Ti180 (Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo) 是我國研究的一種新型α+β雙相鈦合金 [1], 可在 400 ℃的溫度下穩(wěn)定使用，短時最高使用溫度可到 540 ℃[2], 具有高比強度?優(yōu)異的耐腐蝕性能?以及良好的斷裂韌性和蠕變性能等優(yōu)點 [3?6], 主要應(yīng)用于航空發(fā)動機軸流葉盤等重要部件的制造?考慮到鈦合金的高溫活潑性 [7?8] 以及航空發(fā)動機輕量化減重需求，真空電子束焊 (EBW) 憑借其高真空環(huán)境?高能量密度以及高加熱冷卻速度 [9?11], 是 Ti180 軸流葉盤最佳連接制造方法之一?然而，鈦合金在經(jīng)過焊接過程相應(yīng)的冶金反應(yīng)和組織變化后，焊縫和熱影響區(qū)的力學性能會下降 [12?13], 因此，需要通過相應(yīng)的焊后熱處理工藝對接頭組織和性能進行調(diào)控?

郭震國等 [14] 研究了熱處理溫度對 Ti17 雙相鈦合金線性摩擦焊接頭組織的影響，發(fā)現(xiàn)隨著熱處理溫度由 600 ℃增加到 640 ℃, 焊縫區(qū)和熱影響區(qū)內(nèi)α"相逐漸長大粗化，導(dǎo)致該區(qū)域顯微硬度隨焊后熱處理溫度的升高而逐漸降低?WANG 等 [2] 對 Ti-6246 電子束焊接接頭進行焊后熱處理，發(fā)現(xiàn)在焊縫和熱影響區(qū)有細小的α"在 β 基體析出，并且隨著熱處理溫度從 545 ℃增加到 645 ℃, 焊接接頭的伸長率增加，但抗拉強度降低 5%?LIU 等 [15] 通過在 630 ℃?2 h 條件下對 Ti17 鈦合金電子束焊接接頭進行焊后熱處理，發(fā)現(xiàn)焊接接頭中α馬氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米厚度的薄片狀的 α 相，顯著提高了力學性能，接頭的抗拉強度從 868 MPa 恢復(fù)到 1138 MPa, 與母材相近，疲勞強度由 140 MPa 提高到 240 MPa?余陳等 [16] 對 TC4 鈦合金電子束焊接接頭的殘余應(yīng)力進行研究發(fā)現(xiàn)，在經(jīng)過 600 ℃?2 h 的焊后熱處理后，焊接接頭殘余應(yīng)力水平有一定程度的降低，部分位置縱向殘余應(yīng)力由拉應(yīng)力狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力狀態(tài)?這些研究表明，通過合適焊后熱處理工藝可以使得雙相鈦合金 EBW 接頭組織發(fā)生轉(zhuǎn)變，殘余應(yīng)力水平得到緩解，接頭力學性能得到提升?

目前，關(guān)于焊后熱處理對 Ti180 鈦合金 EBW 接頭組織性能影響研究甚少?本實驗通過對 7 mm 厚 Ti180 鈦合金 EBW 接頭進行焊后熱處理，研究焊后熱處理溫度對接頭組織和性能的影響，減輕接頭的殘余應(yīng)力，為 Ti180 鈦合金焊接制造和熱處理工藝提供理論依據(jù)與實踐指導(dǎo)?

1、實驗

本實驗采用的母材為 Ti180 鈦合金，接頭形式為搭接，試板尺寸為 75 mm×70 mm×7 mm 和 75 mm×70 mm×5 mm?電子束焊接實驗在 Probeam K110 型高壓真空電子束焊機上進行?真空熱處理實驗在 Naberthem GmbH 馬弗爐和密封石英管上進行對焊接接頭進行真空熱處理，采取空冷，具體參數(shù)見表 1?

