航空航天工程用TC1鈦合金板焊接工藝的應用研究

前言

鈦合金具有比強度高、耐腐蝕、彈性模量低、熱導率小、屈強比高（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用于多個工業領域[1]。其中航空航天目前乃至今后仍然是鈦合金研究和應用的主導領域，如發動機的葉片、機匣、機身的框梁、隔熱罩、壓氣機盤、葉片、鼓筒、高壓壓氣機轉子等，并且使用量不斷增加[2-3]。先進鈦合金的大量使用是新一代飛機和新型發動機先進性的顯著標志之一，可大幅度提高結構減重效果和安全可靠性。鈦合金作為當代飛機的主要結構材料之一在航空航天領域中得到了快速應用[4]。TC1鈦合金含有α穩定元素Al、β穩定元素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、比強度高、塑性優良、耐蝕性好等優點，在航空工業、宇航工業、化工工業、造船工業等方面日益獲得廣泛的應用。許多科學工作者采用傳統的焊接方法對此類合金進行了研究，對其焊接性有一定的認識[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、焊接質量好、焊縫區無熔渣的特點，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充滿惰性氣體，可以有效地保護焊縫免受氧化。隨著焊槍的移動，裸露的焊縫區域沒有完全冷卻，還會受到O₂，N₂，H₂的侵蝕，故需要帶有惰性氣體保護的拖罩進行保護才能得到優質焊縫[9]。

1、試驗材料和方法

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

鈦合金的彈性模量約為鋼的1/2，彈性模量較小，易產生變形；而且其熱導率低，約為鋼的1/4，在整個焊接過程中會因為熱輸入的不同產生不同程度的變形，特別是薄板在焊后會呈現波浪形的扭曲變形[10]。此外鈦合金冷變形后回彈能力強，焊接后的變形通過矯正很難恢復到原狀態。所以通常采用焊前預變形、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。本試驗主要從優化工藝參數和工裝組件進行考慮，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性能，噴嘴要大，保護氣流要有一定的挺度，以獲得良好的保護效果。

為了使TC1鈦板背面得到更好的保護，在工裝夾具下方固定銅管，銅管上密集分布均勻細孔，可保證板材背面焊縫均能夠受到氬氣保護。因焊接速度較快，焊接區域還未冷卻就遠離了焊槍保護，故制備了簡易拖罩，以保護已焊區域，氬氣從管道進入拖罩，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為紊流，使氬氣流動速度變緩，能夠充滿拖罩和焊縫之間的空間，焊接保護效果較好。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。

鈦合金具有熔點高、導熱性能差等特點，這種物理性能導致TC1鈦板在焊接過程中焊縫和熱影響區極易出現晶粒粗大、組織不均勻現象，導致塑性、韌性降低。因此在選擇焊接參數時必須嚴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。在現有的工藝范圍內，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，焊絲化學成分見表2。焊接過程中持續使用氬氣對焊縫正反面保護，焊接完成后氬氣需持續保護一段時間，直至焊縫冷卻。焊接過程所選取的焊接參數見表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微機控制電子萬能試驗機測量抗拉強度和斷后伸長率，拉伸速度為10mm/min。

2、試驗結果及分析

鈦合金不僅在熔化狀態，即使在400℃以上的高溫狀態，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，當保護效果逐漸變差時焊縫顏色逐漸由銀白色轉變為淺黃色和深黃色，最后當焊縫顏色轉變為藍色且外表面有白色粉末狀氧化層時將嚴重影響接頭力學性能。

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，在經歷TＩG焊熱循環之后，母材的等軸晶粒組織消失，焊縫及熱影響區組織粗大，晶粒粗大嚴重。在熱影響區，能夠觀察到明顯的細晶區和粗晶區。其中細晶區主要是由母材α＋β雙相組織在高溫下轉變為細小β相晶粒，在非平衡冷卻條件下，β相晶粒直接轉變為α′馬氏體和部分殘余β相[11]。粗晶區是由于靠近焊縫的部分晶粒在高溫下持續時間過長，β晶粒有足夠的能量長大，冷卻后不能及時轉變為α晶粒，仍然保留了粗大晶粒，內部以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，粗晶區占比增大，當焊接電流為50A時，焊接熱輸入過大，高溫停留時間長，部分取向處于優勢的晶粒異常長大，導致熱影響區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，當氬氣流量達到15l/min時，保護效果較差，這是因為焊槍氬氣流量較大與拖罩氬氣流量相差過大，在焊縫周圍兩路保護氣體發生碰撞，氣體流動極不穩定，出現旋轉氣旋將大氣卷入，破壞氬氣的保護氛圍，導致焊縫兩側發生輕微的氧化現象。氬氣流量為6l/min和10l/min焊縫微觀組織相差不大，其中熱影響區的晶粒粗大嚴重，粗晶區占比較大，焊縫區晶粒細小，主要為細晶區組成。

2.2力學性能分析

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

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度和斷后伸長率。圖6A表明隨著焊接電流的增大，抗拉強度逐漸減小，當焊接電流為40A，抗拉強度最大，是369.9ＭＰA，這是因為當焊接電流增大時，熱輸入增加，相當于對鈦合金板材進行熱處理，鈦合金板材出現一定的軟化，抗拉強度降低。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時抗拉強度變化不大，當氬氣流量升高至15l/min時抗拉強度下降，主要是因為焊槍氬氣流量較大與拖罩氬氣流量相差過大，在焊縫周圍保護氣體發生碰撞，氣體流動發生紊亂，將大氣卷入保護氣氛中，導致焊縫兩側發生輕微的氧化現象，造成抗拉強度降低。圖7ｂ表明，隨著氬氣流量的增大，斷后伸長率基本穩定在11.24％左右。

圖8表明焊縫中心附近0.5mm區域硬度較小，到兩邊熱影響區逐漸增大，在熱影響區熔合線附近達到最高，然后再逐漸降低。熱影響區附近硬度顯著高于母材硬度及焊縫中心區域硬度，在近焊縫中心區域出現軟化，軟化區附近基本以β轉變的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，直到熱影響區出現最大值。

3、結論

（1）當氬氣流量不變為6l/min時，隨著焊接電流增大，抗拉強度逐漸減小，斷后伸長率先減小后增大。當焊接電流為40A時，其晶粒細小，組織均勻，抗拉強度為369.9ＭＰA，斷后伸長率為14.05％。焊接接頭熱影響區由粗晶區和細晶區構成，焊縫區主要由細小β相晶粒組成。該焊接接頭成形優良，外形美觀，力學性能較好。

（2）當焊接電流不變為45A時，焊接接頭抗拉強度隨氬氣流量升高而降低，斷后伸長率基本穩定在11.24％左右。當氬氣流量為6l/min時，抗拉強度為364.23ＭＰA。

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

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