid-HAZ）和近母材熱影響區（Near-BM-HAZ），其中 Near-FZ-HAZ 區和 Mid-HAZ 區由 “Ghost” 狀初生等軸 α 相、次生針狀 α' 相和殘余 β 相組成，Near-BM-HAZ 區由初生等軸 α 相、殘余 β 相和少量次生針狀 α 相組成；母材區主要由等軸狀初生等軸 α 相和 β 轉變組織（殘余 β 相和次生針狀 α 相）組成。

2.1 熱處理溫度對 Ti180 焊接接頭組織特征的影響

2.1.1 Ti180 焊接接頭熱影響區典型微觀組織特征

圖 2 和 3 所示分別為不同熱處理溫度（550~700 ℃，8 h）的焊接接頭熱影響區組織微觀形貌。經熱處理后，焊接接頭熱影響區組織發生了明顯的變化：1）近熔合線熱影響區中的原基體殘余 β 相中析出大量納米級的次生針狀 α 相，初生 α 相中析出較多微米級別的次生針狀 α 相，但 α 相邊界依然模糊，如圖 2、3 (a)~(d) 所示；2）中部熱影響區和近母材熱影響區之間的組織特征差異消失，初生 α 相邊界均變得清晰，析出的次生 α 相晶粒尺寸較?。]有較大的微米級別），原基體殘余 β 相上同樣析出許多納米級的次生 α 相，如圖 2、3 (e)~(f) 所示。

隨著熱處理溫度的升高，兩個熱影響區中的初生 α 相和 β 相等組織種類沒有變化，但是在 α 相區處的次生針狀 α' 相逐漸減少，在 β 相區析出的納米級次生針狀 α 相的形狀和間距變大，550 ℃次生針狀 α 相的寬度大約為 1 nm，而在 700 ℃時次生針狀 α 相的寬度大約為 10 nm。此外，在溫度 550~600 ℃時，在 β 轉變組織區域有球狀亞微米級顆粒析出，尺寸在 100~600 nm 之間。由圖 4 對亞微米級顆粒進行 EDS 點掃結果可知，相比于 β 基體出現明顯的 Sn 元素富集，亞微米級顆粒 Ti 與 Sn 的平均摩爾比為 5∶3，結合 Ti-Sn 二元相圖 [17] 可知，析出顆粒物為Ti₅Sn₃。而在 650 ℃以上，Ti₅Sn₃顆粒發生回溶，不再析出。

2.1.2 Ti180 焊接接頭焊縫區典型微觀組織特征

圖 5 所示為熱處理后焊接接頭焊縫區的 SEM 像。由圖 5 可知，粗大柱狀 β 相上析出細小的納米級次生 α 相，而未熱處理前焊縫區僅存在粗大的柱狀 β 相以及層狀的次生 α' 相。當熱處理溫度為 550~600 ℃時，焊縫區域也析出球狀亞微米級顆粒Ti₅Sn₃，在 650 ℃以上Ti₅Sn₃顆粒同樣發生回溶。與熱影響區的變化一樣，隨著熱處理的溫度增加，細小的納米級次生 α 相的形狀與間距明顯變大，其中，550 ℃時次生針狀 α 相的寬度大約為 0.2 nm，而在 700 ℃時次生針狀 α 相的寬度大約為 2 nm。

2.1.3 Ti180 焊接接頭母材區典型微觀組織特征

圖 6 所示為熱處理后焊接接頭母材區的顯微組織。由圖 6 可知，與未熱處理樣品相比，母材區組織種類沒有變化，依然由初生 α 相和 β 轉變組織（殘余 β 相和次生針狀 α 相）組成。隨著熱處理溫度的增加，α 相與 β 轉變組織中的襯度略微變小，次生針狀 α 相逐漸粗化。