表 1 焊后熱處理工藝參數(shù)

 Table 1 Process parameters of post-weld heat treatment

使用 Zeiss Image A2m 光學顯微鏡?NOVA NanoSEM 230 掃描電鏡對熱處理后焊接接頭顯微組織進行觀察分析，其中金相試樣依據(jù)標準流程制備，腐蝕液成分體積比為 V(HF): V(HNO₃): V(H₂O)10∶30∶70?在 ZWICH 硬度計和 MTS 萬能材料試驗機上進行焊接接頭的硬度?常溫和高溫拉伸性能測試，每組參數(shù)下均做三組平行實驗取平均值，其中拉伸試樣尺寸見圖 1?使用 PROTO LXRD X 射線衍射應(yīng)力儀測量熱處理前后焊接接頭殘余應(yīng)力分布情況?

2、結(jié)果與分析

根據(jù)本實驗前期工作可知 [1],Ti180 電子束焊接接頭各區(qū)域組織特征為：焊縫區(qū)主要由粗大 β 柱狀晶和次生針狀α馬氏體組成；根據(jù)距離熔合線位置的不同，熱影響區(qū)依次可以分為近熔合線熱影響區(qū) (Near-FZ-HAZ)?中部熱影響區(qū) (Mid-HAZ) 和近母材熱影響區(qū) (Near-BM-HAZ), 其中 Near-FZ-HAZ 區(qū)和 Mid-HAZ 區(qū)由 “Ghost” 狀初生等軸 a 相?次生針狀 α?相和殘余 β 相組成，Near-BM-HAZ 區(qū)由初生等軸 α 相?殘余 β 相和少量次生針狀 α 相組成；母材區(qū)主要由等軸狀初生等軸 α 相和 β 轉(zhuǎn)變組織 (殘余 β 相和次生針狀 α 相) 組成?

2.1 熱處理溫度對 Ti180 焊接接頭組織特征的影響

2.1.1 Ti180 焊接接頭熱影響區(qū)典型微觀組織特征

圖 2 和 3 所示分別為不同熱處理溫度 (550~ 700 ℃, 8 h) 的焊接接頭熱影響區(qū)組織微觀形貌?經(jīng)熱處理后，焊接接頭熱影響區(qū)組織發(fā)生了明顯的變化：1) 近熔合線熱影響區(qū)中的原基體殘余 β 相中析出大量納米級的次生針狀 α 相，初生 α 相中析出較多微米級別的次生針狀α相，但 a 相邊界依然模糊，如圖 2?3 (a)~(d) 所示；2) 中部熱影響區(qū)和近母材熱影響區(qū)之間的組織特征差異消失，初生 a 相邊界均變得清晰，析出的次生α相晶粒尺寸較小 (沒有較大的微米級別), 原基體殘余 β 相上同樣析出許多納米級的次生 a 相，如圖 2?3 (e)~(f) 所示?

隨著熱處理溫度的升高，兩個熱影響區(qū)中的初生 α 相和 β 相等組織種類沒有變化，但是在 α 相區(qū)處的次生針狀α相逐漸減少，在 β 相區(qū)析出的納米級次生針狀 α 相的形狀和間距變大，550 ℃次生針狀 α 相的寬度大約為 1 nm, 而在 700 ℃時次生針狀 a 相的寬度大約為 10 nm?此外，在溫度 550~ 600 ℃時，在 β 轉(zhuǎn)變組織區(qū)域有球狀亞微米級顆粒析出，尺寸在 100~600 nm 之間?由圖 4 對亞微米級顆粒進行 EDS 點掃結(jié)果可知，相比于 β 基體出現(xiàn)明顯的 Sn 元素富集，亞微米級顆粒 Ti 與 Sn 的平均摩爾比為 5∶3, 結(jié)合 Ti-Sn 二元相圖 [17] 可知，析出顆粒物為Ti₅Sn₃?而在 650 ℃以上，Ti₅Sn₃顆粒發(fā)生回溶，不再析出?

