ZTA15钛合金铸棒TIG焊接头组织与力学性能研究

郑 涛，郭绍庆，陈 昊，施瀚超，熊华平

1.中国航发北京航空材料研究院 焊接与塑性成形研究所，北京 100095

2.空军装备部驻北京地区第六军事代表室，北京 100024

0 前言

ZTA15钛合金的名义成分为Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，属于近α钛合金，具有良好的铸造工艺性能、焊接性能和综合力学性能，是飞机、航空发动机结构常用的钛合金材料［1-3］，已广泛应用于发动机关键部位和飞机机身结构件的制造［4-6］，如国内某型飞机采用铸造钛合金热等静压铸件作为主要承力构件，实现飞机低成本、轻量化制备。

ZTA15钛合金在铸造成形过程中容易出现缩孔、气孔、疏松、夹杂等缺陷［7］，大大降低了ZTA15钛合金铸件的使用性能。疏松、气孔缺陷一般可以通过热等静压工艺消除，而缩孔缺陷则需要X光检验测定缩孔部位后，通过机械加工方法去除缺陷后再进行补焊，补焊方法包括TIG焊［8］、激光焊［9-10］、钎焊［11-12］，补焊质量直接关系到ZTA15铸件的力学性能和使用寿命［13-15］，故研究ZTA15钛合金铸件铸造缺陷补焊技术有着重要的工程意义。

本文选用TC4焊丝作为填充材料，对ZTA15钛合金铸件的TIG焊接工艺进行研究，分析焊接接头组织、力学性能及相关机理，为最终形成适用的ZTA15钛合金铸件补焊工艺提供理论基础。

1 试验材料及方法

表1 ZTA15钛合金及TC4焊丝主要化学成分（质量分数，%）Table 1 Main chemical composition of ZTA15 titanium alloy and TC4 welding wire（wt.%）

为了避免焊接接头在焊接过程中被污染，设计制作了钛合金焊接专用工装（见图1），对焊接接头进行全面气体保护。焊前采用机械清理的方法对母材进行清理，用丙酮擦洗焊丝及焊接工装，避免外部污染。

图1 钛合金焊接专用工装示意Fig.1 Schematic diagram of specific welding tooling for titanium alloy

试验设备采用Fronius Magic Wave3000型氩弧焊机，选用99.99%高纯氩气作为保护气体，采用多层多道手工TIG焊，参照HB/Z 120—2011中双面V型坡口对接的装配尺寸加工ZTA15铸棒，如图2所示，坡口角度为60°，钝边1.5 mm，阴影区域为TC4填充焊材。TIG焊接电源采用直流正接，焊接工艺参数如表2所示。为有效减少焊后残余拉应力，防止焊接裂纹的产生，对焊接接头进行真空热处理，真空热处理工艺为：730℃保温3 h，随炉冷却至100℃以下出炉。

图2 焊接试棒加工示意Fig.2 Schematic diagram of welding test rod processing

表2 ZTA15钛合金TIG焊接参数Table 2 TIG welding parameters for ZTA15 titanium alloy

利用线切割加工取得焊缝区域的金相试样并进行粗磨、精磨、抛光处理，选用Kroll试剂（95 mL水+3 mL HNO3+2 mL HF）腐蚀试样，在LEICA DM4M型光学金相显微镜下观察接头显微组织，采用Nova-Nano SEM 450型扫描电子显微镜观察拉伸试样的断口形貌。

将9根热处理态的焊接试棒按图3所示分别取样，加工成6根拉伸试样和3个冲击试样，冲击试样开U型缺口，缺口位置位于焊缝金属中心。取3根拉伸试样参照GB/T 228.1—2021进行室温拉伸性能测试，其余3根拉伸试样参照GB/T 4338—2006进行400℃高温拉伸性能测试，3个冲击试样参照GB/T 229—2020进行室温冲击性能测试。

图3 试样的取样位置及加工示意Fig.3 Schematic diagram of sampling position and processing of samples

2 试验结果与分析

2.1 焊接接头的显微组织

对焊接接头质量进行X射线检测，结果显示，焊缝中未发现任何气孔、裂纹及未熔合缺陷。ZTA15焊接接头不同区域的显微组织如图4所示。焊缝区晶粒为粗大的柱状晶，沿着散热的反方向向焊缝中心生长［16］，而热影响区和母材区的晶粒则为规则、尺寸不均的等轴晶。

热等静压态的ZTA15显微组织为片状α相+晶间β相（见图4b）。母材在α+β两相区的长时保温且高压作用下，晶内α相组织粗化，晶界α相逐渐宽化且增多，组织进一步均匀［17-18］。

