局部热处理对TC4钛合金电子束焊接组织性能的影响*

刘华栋，刘伟军，卞宏友，崔宝磊，林 森，于天赐

(沈阳工业大学机械工程学院，辽宁 沈阳 110870)

TC4钛合金具有比强度高等优点，已成为飞机机匣等零部件的主要材料[1]。焊接是连接金属零部件的常用手段，Anil Kumar V 等人对电子束焊接件采用不同的焊前和焊后热处理，研究了不同热处理对焊接件力学性能的影响。结果表明，焊接件在固溶处理和时效状态下均显示出最佳的性能[2]。GuoqingChen等人通过实验和数值模拟详细研究了热分布对TiAl/TC4接头组织和力学性能的影响，焊接过程中峰值温度高、冷却速度快的焊缝产生了以α2-Ti3Al为主的脆性组织，热力学分析表明，高温(≥α单相区)Ti3Al生成的吉布斯自由能大大低于TiAl生成的吉布斯自由能，有利于α2相的形成，TiAl侧热影响区也产生了脆性α2相，随着热流的逐渐减小，焊缝至母材的含量逐渐降低[3]。电子束焊接前后钛合金组织与性能明显不同，主要存在力学性能不均匀等问题[4]。热处理可以调控和优化焊接件的显微组织，消减残余应力，提高焊接件的力学性能。

整体热处理需要大型或专用的热处理设备，生产成本高且工艺复杂，而且许多大型复杂结构的焊接件因为各种限制不便进行整体热处理[5]。局部热处理可以避免大型工件的装夹困难，以及整体热处理引起的严重的变形超差等问题[6]。

采用柔性加热器对TC4钛合金电子束焊接试样进行局部退火热处理，研究并揭示了焊接试样局部退火热处理后组织和性能的变化规律，为完善和优化TC4钛合金电子束焊接件的局部热处理工艺提供相关参考价值。

1 试验材料与方法

试验材料为2 mm厚的TC4钛合金，电子束焊接试备的型号为KS120-300KM-CNC，其聚焦电流为2018A，焊接电流为3.2A，波形为三角波，频率为20 Hz，摆动为1.8 mm，焊接速度为8 mm/s。局部热处理设备主要包括：输出功率最大为60 kW的ZWK-II-60型智能温控仪，柔性加热器，具有气氛循环净化系统的保护箱。局部退火热处理制度为600 ℃/2 h/AC，柔性加热器的加热宽度为40 mm，柔性加热器以焊缝为中心对称分布。

焊接试样局部退火热处理后，用线切割将焊接试样沿着垂直于焊缝的方向进行切割，制备金相试样，采用Kroll腐蚀剂(1 mLHF+6 mLHNO3+7 mLH2O)进行腐蚀。用LWD200-4XC倒置金相显微镜和OXFOXRD S-3400N型扫描电镜观察焊接试样的显微组织，硬度计为FM-310(F=1.96 N，t=15 s)。室温拉伸设备的型号为AG-IC-300kN，其拉向力误差为-0.33%，室温拉伸试验参照 GB/T228.1—2010技术标准。用SU3500型扫描电镜观察局部热处理试样的拉伸断口形貌。

2 试验结果及讨论

2.1 显微组织

图1和图2分别为TC4钛合金电子束焊接态和局部热处理试样基材和焊接接头显微组的OM照片和SEM照片。焊接态和局部热处理试样焊缝区的显微组织都是由粗大的β柱状晶组成，β柱状晶内部为交错排列呈集束状的针状马氏体α’相。在焊接过程中焊缝区温度达到了β相转变温度(约为995 ℃)，β晶粒受热迅速生长，基材中初始的α相和β相在高温的作用下转变为高温β相，在快速冷却至室温的过程中，β晶粒保留了粗大的柱状晶结构，α’相通过切变在β柱状晶内部形成网篮状组织，局部热处理后，焊缝区中的针状马氏体α’相更加细密，分布更加匀称[7]。

图1 基材及焊接接头的OM照片

图2 基材及焊接接头的SEM照片

焊接态和局部热处理试样热影响区的显微组织是由初始的等轴状α相、含层状α的转变β组织和细小的针状马氏体α’相组成。在焊接的过程中，热影响区距离焊缝较近的位置温度达到了β相转变温度，基材中的α相和β相在高温的作用下转变为高温β相，在快速冷却至室温的过程中，α’相通过切变在β柱状晶内形成[7]，热影响区中距离焊缝较远的位置温度没有达到β相转变温度，组织不发生相变，初始的α相和β相残留下来。

焊接态和局部热处理试样基材区的显微组织是由初始的等轴状α相和转变β组织组成。基材区距离焊缝中心较远，在焊接的过程中，基材区的温度没有达到β相转变温度，显微组织不发生相变。