2.1.2 Ti180 焊接接頭焊縫區(qū)典型微觀組織特征

圖 5 所示為熱處理后焊接接頭焊縫區(qū)的 SEM 像?由圖 5 可知，粗大柱狀 β 相上析出細小的納米級次生 a 相，而未熱處理前焊縫區(qū)僅存在粗大的柱狀 β 相以及層狀的次生α相?當熱處理溫度為 550~ 600 ℃時，焊縫區(qū)域也析出球狀亞微米級顆粒Ti₅Sn₃, 在 650 ℃以上Ti₅Sn₃顆粒同樣發(fā)生回溶?與熱影響區(qū)的變化一樣，隨著熱處理的溫度增加，細小的納米級次生 α 相的形狀與間距明顯變大，其中，550 ℃時次生針狀 α 相的寬度大約為 0.2 nm 而在 700 ℃時次生針狀 α 相的寬度大約為 2 nm?

2.1.3 Ti180 焊接接頭母材區(qū)典型微觀組織特征

圖 6 所示為熱處理后焊接接頭母材區(qū)的顯微組織?由圖 6 可知，與未熱處理樣品相比，母材區(qū)組織種類沒有變化，依然由初生 α 相和 β 轉(zhuǎn)變組織 (殘余 β 相和次生針狀 a 相) 組成?隨著熱處理溫度的增加，a 相與 β 轉(zhuǎn)變組織中的襯度略微變小，次生針狀 α 相逐漸粗化?

2.2 熱處理溫度對 Ti180 接頭力學性能的影響

2.2.1 Ti180 焊接接頭硬度分布

圖 7 所示為不同熱處理工藝下 Ti180 焊接接頭硬度分布圖?由圖 7 可知，在各種熱處理工藝下，焊縫區(qū)的硬度均為最大，而熱影響區(qū)中隨著距離熔合線越遠位置的硬度會逐漸下降，母材區(qū)的硬度最低?焊縫區(qū)的硬度最大，這是因為焊縫區(qū)中粗大柱狀晶內(nèi)存在針片狀α馬氏體，熱處理后 β 相析出納 米級次生針狀 α 相的尺寸更小?數(shù)量更多以及在柱狀晶內(nèi)析出較多的球狀Ti₅Sn₃亞微米顆粒，提供大量相界?馬氏體強化和析出強化，使得焊縫區(qū)硬度最高?而在熱影響區(qū)中，隨著距離熔合線越遠位置的硬度也逐漸下降?其主要原因一方面是由于次生針狀 α 相間距增大，數(shù)量減少，使得晶界強化作用減弱，另一方面是由于亞微米級析出顆粒的數(shù)量變少，使得析出強化減弱，因此熱影響區(qū)硬度逐漸降低?母材中僅含針狀次生的 α 相與 β 相，不存在次生的納米級 α 相和Ti₅Sn₃顆粒，因此硬度最小?

表 2 所示為不同熱處理工藝下 Ti180 焊接接頭各區(qū)的硬度分布?由表 2 可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過熱處理后的 4 組接頭在焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的硬度都明顯比未熱處理接頭相應(yīng)區(qū)域的硬度高?這主要是由于經(jīng)過熱處理后，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的 β 轉(zhuǎn)變組織區(qū)會形成大量的次生納米針狀的 α 相，導(dǎo)致大量的晶界強化?隨著熱處理溫度從 550 ℃升高到 700 ℃, 焊縫區(qū)的平均硬度隨之從 548.7HV 顯著下降到 432.6HV; 熱影響區(qū)的平均硬度明顯從 433.1HV 下降到 391.5HV; 母材區(qū)的平均硬度隨溫度升高變化不明顯，但均比未熱處理母材區(qū)的硬度 (350.9HV) 要高 10HV 左右，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)平均硬度隨著溫度的增加而下降的原因是由于隨著熱處理溫度的升高，次生的納米針狀 α 相變少，間距增大；且析出的Ti₅Sn₃顆粒數(shù)量變少，直至消失 (見圖 3 和 5) 從而使得相界減少并且析出強化減弱?

