Ti6242 钛合金电子束焊接接头组织和力学性能*

隋 楠，周 毅，张明达，曹京霞，黄 旭

（中国航发北京航空材料研究院先进钛合金航空科技重点实验室，北京 100095）

Ti6242 合金是美国钛金属公司在1960 年前后为了满足航空发动机上对高温钛合金的使用需求而研制出的使用温度可达450 ℃的合金[1]，是典型的Ti–Al–Sn–Zr–Mo–Si 系近α 型高温钛合金，具有高强度、高韧性、良好的抗蠕变性能和焊接性能，国内牌号为TA19。Ti6242 钛合金凭借其性能和成本优势成为航空发动机中需求量仅次于Ti64 的高温钛合金，是压气机盘、整体叶盘、叶片与机匣等部件的主选材料[2]。由于钛合金电子束焊接具有大穿透、小变形、无氧化、高强度、焊接尺寸精度高、质量稳定、效率高等优点，因而在先进高性能航空发动机制造中很多钛合金零件都采用电子束焊接工艺，主要涉及机匣结构件、鼓筒组件、火焰筒组件、作动筒和整体叶盘的焊接[3–5]。随着航空发动机整体叶盘应用技术的成熟，各级整体叶盘的连接将从螺栓连接转为电子束焊接和线性摩擦焊等以进一步减轻结构重量。GE 公司用惯性摩擦焊作为焊接的主要工艺，Rolls-Royce 公司在Trent 系列中一直采用电子束焊，尤其是针对钛合金部件[6]。电子束焊焊接接头的性能虽不及惯性摩擦焊，但其焊后加工余量小，成本较惯性摩擦焊低，工艺适应性强，对于钛合金整体叶盘的焊接，电子束焊接具有明显优势[7]。

近年来，关于Ti6242 钛合金焊接开展了一些研究，李军帅[8]研究了闪光焊过程中的高温变形行为及有限元模拟；梁运兴等[9–10]研究了闪光焊焊后形变热处理对焊接组织调控和焊件性能优化的影响规律；张建国等[11]研究了锻造Ti6242 钛合金的手工钨极氩弧焊工艺技术，获得优质焊接接头；陶博浩等[12]研究了双态组织TA19钛合金线性摩擦焊接头的组织结构及演化行为；叶泽峰等[13]研究了不同摩擦压力下TA19 钛合金线性摩擦焊焊接接头的组织特征和力学性能；张晶等[14]研究了TA19 钛合金线性摩擦焊接头组织及硬度；张春波等[15]研究了TA19 惯性摩擦焊接工艺。国内对于Ti6242 钛合金电子束焊接的研究与疲劳性能有关[7]，有必要进一步开展Ti6242 钛合金材料的电子束焊接工艺和接头组织性能研究，为整体叶盘用Ti6242 钛合金焊接技术提供支撑。

1 试验及方法

试验原材料取自Ti6242 钛合金盘锻件，其名义成分为Ti–6Al–2Sn–4Zr–2Mo–0.08Si。采用金相法测得相变点为1015～1020 ℃，试片原始状态为固溶态。采用DK7745 型电火花线切割机切取6 个弦向试片，尺寸为140 mm×90 mm×18 mm，每个试片利用线切割中分成两部分，尺寸为70 mm×90 mm×18 mm。将中分面打磨，表面粗糙度小于1.6 μm。在KL–106M 中压真空电子束焊机中采用3 种焊接工艺，每两个试片沿着中分面以对接方式焊接，A、B、C 3 种焊接工艺的焊接电压、焊接电流等工艺参数完全相同，焊接速度依次为10 mm/s、8 mm/s、5 mm/s，相应的热输入逐渐增大。在SJX–12 型箱式电阻炉中进行焊后时效处理，制度为595 ℃保温8 h后空冷，获得的母材组织形貌如图1 所示，主要由等轴的初生α 相以及转变β 组织组成，为典型的双态组织。在焊缝位置沿盘件弦向分别取室、高拉试样和U 型缺口室温冲击性能试样（缺口面平行于试片表面），保证焊缝落在拉伸试样标距中心位置，每种状态的试样数为3个。在GNT300 电子万能试验机测试焊缝的室温拉伸性能，在GNT100 电子万能试验机测试焊缝的高拉性能，在NI750C 冲击试验机上测试焊缝室温冲击性能，所采用的测试标准均为美标。选取140 mm×18 mm 截面上焊缝位置制备金相试样，采用Zeiss 光学显微镜观察焊缝组织形貌，采用FEI nano 450 场发射扫描电子显微镜观察拉伸、冲击后的断口形貌。采用MTP–1A 型电解双喷仪制备焊缝区域薄膜试样，所用电解温度为–35 ℃，电解电压为20 V。在Talox F200X G2 型透射电子显微镜下观察焊缝区的相结构。