2.2 熱處理溫度對 Ti180 接頭力學性能的影響

2.2.1 Ti180 焊接接頭硬度分布

圖 7 所示為不同熱處理工藝下 Ti180 焊接接頭硬度分布圖。由圖 7 可知，在各種熱處理工藝下，焊縫區的硬度均為最大，而熱影響區中隨著距離熔合線越遠位置的硬度會逐漸下降，母材區的硬度最低。焊縫區的硬度最大，這是因為焊縫區中粗大柱狀晶內存在針片狀 α' 馬氏體，熱處理后 β 相析出納米級次生針狀 α 相的尺寸更小、數量更多以及在柱狀晶內析出較多的球狀Ti₅Sn₃亞微米顆粒，提供大量相界、馬氏體強化和析出強化，使得焊縫區硬度最高。而在熱影響區中，隨著距離熔合線越遠位置的硬度也逐漸下降。其主要原因一方面是由于次生針狀 α 相間距增大，數量減少，使得晶界強化作用減弱，另一方面是由于亞微米級析出顆粒的數量變少，使得析出強化減弱，因此熱影響區硬度逐漸降低。母材中僅含針狀次生的 α 相與 β 相，不存在次生的納米級 α 相和Ti₅Sn₃顆粒，因此硬度最小。

表 2 所示為不同熱處理工藝下 Ti180 焊接接頭各區的硬度分布。由表 2 可以發現，經過熱處理后的 4 組接頭在焊縫區和熱影響區的硬度都明顯比未熱處理接頭相應區域的硬度高。這主要是由于經過熱處理后，焊縫區和熱影響區的 β 轉變組織區會形成大量的次生納米針狀的 α 相，導致大量的晶界強化。隨著熱處理溫度從 550 ℃升高到 700 ℃，焊縫區的平均硬度隨之從 548.7HV 顯著下降到 432.6HV；熱影響區的平均硬度明顯從 433.1HV 下降到 391.5HV；母材區的平均硬度隨溫度升高變化不明顯，但均比未熱處理母材區的硬度（350.9HV）要高 10HV 左右，焊縫區和熱影響區平均硬度隨著溫度的增加而下降的原因是由于隨著熱處理溫度的升高，次生的納米針狀 α 相變少，間距增大；且析出的Ti₅Sn₃顆粒數量變少，直至消失（見圖 3 和 5），從而使得相界減少并且析出強化減弱。

表 2 不同熱處理溫度下 Ti180 焊接接頭各區硬度統計    Table 2 Hardness statistics of each zone of Ti180 welded joints under different heat treatment temperatures

2.2.2 焊接接頭拉伸性能

2.2.2.1 常溫拉伸性能

表 3 顯示了不同熱處理工藝參數下 Ti180 電子束焊焊接接頭的常溫拉伸性能參數，可知經過熱處理后的接頭抗拉強度均低于熱處理前接頭的抗拉強度值 1049 MPa。這是由于經過熱處理后，接頭內部的晶格畸變減少，焊縫區和熱影響區的次生 α' 相數量減少，使得 α' 馬氏體引起的析出強化效果逐漸減弱 [18]。結合表 3 和圖 8 可知，熱處理后 Ti180 電子束焊焊接接頭的常溫拉伸斷裂位置均在母材，但隨著熱處理溫度增加其抗拉強度輕微降低，這可能是由于熱處理造成母材次生針狀 α 相粗化，從而減弱了其對基體強化作用。然而，隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃時，接頭的伸長率出現明顯的下降，由 14.3% 下降到 11.0%，主要原因是由于焊縫、熱影響區原塑韌性 β 相轉變為脆性的次生針狀 α 相，且隨著熱處理溫度增加，其 β 相轉變次生針狀 α 相數量增加，從而造成 Ti180 電子束焊接接頭伸長率下降。

表 3 不同熱處理溫度下 Ti180 焊接接頭的常溫拉伸性能    Table 3 Room temperature tensile properties of Ti180 welded joints after different heat treatment temperatures