表 2 不同熱處理溫度下 Ti180 焊接接頭各區(qū)硬度統(tǒng)計 Table 2 Hardness statistics of each zone of Ti180 welded joints under different heat treatment temperatures

2.2.2 焊接接頭拉伸性能

2.2.2.1 常溫拉伸性能

表 3 顯示了不同熱處理工藝參數(shù)下 Ti180 電子束焊焊接接頭的常溫拉伸性能參數(shù)，可知經(jīng)過熱處理后的接頭抗拉強度均低于熱處理前接頭的抗拉強度值 1049 MPa?這是由于經(jīng)過熱處理后，接頭內(nèi)部的晶格畸變減少，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的次生α相數(shù)量減少，使得 a 馬氏體引起的析出強化效果逐漸減弱 [18]?結(jié)合表 3 和圖 8 可知，熱處理后 Ti180 電子束焊焊接接頭的常溫拉伸斷裂位置均在母材，但隨著熱處理溫度增加其抗拉強度輕微降低(≤2 \%), 這可能是由于熱處理造成母材次生針狀 α 相粗化，從而減弱了其對基體強化作用?然而，隨著熱處理溫度從 550 ℃增加 700 ℃時，接頭的伸長率出現(xiàn)明顯的下降，由 14.3% 下降到 11.0%, 主要原因是由于焊縫?熱影響區(qū)原塑韌性 β 相轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈缘拇紊槧?a 相，且隨著熱處理溫度增加，其 β 相轉(zhuǎn)變次生針狀 α 相數(shù)量增加，從而造成 Ti180 電子束焊接接頭伸長率下降?

表 3 不同熱處理溫度下 Ti180 焊接接頭的常溫拉伸性能 

Table 3 Room temperature tensile properties of Ti180 welded joints after different heat treatment temperatures

2.2.2.2 高溫拉伸性能

表 4 所示為不同熱處理工藝下 Ti180 電子束焊焊接接頭的高溫拉伸性能?結(jié)合表 3 可以看出，相比于室溫拉伸實驗，各組拉伸件在 400 ℃高溫下抗拉強度均降低 200 MPa 左右，而伸長率有所增加?這是由于在高溫狀態(tài)下拉伸時，Ti180 焊接接頭的晶粒會有所長大，這會減小細晶強化的作用，導(dǎo)致接頭的抗拉強度明顯下降；雖然晶粒的長大會導(dǎo)致晶界數(shù)量減少，但是在高溫狀態(tài)下拉伸產(chǎn)生的應(yīng)力集中得到部分松弛，使得晶界的滑動更加容易進行，從而獲得較高的伸長率?結(jié)合表 4 和圖 9 可知，隨著熱處理溫度從 550 ℃增加 700 ℃時，Ti180 電子束焊接接頭 400 ℃高溫拉伸的抗拉強度和伸長率均呈現(xiàn)先下降?后上升趨勢?在熱處理溫度 600 ℃時，焊接接頭抗拉強度下降最多(≥8 \%), 斷裂位置在母材，其原因為母材次生針狀 α 相粗化而對其強化作用減弱引起的，如圖 6 (b) 所示；同時，由于焊縫?熱影響區(qū) β 相轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈缘拇紊槧?a 相以及球狀Ti₅Sn₃顆粒數(shù)量增加，如圖 3?5 (b) 所示，從而導(dǎo)致 Ti180 電子束焊接接頭韌性下降?隨著熱處理溫度增加至 700 ℃時，焊接接頭的伸長率上升，這可能是由于焊縫和熱影響區(qū)殘余 β 相析出的次生 a 相間距明顯變大?亞微米顆粒Ti₅Sn₃析出完全回溶，造成 Ti180 電子束焊接接頭韌性也上升?

表 4 不同熱處理工藝下 Ti180 焊接接頭高溫拉伸性能 

Table 4 High-temperature tensile performance of Ti180 welded joints at 400 ℃ under different heat treatment processes

綜合接頭的常溫和高溫拉伸性能，最佳熱處理參數(shù)為 550 ℃?8 h?在此最優(yōu)參數(shù)下，接頭常溫拉伸性能表現(xiàn)為：伸長率為未熱處理接頭的 123.3%, 而強度到達到其 99.4%; 高溫拉伸性能表現(xiàn)為：強度為未熱處理接頭的 100.4%, 而伸長率到達到其 90.8%?