图1 时效处理后的母材组织形貌Fig.1 Microstructure of base metal after aging treatment

2 结果与讨论

2.1 焊接接头低倍组织

3 种焊接工艺获得的焊缝形貌如图2 所示，经焊后时效处理获得的低倍组织如图3 所示。焊缝呈“钉子”形，3 种工艺下均实现了母材和焊缝的良好结合。大热输入的C 工艺获得的焊缝正面出现明显下塌，焊缝背面有少量微小的焊瘤；小热输入的A 工艺获得的焊缝正面下塌较小，焊缝背面成形良好。3 种工艺低倍组织中未见气孔和其他冶金缺陷，可见清晰的熔合线和柱状晶，这些柱状晶起始于熔合线，终止于焊缝中心。

图2 焊缝形貌Fig.2 Weld appearance

图3 焊接接头低倍组织Fig.3 Macrostructure of welded joints

2.2 焊接接头显微组织

3 种工艺电子束焊接接头时效处理后形成了显微组织各异的母材区、热影响区及焊缝熔化区。熔合线处晶粒联生结晶和定向散热使焊缝熔化区形成具有一定方向性的β 柱状晶和心部少量等轴β 晶粒（图4），β相上分布有大量针状马氏体，相互交织成网篮状（图5）。在熔化区中心A 工艺可见等轴晶粒，B 和C 工艺有极少量等轴晶粒。3 种工艺下热影响区组织差别不大，热输入较大的C 工艺中次生α 相片层略粗，热影响区的宽度很窄（＜500 μm），由于温度梯度的存在形成了梯度过渡组织。图6 为C焊接工艺下的热影响区各组织，共分为3 个区域，从熔合线到母材方向依次为联生结晶形成的等轴晶区（近焊缝熔化区）、不完全β 化区（热影响区中间区域）、近完全β 化区（近母材区）。靠近焊缝熔化区的等轴晶区上分布有针状组织（图6（d）），熔化区柱状晶尺寸受到此区域等轴晶尺寸的限制。热影响区中间区域初生α 相以“Ghost α 相”形式存在，原始β 相晶粒边界依稀可见，仍有针状组织（图6（e）），说明此区域温度已超过β 转变温度，但快速升温过程中α 相并未完全转变为β 相，成分未达到平衡状态，且α 相边缘及其内部部分位置发生相转变，冷却时这些不稳定的β 相分解析出针状α 相，不完全β 化区中的网篮组织片层比等轴晶区略细；光学显微镜下靠近母材的热影响区组织与母材类似，为等轴α 相和β 转变组织组成，只是次生α相片层略粗大，同时在较高倍数扫描电镜下发现此区域β 转变组织上仍存在尺寸极小的针状α 相（图6（f）），故称此区域为“近完全β 化区”，β 相并未达到真正意义上的成分平衡。受焊接热作用影响最终形成由焊缝熔化区到近母材区的显微组织依次为β 柱状晶上分布网篮针状马氏体相、β 等轴晶上分布网篮针状马氏体相、原始β 晶粒上分布网篮针状马氏体和少量“Ghost α 相”，β 转变组织上分布尺寸极小的针状马氏体和等轴初生α相。需要说明的是，虽然进行了595 ℃焊后去应力退火，但由于温度较低，并不会改变其马氏体组织的特点。

