鈦合金具有密度低、比強度高、耐蝕性好、高溫力學性能優異等特點，是目前新型航空發動機輕量化結構的首選材料[1?3]。采用焊接代替機械連接，不僅可以降低零件制造工藝的復雜性，還能有效實現輕量化，在航空發動機葉片、機匣等重要部件制造中有廣闊的應用前景[4]。但是，焊接接頭在焊接熱循環條件下會發生組織轉變，影響力學性能。而鈦合金具有比熱大、導熱系數小等特點，導致鈦合金焊接接頭在高溫段焊接熱循環內停留時間較長，更易引起材料組織的變化，嚴重降低焊接接頭的力學性能[5]。因此，鈦合金接頭組織調控，尤其是熱影響區的組織調控，是鈦合金焊接的難點。

電子束焊具有能量密度高、加熱冷卻速度快、熱影響區小以及高真空環境等特點[6]，可以有效防止鈦合金接頭氧化，抑制接頭組織變化，是鈦合金焊接的最佳方法，但是焊接熱輸入對接頭組織性能的影響不可避免。WANG 等[7]采用電子束焊接 10mm 厚 Ti6246 鈦合金板，實現了良好的焊縫成形，但是接頭熱影響區出現硬度下降現象，形成軟化區，不利于接頭的力學性能。組織分析表明，熱影響區在熱循環條件下形成等軸初生α相、針狀α相和殘余β相組織。于冰冰等[8]研究了TC17雙相鈦合金電子束焊接接頭的拉伸性能，發現接頭拉伸強度僅為878 MPa，遠低于母材1220 MPa，顯微組織研究表明，焊縫區由β柱狀晶組成，熱影響區由等軸初生 α 相、針狀 α/α'相和亞穩態 β 相組成，而焊縫區中的亞穩態β相在拉伸過程中會發生應力誘發馬氏體相變，生成α″馬氏體，導致接頭的拉伸性能下降。而張秉剛等[9]對 TC21 鈦合金電子束焊接時，實驗分析表明焊縫區和熱影響區中均會發生馬氏體相變，會形成針狀的馬氏體α'相，因此，雙相鈦合金電子束焊焊縫區組織還存在爭議。龔玉兵等[10]針對TC4鈦合金電子束焊接頭組織特征開展研究，發現增大焊接熱輸入會導致晶粒和組織粗化，易生成維氏體組織，但是可以減少組織的不均勻性，對合金性能產生影響。曹守啟等[11]開展了雙相鈦合金Ti75激光焊接研究，發現焊接熱輸入量的增大會促使焊縫區馬氏體組織數量增加，進而影響到合金的力學性能。此外，FANG等[12]研究發現，當熱輸入從 2.29 kJ/cm 增加到 3.02 kJ/cm 時，TC4 鈦合金激光填絲焊接頭的焊縫中心等軸晶區的平均晶粒尺寸和寬度增大，柱狀晶區的晶粒角逐漸趨于垂直于焊縫，接頭的抗拉強度從 924 MPa 降低到 919 MPa，但伸長率從 9.0% 減少到 7.8%。這些研究都表明，改變焊接熱輸入量，可以達到控制合金組織的效果。

Ti180鈦合金是一種新型Ti-Al-Sn-Zr-Mo系α+β型雙相鈦合金，其強化機制主要為固溶強化，常用于渦扇發動機的中溫部位，最高工作溫度為 500~550 ℃[13?14]。目前，關于該牌號鈦合金焊接性文獻較少。本文開展了 7 mm 厚 Ti180 鈦合金電子束焊接實驗研究，并對所獲得接頭的微觀組織和力學性能進行了分析，全面地分析了焊接接頭在焊接熱循環條件下的組織演化規律，研究了焊接熱輸入量的變化對接頭組織和性能的影響。本文的工作對于α+β型雙相鈦合金焊接制造提供了理論依據與實踐指導。

1、 實驗

本實驗所采用的鈦合金牌號為Ti180(名義成分Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo)，材料組織為鍛造組織，試板尺寸為 100 mm×50 mm×7 mm，接頭形式為對接。

焊接實驗在 Probeam K110 型高壓真空電子束焊機上進行。焊接實驗前，先采用酸洗去除試板表面的氧化膜(酸洗液體積比為 V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=6 mL∶60 mL∶100 mL=6∶6∶10)；酸洗后，用無水乙醇沖洗凈試板，去除酸洗液，并吹干；最后，將預處理好的試板固定到焊接夾具上，放入 ProbeamK110 型高壓電子束焊機真空室進行焊接，六組焊接工藝分別為：