钛合金具有可逆变换性，当温度超过相变温度时，晶体结构会发生改变。热影响区在焊接过程中受高温发生组织转变（见图4c），形成高温β相，在快速冷却过程中发生无扩散相变，形成针状马氏体α'相，原生α相不发生转变而直接残留下来，最终形成针状α'相+片状α相+β基体。

图4 ZTA15焊接接头微观组织形貌Fig.4 Microstructure of welded joint of ZTA15

焊缝组织主要由针状马氏体α'相+片状α相+β基体组成（见图4d），晶粒内部形成相互交织的针状马氏体α'相，近似网篮状组织。这是由于焊缝区是焊接温度最高的区域，焊缝金属自高温β单相区快速冷却至室温，马氏体α'相通过切变在β晶粒内部形成，沿着某个晶面成堆地长成针状。此外，焊接过程中焊缝内不同区域经历复杂的焊接热循环过程，随着焊接过程的进行，部分针状马氏体α'相转化为高温β相，并由于冷速大大降低而转变为片状α 相［19-20］。

2.2 焊接接头的力学性能

焊接接头的室温、400℃拉伸性能和室温冲击韧性试验结果如表3～表5所示。焊接接头室温、400℃的抗拉强度、屈服强度均高于ZTA15铸棒，拉伸试样的断裂位置均位于母材（见图5a、5b）；而室温和400℃拉伸试验的断后延伸率分别为4.6%和6.4%，达到母材的41.8%和37.2%；焊接接头的室温冲击韧性与母材相近，达到母材的95.5%，冲击试样的断裂位置位于焊缝中心（见图5c）。

图5 焊接接头室温、400℃拉伸及室温冲击试样Fig.5 Room temperature，400℃tensile and room temperature impact samples of welded joint of ZTA15

表3 ZTA15焊接接头室温拉伸性能Table 3 Tensile properties of welded joint of ZTA15 at room temperature

表4 ZTA15焊接接头400℃拉伸性能Table 4 Tensile properties of welded joint of ZTA15 at 400℃

表5 ZTA15焊接接头室温冲击韧性Table 5 Impact toughness properties of welded joint of ZTA15 at room temperature

2.3 断口形貌

采用扫描电子显微镜对室温拉伸试样、400℃拉伸试样及室温冲击试样的断口形貌进行观察，其形貌分别如图6～图8所示。室温拉伸试样断口的裂纹扩展方向如箭头所示，断口表面起伏小，局部表面光滑平整，无目视可见的二次裂纹（见图6a）；断口形貌可见多道撕裂棱及小尺寸韧窝（见图6b），韧窝深度较浅，虽然有韧性断裂韧窝，但解理面的出现显著降低其塑性，脆性断裂起主要作用［21-23］，断裂机制为准解理断裂。

图6 室温拉伸断口形貌Fig.6 SEM morphology of tensile fracture surface at room temperature

400℃拉伸试样断口的裂纹扩展方向如箭头所示，断口表面起伏较大，存在局部“凹坑”，瞬断区表面光滑、平整，无目视可见的二次裂纹（见图7a）；断口形貌可见光滑解理台阶及多道撕裂棱，局部发生韧性断裂，形成小尺寸韧窝（见图7b），其断裂机制仍为准解理断裂。

图7 400℃拉伸断口形貌Fig.7 SEM morphologies of tensile fracture surface at 400℃high temperature

室温冲击试样宏观断口表面有河流花样，但又具有较大塑性变形产生的多道撕裂棱，局部目视可见二次裂纹（见图8a）；微观断口形貌可见大量抛物线韧窝及少量等轴韧窝，韧窝尺寸小且浅（见图8b）；其断裂机制为准解理断裂，是一种脆性穿晶断口。

图8 室温冲击断口形貌Fig.8 SEM morphology of impact fracture surface at room temperature

3 结论

（1）以TC4焊丝为填充材料对ZTA15钛合金铸棒进行TIG焊接，焊接接头质量良好，焊缝组织由针状马氏体α'相+片状α相+β基体组成，形成近似网篮状组织；热影响区在高温快冷过程中发生无扩散相变，β相转变为针状马氏体α'相，形成针状α'相+片状α相+β基体组织。

（2）焊接接头的室温、400℃抗拉强度分别为1 033.7 MPa和675.0 MPa，均高于ZTA15铸件，断后延伸率分别为母材的41.8%和37.2%；而接头的室温冲击韧性与母材相近，达到母材的95.5%。

（3）室温、400℃拉伸试样的断裂位置均位于母材区，而室温冲击试样的断裂位置位于焊缝区。试样断口均呈现出光滑平整的解理台阶、多道撕裂棱及局部小尺寸韧窝，脆性断裂起到主要作用，断裂机制均为准解理断裂。