2.2.2.2 高溫拉伸性能

表 4 所示為不同熱處理工藝下 Ti180 電子束焊焊接接頭的高溫拉伸性能。結合表 3 可以看出，相比于室溫拉伸實驗，各組拉伸件在 400 ℃高溫下抗拉強度均降低 200 MPa 左右，而伸長率有所增加。這是由于在高溫狀態下拉伸時，Ti180 焊接接頭的晶粒會有所長大，這會減小細晶強化的作用，導致接頭的抗拉強度明顯下降；雖然晶粒的長大會導致晶界數量減少，但是在高溫狀態下拉伸產生的應力集中得到部分松弛，使得晶界的滑動更加容易進行，從而獲得較高的伸長率。結合表 4 和圖 9 可知，隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃時，Ti180 電子束焊接接頭 400 ℃高溫拉伸的抗拉強度和伸長率均呈現先下降、后上升趨勢。在熱處理溫度 600 ℃時，焊接接頭抗拉強度下降最多，斷裂位置在母材，其原因為母材次生針狀 α 相粗化而對其強化作用減弱引起的，如圖 6 (b) 所示；同時，由于焊縫、熱影響區 β 相轉變為脆性的次生針狀 α 相以及球狀Ti₅Sn₃顆粒數量增加，如圖 3、5 (b) 所示，從而導致 Ti180 電子束焊接接頭韌性下降。隨著熱處理溫度增加至 700 ℃時，焊接接頭的伸長率上升，這可能是由于焊縫和熱影響區殘余 β 相析出的次生 α 相間距明顯變大、亞微米顆粒Ti₅Sn₃析出完全回溶，造成 Ti180 電子束焊接接頭韌性也上升。

表 4 不同熱處理工藝下 Ti180 焊接接頭高溫拉伸性能（400 ℃）    Table 4 High-temperature tensile performance of Ti180 welded joints at 400 ℃ under different heat treatment processes

綜合接頭的常溫和高溫拉伸性能，最佳熱處理參數為 550 ℃、8 h。在此最優參數下，接頭常溫拉伸性能表現為：伸長率為未熱處理接頭的 123.3%，而強度達到其 99.4%；高溫拉伸性能表現為：強度為未熱處理接頭的 100.4%，而伸長率達到其 90.8%。

2.3 焊接殘余應力分布

本實驗焊接的 Ti180 板厚為 7 mm，當焊接構件厚度小于 15~20 mm 時，殘余應力分為縱、橫雙向狀態，即雙軸平面應力 [19]。故在每個測量點需要測量兩個方向的殘余應力，即為平行焊縫方向（縱向殘余應力sigma_l）和垂直焊縫方向（橫向殘余應力\(\sigma_t），具體采樣位置見圖 10。表 5 和 6 所示為各測試點的具體殘余應力結果。

[圖 10 殘余應力測試點位置示意圖 預留圖片位置]    Fig. 10 Schematic diagram showing location of residual stress test points: (a) Test specimen No. 2; (b) Test specimens No. 1?4

表 5 2 號試樣整體殘余應力分布數據表    Table 5 Overall residual stress distribution of specimen No. 2

（注：σ₁：縱向殘余應力；σ_t：橫向殘余應力；ht：熱處理后；“+”：拉應力；“?”：壓應力）

表 6 1~4 號試樣焊縫區殘余應力    Table 6 Residual stress in fusion zone of specimens No. 1?4

2.3.1 Ti180 電子束焊焊接接頭整體應力分布

由表 5 和圖 11 (a) 可知，在 2 號試板的距離熔合線 0.5 mm 處的熱影響區中，焊縫中段部位熱影響區縱向殘余應力為拉應力 255 MPa，兩端處平均壓應力為?178 MPa（由表 5 中的 1~3 點所示）；而各個位置的橫向殘余應力分布為壓應力，平均為?165 MPa，表明熱影響區的縱向殘余應力在中間處較大，兩邊處力的方向變化且值減小，而橫向殘余應力的分布較為平均。經過熱處理后，兩個方向的殘余應力均成為拉應力，平均為 110 MPa。由圖 11 (b) 可知，沿垂直焊縫方向，縱向殘余應力在焊縫區和距熔合線 0.5 mm 的熱影響區處為拉應力，隨著距離位置變遠，變為壓應力，且呈變大趨勢，母材處壓應力為?210 MPa。而橫向殘余應力均為壓應力，隨著距離熔合線位置變遠而變大，母材處壓應力為?723 MPa（如表 5 中的 3~7 點所示）。經過熱處理后，焊接接頭整體的殘余應力為拉應力，平均減小到 120 MPa，僅焊縫處的縱向殘余應力變為壓應力，這也有助于減少裂紋產生。因此，Ti180 電子束焊焊接接頭經過后熱處理后，大大改善焊縫和熱影響區殘余應力狀況，有助于減少焊縫變形。