1) 束流16 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量101 J/mm)；

2) 束流24 mA+焊速24 mm/s(熱輸入量120 J/mm)；

3) 束流20 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量126 J/mm)；

4) 束流24 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量152 J/mm)；

5) 束流28 mA+焊速19 mm/s(熱輸入量177 J/mm)；

6) 束流24 mA+焊速14 mm/s(熱輸入量206 J/mm)。

電子束焊接接頭顯微組織采用ZEISS光學顯微鏡、ZEISS掃描電鏡進行觀察分析，金相試樣按照標準流程制備，顯微組織腐蝕液采用 Kroll 試劑，腐蝕時間20 s。接頭的力學性能采用拉伸性能和硬度來表征，硬度實驗在ZWICH硬度計上進行，拉伸實驗在ZWICK Z100 萬能材料試驗機上進行，拉伸試樣按照GB/T 2652—2008制備。

2、 結果與分析

2.1 Ti180焊接接頭典型組織特征分析

2.1.1 Ti180焊接接頭宏觀形貌

圖 1(a)所示為熱輸入量為 152 J/mm 時得到的Ti180 鈦合金電子束焊接接頭的宏觀形貌?？梢钥闯?，焊接接頭具有典型的高能束焊接窄焊縫成型特征，7 mm厚焊縫上表面寬為2 mm，下表面寬為1.7 mm。圖1(b)所示為Ti180電子束焊接接頭中部焊縫區的整體形貌?？梢钥闯?，焊縫區由粗大的柱狀樹枝晶組成，由熔合線向焊縫中部生長，在焊縫中央形成交線。圖 1(c)所示為接頭熱影響區的組織特征，可見熱影響區由等軸狀的雙相組織組成。由于距離焊縫區位置不同，熱影響區不同區域在焊接熱循環過程中的最高溫度、溫度梯 度及冷卻速度不同，導致不同區域的顯微組織特征不同，具體可分為三個亞區：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)，寬度分別為0.27 mm、0.29 mm和0.68 mm。

2.1.2 Ti180焊接接頭母材區典型微觀組織特征

圖2(a)所示為Ti180母材區的微觀組織。由圖2(a)可以看到，Ti180母材區由等軸狀雙相組織構成，亮色區域為初生 α 相。通過圖片灰度分析可以得到，母材區中 α 初生相比例為 47.8%。通過掃描電鏡對金相照片中暗色區域觀察可以發現，該組織由針狀次生α相和β相組成。Ti180鈦合金中添加的β穩定元素含量較多，因此高溫β相會在室溫下穩定存在，但仍會有部分β相在快速冷卻過程中轉變為次生的針狀 α 相，導致室溫條件下 Ti180 鈦合金存在等軸初生α相、針狀次生α相和殘余β相，如圖2(b)所示。這種復合組織結構有利于Ti180鈦合金綜合力學性能的提高[15]。

圖3(a)所示為母材區EDS元素分析結果。分析表明，α相中存在Al元素的偏聚，Al元素為α穩定元素，可以通過固溶強化來提高合金強度，還有降低合金密度的功能；β相存在Mo元素偏聚，Mo元素為 β 穩定元素，Mo 與 β-Ti 可以無限固溶，但在α-Ti中的溶解度較低。元素分析還表明，Zr、Sn元素沒有明顯偏聚現象。Zr、Sn為中性元素，與其他合金元素相比，這兩種元素在α和β相中均有較大的固溶度。以上結果表明，α相穩定元素Al和β相穩定元素 Mo 在 Ti180 鈦合金中的偏聚，決定了母材在室溫條件下的α+β雙相組織特征，并起到固溶強化效果，保證了合金較高的力學性能。但是，焊接熱循環會影響到這些元素的偏聚，改變合金的微觀組織。由圖 3(b)所示焊縫區的元素分布可以看出，Al、Ti、Mo 等元素在熔池中均勻分布，母材中的偏聚現象消失。由于電子束焊接過程中的冷卻速度可達到1000 ℃/s以上[8]，熔池由β相區快速冷卻后，會形成粗大的 β 柱狀晶和細小針層狀的 α'相，導致鈦合金的力學性能改變(具體討論見2.1.3節)。