图4 焊缝熔化区的显微组织Fig.4 Microstructure of weld fusion zone

图5 焊缝熔化区的SEM 形貌Fig.5 SEM morphology of weld fusion zone

图6 C 工艺热影响区各组织Fig.6 Microstructure of heat affected zone by C process

焊接接头熔合线主要是由于加热时固相母材与液相焊缝界面存在温度梯度冷却后形成，同时以熔合线处的等轴晶粒为形核质点，半熔化状态的β 晶粒以“外延生长”和“竞争生长”方式[16]背向散热速度最快的方向长大形成柱状晶。受局部高温作用，等轴初生α 相及板条状次生α 相充分溶解到了β 相中，焊缝熔化区等轴组织的形成主要是动态再结晶的结果，由于焊缝中心温度最高，过冷度最大，柱状晶还未生长到中心时焊缝中心区域液态金属便开始形核并长大[17]。焊缝组织的形成主要受到焊接速度、焊缝中心温度、温度梯度、晶粒生长速度、熔池散热等条件的影响，焊接速度较慢的C 工艺熔化区中心等轴晶极少，这是由于较大的热输入使合金在加热过程中有足够的时间进行回复，减少了再结晶的驱动力，而此时柱状晶长大所需的过冷度占主导，仅需很短的时间柱状晶长大并相互接触。而焊接速度较快的A 工艺熔化区中心有较多等轴晶形成，这是由于较小的热输入时过冷度相对较小，柱状晶长大所需的时间较长，熔化区心部有更多的时间进行动态再结晶，柱状晶还未生长到焊缝中心凝固过程就已停止。β 相上针状组织的形成是由于在快速冷却过程中，β 相转变为α相的过程来不及充分进行，发生无扩散型马氏体相变形成与基体成分相同但晶体结构不同的针状过饱和固溶体。有研究表明[18]，高温β 相在快速冷却时转变为α′相或α″相主要与β 稳定元素含量有关，且应力应变诱发的α″马氏体相变会降低材料屈服强度[19]，经计算该合金的Mo 当量为2.0，β 稳定元素含量较低，处于α′相形成区。图7 为柱状晶明场像和选区电子衍射花样的标定图，显示的取向关系为（0–11）β//（001）α′，[111]β//[100]α′。α′相晶体结构与母相β 相之间满足伯格斯取向关系（{110}β//{001}α，＜111＞β//＜110＞α）。

图7 柱状晶TEM 形貌Fig.7 TEM morphology of columnar grains

2.3 焊接接头力学性能

不同焊接工艺下焊接接头微观组织发生变化使焊缝性能和母材性能产生差异。室温拉伸性能、480 ℃高温拉伸性能、室温冲击性能测试结果的平均值如表1～3所示，合理控制焊接热输入可使Ti6242 钛合金获得性能良好的电子束焊接接头，力学性能满足Ti6242 整体叶盘锻件标准要求。3 种工艺参数下，焊接接头在室、高温下的强度均高于母材，塑性略低于母材，室温冲击性能低于母材。主要原因如下： （1）焊接接头受快速加热及冷却后形成的细小动态再结晶晶粒具有细晶强化作用； （2）针状马氏体α′相的形成起到固溶强化作用；（3）α′相集束边界阻碍了滑移带的扩展，提高焊缝强度。较细的针状α′相使位错滑移的有效距离减小，降低塑性，也不利于冲击性能。α 相的形态也会对冲击性能产生明显的影响，相对针状的α′相，等轴状的α 相中裂纹不容易扩展。对比3 种焊接工艺，大热输入的C 工艺强度最高，中等热输入的B 工艺和小热输入的A 工艺强度相当，3 种工艺塑性相差不大。分析其原因，随着焊接速度降低，焊缝有从“钉子”形向“U”形转变的趋势（图3），C 工艺中相对较宽的焊缝组织提高了焊缝强度。相对塑性，焊接速度对焊缝强度性能影响较大，冲击性能的变化规律与塑性一致。

表1 不同焊接工艺焊缝室温拉伸性能Table 1 Tensile properties of different welding processes at room temperature