2.3.2 熱處理溫度對焊接接頭殘余應力演變及其分布的影響

由表 6 可知，4 組焊縫中部殘余應力值的平均值分別為 791 MPa（縱向應力）和 533 MPa（橫向應力），表明焊縫中心處存在較大的縱、橫向殘余應力，這是由于焊縫處的熱脹冷縮、變形產生約束等原因產生的。由圖 12 可知，隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃，焊縫處的殘余應力逐漸減低，到 650 ℃時殘余應力已經基本消除，再繼續提高熱處理溫度，減輕殘余應力的效果提升不大。而本實驗中 Ti180 焊接接頭的殘余應力包括熱應力和相變應力，其中熱應力是殘余應力的主要部分。熱應力是焊縫金屬凝固、冷卻收縮受到約束所產生的，會使接頭組織產生塑性變形。隨著熱處理溫度的增加，接頭殘余應力會隨著材料的屈服點的降低而減少 [20]，當達到熱處理溫度后，接頭殘余應力會降低到該溫度的屈服點下，從而直接降低了接頭應力。在隨后的保溫階段中會通過應力松弛而得到釋放。此外，由于鈦合金中 α 相比 β 相的密度低 [21]，熱處理過程中發生的 α→β 相變會引起體積變化不均勻。由圖 2 和圖 3 可知，隨著熱處理溫度的增加，會降低接頭焊縫區和熱影響區的納米級次生 α 相析出速率，次生 α 相逐漸粗化，數量減小。并且析出的Ti₅Sn₃顆粒也逐漸減少，最后回溶在基體中，使得相變應力減小，也使得接頭殘余應力減少。

針對減輕 Ti180 電子束焊接接頭殘余應力，并綜合考慮接頭的拉伸性能，最佳的熱處理溫度為 650 ℃，該溫度下接頭的縱向應力減小到為 42 MPa，橫向殘余應力減小到為?76 MPa。在常溫拉伸下，經過 650 ℃熱處理接頭的伸長率為未熱處理接頭的 112.1%，而強度達到其 98.7%；在高溫拉伸下，經過 650 ℃熱處理接頭的伸長率達到其 93.5%，強度為未熱處理接頭的 92.0%。

3、結論

焊后熱處理會使 Ti180 焊接接頭焊縫區和熱影響區中原殘余 β 相基體上生成納米級的次生針狀 α 相以及析出球狀納米顆粒Ti₅Sn₃相。隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃，α 相區處的次生針狀 α' 相逐漸減少，在 β 相區析出的納米級次生針狀 α 相逐漸粗化、間距增加，且溫度在 650 ℃以上時球狀納米顆粒Ti₅Sn₃回溶。

熱處理會使 Ti180 焊接接頭焊縫區和熱影響區的 β 轉變組織區析出大量的次生納米針狀的 α 相，提高了焊縫、熱影響區的硬度。隨著熱處理溫度升高，次生的納米針狀 α 相變少、間距增加，并且析出亞微米級顆粒Ti₅Sn₃相的數量變少直至消失，從而使得相界減少以及析出強化減少，焊縫和熱影響區的硬度均下降，但均高于未熱處理接頭焊縫區的硬度。

隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃，Ti180 電子束焊接接頭的常溫拉伸強度影響較小，但由于焊縫、熱影響區原塑韌性 β 相轉變為脆性的次生針狀 α 相數量增加，其伸長率降低明顯。熱處理對焊接接頭的高溫拉伸性能影響較大，隨著熱處理溫度的升高，焊接接頭的 400 ℃高溫抗拉強度和伸長率均呈現先下降、后上升趨勢。其原因主要包括：母材中的次生針狀 α 相粗化，而焊縫和熱影響區中的次生針狀 α 相、球狀Ti₅Sn₃亞微米顆粒數量增加，并且隨著熱處理溫度升高而造成次生針狀 α 相逐漸粗化、間距增大以及Ti₅Sn₃顆粒相回溶。最佳熱處理工藝參數為 550 ℃、8 h，其焊接接頭的拉伸力學性能表現為：常溫拉伸下伸長率為未熱處理接頭的 123.3%，而強度達到其 99.4%；高溫拉伸下強度為未熱處理接頭的 100.4%，而伸長率達到其 89.5%。

隨著熱處理溫度的增加，Ti180 電子束焊焊接接頭的殘余應力顯著減小，針對消除殘余應力而言，最佳的熱處理溫度為 650 ℃。

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（原文標題：焊后熱處理對Ti180電子束焊接頭組織與性能的影響）