从基材区到热影响区再到焊缝区，在焊接的过程中温度越来越高，基材中越来越多的α相和β相通过相变和重结晶变为高温β相，并在快速冷却至室温的过程中转变为针状马氏体α’相，α’相含量越来越大，初始α相的含量越来越小直至完全消失[7]。

局部热处理后焊接试样的显微组织不发生明显的变化，这是因为局部热处理温度为600 ℃，加热温度没有达到β相转变温度。

2.2 显微硬度

为了使试验数据尽可能准确，分别对3个焊接试样和3个局部退火热处理焊接试样进行维氏显微硬度的测量，对测量的各个区域的显微硬度取平均值。表1为焊接态和局部热处理试样显微硬度数值，图3为焊接态和局部热处理试样各区域平均显微硬度值的柱状图。如表1和图3所示，从焊缝区到热影响区再到基材区，显微硬度越来越小。试样在焊接后，在焊缝区和热影响区形成了过饱和固溶体α’相，α’相的晶格畸变较小，α’相的显微硬度大于α相[5]。显微硬度的大小随着α’相数量和尺寸的增加而变大[8]。在焊接的过程中，焊缝区温度最高，高温β相冷却至室温的过程中，焊缝区析出的α’相数量和尺寸较大，显微硬度略高；热影响区中析出的α’相数量和尺寸相对较小，显微硬度次之；基材区没有析出α’相，只有初始的α相，显微硬度最小。

表1 焊接态和局部热处理试样的显微硬度(HV0.2)

图3 焊接态和局部热处理试样平均显微硬度

相对于焊接态试样各区域显微硬度而言，局部热处理试样焊缝区的平均显微硬度略高9 HV0.2，热影响区的平均显微硬度略高14 HV0.2。局部退火热处理具有消除残余应力和细化组织的作用，经过局部退火热处理后，焊接试样焊缝区中的针状马氏体α’相组织更加细密，分布也更加匀称。且残余应力越大，显微硬度越低，局部退火热处理可降低焊接残余应力，故局部热处理试样比焊接态试样的显微硬度整体略高[9]。

2.3 拉伸性能

为了使试验数据尽可能准确，分别对3个局部退火热处理后的TC4钛合金电子束焊接试样进行拉伸性能的测试，对测试的各个试样的拉伸性能取平均值。拉伸试样均在基材区靠近热影响区附近断裂，拉伸试样表现出延性断裂的特征，断口出现“颈缩”。TC4钛合金在焊接时，会在焊缝中心处产生大约0.2 mm的余高，余高的出现使焊接接头处的厚度变大，强化了焊接接头，使焊接接头的强度变大。如表2所示，局部热处理试样平均抗拉强度为978.67 MPa，平均屈服强度为917.67 MPa，平均断后伸长率为13.97%。根据HB 5224—1982技术标准，TC4钛合金锻件的抗拉强度为956 MPa，屈服强度为901 MPa，断后伸长率为15.4%。局部热处理试样比TC4钛合金锻件的抗拉强度大22.67 MPa，屈服强度大16.67 MPa，断后伸长率小1.43%。在室温拉伸的过程中，基材区的α相的等轴组织比焊缝区中α’相的网篮组织受力更加均匀，应力集中较小，塑性变形时，相互之间的协同作用更好，基材的断后伸长率比局部热处理试样大。同时α’相具有高的位错密度，内部存在大量的退火孪晶，α’相的出现使焊缝区的显微组织出现了大量的晶界，可以明显减小运动位错和有效滑移系，使α’相具有延伸率较低的特点，局部热处理试样的断后伸长率较小[10-11]。

表2 局部热处理试样的拉伸试验数据

2.4 拉伸断口

图4为局部热处理试样的拉伸断口形貌，从图4中可以看出，拉伸断口上分布了大量的等轴状韧窝，在大韧窝的内部还有许多小韧窝，韧窝均匀地分布在拉伸断口上，可见局部热处理试样的拉伸断裂方式属于典型的韧性断裂[12]。

图4 局部热处理试样的拉伸断口形貌

3 结论

1)焊接试样经过局部退火热处理后，显微组织没有发生明显的变化。焊缝区由β柱状晶组成，柱状晶内部为α’相，局部热处理后焊接试样焊缝区针状α’相更加细密，热影响区的组织为初始的等轴状α相、转变β组织和细小的针状马氏体α’相，基材区的组织为初始的等轴状α相和转变β组织。

2)焊接态试样和局部热处理试样显微硬度的分布规律为：从焊缝区到热影响区再到基材区，显微硬度逐渐减小，随着与焊缝中心距离逐渐增大，显微硬度逐渐减小。经过局部热处理后，焊接态试样的显微硬度整体略微增大。

3)局部热处理拉伸试样体现出延性断裂的特点，在热影响区靠近基材区附近，断口出现“颈缩”。局部热处理试样比TC4钛合金锻件的抗拉强度大22.67 MPa，屈服强度大16.67 MPa，断后伸长率小1.43%，拉伸断裂方式属于韧性断裂。