2.3 焊接殘余應(yīng)力分布

本實驗焊接的 Ti180 板厚為 7 mm, 當焊接構(gòu)件厚度小于 15~20 mm 時，殘余應(yīng)力分為縱?橫雙向狀態(tài)，即雙軸平面應(yīng)力 [19]?故在每個測量點需要測量兩個方向的殘余應(yīng)力，即為平行焊縫方向 (縱向殘余應(yīng)力) 和垂直焊縫方向 (橫向殘余應(yīng)力), 具體采樣位置見圖 10?表 5 和 6 所示為各測試點的具體殘余應(yīng)力結(jié)果?

表 5 2 號試樣整體殘余應(yīng)力分布數(shù)據(jù)表 

Table 5 Overall residual stress distribution of specimen No. 2

(σl: Longitudinal residual stress, σt: Transverse residual stress, ht: Heat treatment, +: tensile stress, ?: compressive stress)

表 6 1~4 號試樣焊縫區(qū)殘余應(yīng)力 

Table 6 Residual stress in fusion zone of specimens No. 1?4

2.3.1 Ti180 電子束焊焊接接頭整體應(yīng)力分布

由表 5 和圖 11 (a) 可知，在 2 號試板的距離熔合線 0.5 mm 處的熱影響區(qū)中，焊縫中段部位熱影響區(qū)縱向殘余應(yīng)力為拉應(yīng)力 255 MPa, 兩端處平均壓應(yīng)力為?178 MPa (由表 5 中的 1~3 點所示); 而各個位置的橫向殘余應(yīng)力分布為壓應(yīng)力，平均為 ?165 MPa, 表明熱影響區(qū)的縱向殘余應(yīng)力在中間處較大，兩邊處力的方向變化且值減小，而橫向殘余應(yīng)力的分布較為平均?經(jīng)過熱處理后，兩個方向的殘余應(yīng)力均成為拉應(yīng)力，平均為 110 MPa?由圖 11 (b) 可知，沿垂直焊縫方向，縱向殘余應(yīng)力在焊縫區(qū)和距熔合線 0.5 mm 的熱影響區(qū)處為拉應(yīng)力，隨著距離位置變遠，變?yōu)閴簯?yīng)力，且呈變大趨勢，母材處壓應(yīng)力為?210 MPa?而橫向殘余應(yīng)力均為壓應(yīng)力，隨著距離熔合線位置變遠而變大，母材處壓應(yīng)力為?723 MPa (如表 5 中的 3~7 點所示)?經(jīng)過熱處理后，焊接接頭整體的殘余應(yīng)力為拉應(yīng)力，平均減小到 120 MPa, 僅焊縫處的縱向殘余應(yīng)力變?yōu)閴簯?yīng)力，這也有助于減少裂紋產(chǎn)生?因此，Ti180 電子束焊焊接接頭經(jīng)過后熱處理后，大大改善焊縫和熱影響區(qū)殘余應(yīng)力狀況，有助于減少焊縫變形?

2.3.2 熱處理溫度對焊接接頭殘余應(yīng)力演變及其分布的影響

由表 6 可知，4 組焊縫中部殘余應(yīng)力值的平均值分別為 791 MPa (縱向應(yīng)力) 和 533 MPa (橫向應(yīng)力), 表明焊縫中心處存在較大的縱?橫向殘余應(yīng)力，這是由于焊縫處的熱脹冷縮?變形產(chǎn)生約束等原因產(chǎn)生的?由圖 12 可知，隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃, 焊縫處的殘余應(yīng)力逐漸減低，到 650 ℃時殘余應(yīng)力已經(jīng)基本消除，再繼續(xù)提高熱處理溫度，減輕殘余應(yīng)力的效果提升不大?而本實驗中 Ti180 焊接接頭的殘余應(yīng)力包括熱應(yīng)力和相變應(yīng)力，其中熱應(yīng)力是殘余應(yīng)力的主要部分?熱應(yīng)力是焊縫金屬凝固?冷卻收縮受到約束所產(chǎn)生的，會使接頭組織產(chǎn)生塑性變形?隨著熱處理溫度的增加，接頭殘余應(yīng)力會隨著材料的屈服點的降低而減少 [20], 當達到熱處理溫度后，接頭殘余應(yīng)力會降低到該溫度的屈服點下，從而直接降低了接頭應(yīng)力?在隨后的保溫階段中會通過應(yīng)力松弛而得到釋放?此外，由于鈦合金中 α 相比 β 相的密度低 [21] 熱處理過程中發(fā)生的β→α相變會引起體積變化不均勻?由圖 2 和圖 3 可知，隨著熱處理溫度的增加，會降低接頭焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的納米級次生 a 相析出速率，次生 α 相逐漸粗化，數(shù)量減小?并且析出的Ti₅Sn₃顆粒的也逐漸減少，最后回溶在基體中，使得相變應(yīng)力減小，也使得接頭殘余應(yīng)力減少?