2.1.3 Ti180焊接接頭焊縫區典型微觀組織特征

圖 4 所示為 Ti180 鈦合金電子束焊接接頭焊縫區中部微觀組織形貌。由圖4可以看出，焊縫區組織由粗大的β柱狀晶組成。在β柱狀晶內部還存在細小的層狀結構，主要是次生針狀α'馬氏體組成。此外，熱輸入的改變并未改變焊縫區的相組織形貌。電子束焊接作為一種高能束焊接方法，具有冷卻速度較快的特點，有利于抑制合金元素的擴散，促使β相在快速冷卻過程中形成過飽和固溶體，并通過切變方式轉變為密排六方的α'相，細小針層狀的 α'相會分割粗大的 β 柱狀晶，大大增加相界數量，這種結構相較于母材組織，具有更高的硬度和強度。

2.1.4 Ti180焊接接頭熱影響區典型微觀組織特征

由 2.1.1 節宏觀金相分析顯示，接頭的熱影響區由于經歷不同的焊接熱循環過程可以進一步細化為三個亞區：近熔合線熱影響區的焊接熱循環峰值溫度大于(α+β)/β相轉變溫度；中部熱影響區的峰值溫度在(α+β)/β相轉變溫度附近；近母材熱影響區的峰值溫度一般在兩相區溫度的較低點[16]。圖5(a)所示為近熔合線熱影響區微觀組織，可以看到該區域由等軸初生α相、次生針狀α'相和殘余β相組成。圖像灰度分析結果顯示，該區的初生α 相的占比為 37.4%，相較于母材(47.8%，見 2.1.2節)明顯降低。高倍SEM像顯示(見圖5(d))，近熔合線熱影響區中α相呈現“ghost”狀[10]，具體表現為在原等軸初生α相區域內存在細小針狀α'相，該組織特征有利于鈦合金強度和韌性的提高[15]。劉甲等[17]分析了典型雙相鈦合金TC4電弧焊接頭熱影響區組織特征，并沒有觀察到“ghost”狀組織，這表明電子束焊接所帶來的高冷卻速度是形成該組織的必要條件。此外，在 β 轉變組織中的針狀次生 α相完全消失、β 相界面發生移動，使得 β 相長大、合并，明顯區別于母材的等軸狀。這些不同于母材組織特征顯示出該區域在焊接熱循環過程中經歷的峰值溫度高于(α+β)/β相變溫度。同時，由于靠近熔池，該區域在高溫段停留時間長，促進初生α相轉變為β相。

圖 5(b)所示為 Ti180 電子束焊接接頭中部熱影響區微觀組織金相照片?？梢钥吹剑c近熔合線熱影響區微觀組織相類似，該區域由等軸初生 α 相、次生針狀α'相和殘余β相組成，但是初生α相比例高于近熔合線熱影響區，為39.1%，仍低于母材初生 α 相比例(47.8%)。高倍 SEM 觀察顯示(見圖 5(e))，β 轉變組織中的次生 α 相精細結構完全消失，形成單一的β相組織。

圖5(c)所示為近母材熱影響區金相組織。可以看到，該區域由初生等軸α相、殘余β相和少量次生針狀 α 相組成，其 α 相的比例為 45.6%。此外，該區域的初生α相和殘余β相依舊保持母材中等軸晶形貌，沒有出現明顯的β相界面遷移、合并現象(見圖 5(a)和(b))。高倍 SEM 觀察結果顯示(見圖 5(f))，近母材熱影響區初生等軸α相中沒有次生針狀α'相生成；此外，β 相轉變組織中僅有部分次生 α相消失，轉變為β相。該形貌特征表明，此區域在焊接過程中所經歷的加熱溫度較低。

2.2 焊接熱輸入對接頭組織特征的影響

圖6所示為不同熱輸入下熱影響區不同位置微觀組織SEM像。由圖6可以看到，隨著熱輸入量的增加，熱影響各亞區中α相和β相的襯度減小、初生 α 相所占比例逐漸減小(Near-FZ-HAZ: 37.4%→21.8%; Mid-HAZ: 39.1%→32.1%; Near-BM-HAZ:45.6%→39.7%)。焊接熱輸入的增加，導致熱影響各亞區所經歷的峰值溫度和高溫停留時間同時增加，促進了初生 α 相向 β 相的轉變，并在 β 相穩定元素作用下使高溫β相在冷卻過程中保留下來，成為室溫組織。高熱輸入條件下更多的 α 相回溶到 β相中，導致β相中α相穩定元素增加, 使得α相和β相的元素含量差異變小，并反映在高熱輸入條件下接頭熱影響區SEM像中α相和β相的襯度減小。而α 和 β 兩相的排列方式、體積分數以及各自形狀都會影響鈦合金的力學性能。