2.4 不同焊接工艺断口形貌

焊接接头室温拉伸和高温拉伸试样均断裂于远离焊缝中心的母材区（图8），焊接接头的拉伸断裂优先发生于屈服强度低的区域[20]，这与焊缝强度性能均高于母材一致。图9为C工艺室温和高温拉伸后的断口形貌，纤维区和剪切唇区均呈韧窝形貌，表现为韧性断裂特征，部分位置可见极少的二次裂纹及微孔洞。韧窝的大小和深浅决定于材料断裂时微孔形核数量和材料本身的相对塑性，韧窝的平均尺寸较大或较深，断裂时吸收的能量更多，塑性也更好[21]。综合来看，Ti6242 钛合金电子束焊接能够获得塑性较好的焊接接头，拉伸断口为微孔聚集型塑性断裂，其断裂的发生主要是由于局部薄弱区域位错塞积带来应力集中并形成微孔洞，这些孔洞既是二次裂纹形成起点，也是断裂时容易撕裂的位置，对塑性不利。

图8 拉断后的试样Fig.8 Specimen after tensile fracture

图9 拉伸断口形貌Fig.9 Tensile fracture morphology

焊接接头冲击试样断裂于缺口焊缝位置，图10 为B 焊接工艺试样及母材的冲击断口形貌，由纤维区、放射区和剪切唇区3 个区域组成，两侧的剪切唇区较大，缺口处的纤维区较小，有较大的放射区。相对接头断口形貌，母材冲击断口中的纤维区和剪切唇区范围更小，在母材各区域上分布着等轴韧窝，展现母材良好的冲击性能。焊接接头断口形貌表现为韧窝和准解理混合断裂特征，每个柱状的断裂面上存在一些河流花样，这些柱状面间又有较多韧性断裂特征的小韧窝和撕裂棱。焊接接头的纤维区更加平坦，剪切唇区呈韧窝形貌，放射区为韧窝和柱状晶的混合形貌，图11 为冲击断口裂纹源，其断裂机制为韧窝处的微孔聚集型断裂和准解理面上的滑移带断裂混合。在母材的大韧窝结构中分布有很多细小的等轴韧窝，裂纹相对不容易形核和扩展，这与表现出的母材冲击性能较好结果一致。

图10 冲击断口形貌Fig.10 Impact fracture morphology

图11 冲击断口裂纹源Fig.11 Crack origin of impact fracture

表2 不同焊接工艺焊缝480 ℃高温拉伸性能Table 2 Tensile properties of different welding processes at 480 ℃

表3 不同焊接工艺焊缝冲击性能Table 3 Impact properties of different welding processes

3 结论

（1）Ti6242 钛合金电子束焊接接头由母材区、热影响区及焊缝熔化区3 部分组成，其中热影响区又可分为等轴晶区（近焊缝区）、不完全β 化区（热影响区中间区域）、近完全β 化区（近母材区），在熔化区和热影响区各区域均分布有针状马氏体。受焊接热作用影响最终形成由焊缝熔化区到近母材区的显微组织依次为β 柱状晶上分布网篮针状马氏体相、β 等轴晶上分布网篮针状马氏体相、原始β 晶粒上分布网篮针状马氏体和少量“Ghost α 相”，β 转变组织上分布尺寸极小的针状马氏体和等轴初生α 相。

（2）Ti6242 钛合金电子束焊接接头室、高温强度高于母材，室、高温塑性略低于母材，室温冲击性能低于母材。大热输入时焊接接头熔宽较大，接头强度较高。相对塑性，焊接速度对焊缝强度性能影响较大，冲击性能随焊接速度变化规律与塑性一致。

（3）拉伸断口呈现韧窝形貌，其断裂机制为微孔聚集型塑性断裂；冲击断口表现为韧窝和准解理混合断裂特征，在柱状断裂面之间存在较多小韧窝和撕裂棱，其断裂机制为韧窝处的微孔聚集型断裂和准解理面上的滑移带断裂混合。

致谢

感谢中国航发北京航空材料研究院焊接与塑性成形研究所袁鸿研究员和王金雪高工对本论文中钛合金试片电子束焊接工作提供的支持和帮助。