針對減輕 Ti180 電子束焊接接頭殘余應(yīng)力，并綜合考慮接頭的拉伸性能，最佳的熱處理溫度為 650 ℃, 該溫度下接頭的縱向應(yīng)力減小到為 42 MPa, 橫向殘余應(yīng)力減小到為?76 MPa?在常溫拉伸下，經(jīng)過 650 ℃熱處理接頭的伸長率為未熱處理接頭的 112.1%, 而強度達到其 98.7%; 在高溫拉伸下，經(jīng)過 650 ℃熱處理接頭的伸長率到達 到其 93.5%, 強度為未熱處理接頭的 92.0%?

3、結(jié)論

焊后熱處理會使 Ti180 焊接接頭焊縫區(qū)和熱影響區(qū)中原殘余 β 相基體上生成納米級的次生針狀 α 相以及析出球狀納米顆粒Ti₅Sn₃相?隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃, α 相區(qū)處的次生針狀α相逐漸減少，在 β 相區(qū)析出的納米級次生針狀 a 相逐漸粗化?間距增加，且溫度在 650 ℃以上時球狀納米顆?；厝?

熱處理會使 Ti180 焊接接頭焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的 β 轉(zhuǎn)變組織區(qū)析出大量的次生納米針狀的 α 相，提高了的焊縫?熱影響區(qū)的硬度?隨著熱處理溫度升高，次生的納米針狀 α 相變少?間距增加，并且析出亞微米級顆粒Ti₅Sn₃相的數(shù)量變少直至消失，從而使得相界減少以及析出強化減少，焊縫和熱影響區(qū)的硬度均下降，但均高于未熱處理接頭焊縫區(qū)的硬度?

隨著熱處理溫度從 550 ℃增加到 700 ℃, Ti180 電子束焊接接頭的常溫拉伸強度影響較小，但由于焊縫?熱影響區(qū)原塑韌性 β 相轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈缘拇紊槧?a 相數(shù)量增加，其伸長率降低明顯?熱處理焊接接頭的高溫拉伸性能影響較大，隨著熱處理溫度的升高，焊接接頭的 400 ℃高溫抗拉強度和伸長率均呈現(xiàn)先下降?后上升趨勢?其原因主要包括：母材中的次生針狀 α 相粗化，而焊縫和熱影響區(qū)中的次生針狀 a 相?球狀Ti₅Sn₃亞微米顆粒數(shù)量增加，并且隨著熱處理溫度升高而造成次生針狀 a 相逐漸粗化?間距增大以及Ti₅Sn₃顆粒相回溶?最佳熱處理工藝參數(shù)為 550 ℃?8 h, 其焊接接頭的拉伸力學性能表現(xiàn)為：常溫拉伸下伸長率為未熱處理接頭的 123.3%, 而強度到達到其 99.4%; 高溫拉伸下強度為未熱處理接頭的 100.4%, 而伸長率到達 到其 89.5%?

隨著熱處理溫度的增加，Ti180 電子束焊焊接接頭的殘余應(yīng)力顯著減小，針對消除殘余應(yīng)力而言，最佳的熱處理溫度為 650 ℃?

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（注，原文標題：焊后熱處理對Ti180電子束焊接頭組織與性能的影響）