2.3 焊接熱輸入對接頭力學性能的影響

2.3.1 焊接接頭硬度分布

圖 7 所示為不同熱輸入下 Ti180 焊接接頭維氏硬度分布圖。由圖 7 可以看出，在不同熱輸入下，焊縫區的硬度均為最大；隨著與熔合線距離增大，熱影響區的硬度逐漸減?。辉跓嵊绊憛^中沒有出現明顯的軟化區，熱影響區的硬度高于母材區的硬度。例如，熱輸入量為 152 J/mm 的焊接接頭，焊縫區的(平均)硬度為 418.9HV，進入熱影響區后，硬度由401.0HV降低到364.6HV，高于母材區硬度341HV。 由 硬 度 曲 線 得 出 熱 影 響 區 的 尺 寸 為1.2 mm。由 2.1.3 節組織分析可知，焊縫區由針狀α'馬氏體相和粗大的β柱狀晶組成，這種組織會具有較高的硬度，但是塑性會有所下降。在近熔合線熱 影 響 區 (Near-FZ-HAZ) 及 中 部 熱 影 響 區 (Mid-HAZ)處，針狀 α'馬氏體會在初生 α 相中析出，促進上述區域保持較高的硬度；但是隨著與熔合線距離的增加，針狀α'馬氏體數量逐漸減少、硬度逐漸降低；而近母材熱影響區(Near-BM-HAZ)，沒有觀察到針狀α'馬氏體，硬度繼續降低到母材的硬度。

焊接熱輸入對接頭硬度分布有一定影響。在焊縫區，較高的熱輸入條件下出現焊縫區中部硬度下降現象(見圖 7(d)~(f))；而在較低的熱輸入條件下，焊縫區中部的硬度沒有明顯的下降現象(見圖7(a)~(c))。這種現象是由于熱輸入增加降低了焊接熔池冷卻速度，從而不利于針狀α'馬氏體組織的析出行為。而在熱影響區，熱輸入對硬度的影響不明顯。

2.3.2 焊接接頭拉伸性能

圖 8 所示為不同熱輸入條件下 Ti180 焊接接頭及母材的拉伸性能。結果顯示，當熱輸入量從120 J/mm 升高到 177 J/mm 時，接頭的抗拉強度由1010 MPa 增加到 1070 MPa，均高于母材的抗拉強度 (970 MPa)。 同 時 ， 伸 長 率 由 16.7% 降 低 到11.6%，低于母材的伸長率(18.5%)。120 J/mm熱輸入量條件下，試樣的伸長率可以達到母材的伸長率(90.3%)，顯示出良好的綜合性能。在本工作研究中，所有拉伸樣品斷裂于母材位置。由 2.2.1 節可知，熱輸入增大會使初生α相所占比例減小、次生針狀 α'相的數量和尺寸增大。初生 α 相的比例越小，殘余β相基體的穩定性就越低，使得次生α'相形核長大的驅動力變大，導致接頭的強度增加而塑性下降[18]，造成電子束焊接Ti180鈦合金接頭的伸長率要低于母材。但是本工作表明，通過熱輸入量的調整，可以減小焊接接頭塑性下降的幅度。

圖9所示為母材和焊接接頭拉伸斷口的形貌。由圖9可以看出，斷口截面上出現較深的韌窩，并且沒有明顯的解理臺階，說明Ti180母材和焊接接頭的斷裂都為塑性斷裂。

3、 結論

1) Ti180鈦合金電子束焊接接頭焊縫區主要由β柱狀晶和針狀α'馬氏體相組成；近熔合線熱影響區和中部熱影響區由“ghost”狀初生等軸α相、次生針狀α'相和殘余β相組成；焊縫區組織由柱狀β相和針狀的α'馬氏體相組成。

2) 焊接熱輸入的增加會使熱影響區各亞區α相比例減小。從 120 J/mm 增加到 177 J/mm 時，近熔合線熱影響區、中部熱影響區和近母材熱影響區中α相比例分別由37.4%減少到21.8%，由39.1%減少到32.1%，由45.6%減少到39.7%。

3) 焊接熱輸入的增加會導致接頭的伸長率下降，但是抗拉強度仍保持較高水平。當焊接熱輸入從 120 J/mm 升高到 177 J/mm 時，伸長率由 16.7%降低到 11.6%，低于母材伸長率 18.5%；同時，接頭抗拉強度由1010 MPa增加到1070 MPa，高于母材的抗拉強度(970 MPa)。

4) 接頭硬度由焊縫區到母材區逐漸減小，沒有出現明顯的軟化區，硬度高于母材的硬度(341HV)。熱輸入量的增加會導致焊縫區中部的硬度下降，但是對熱影響區硬度的影響較小。

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