上海航天精密機械研究所 董智軍 胡明華 羅志強

近年來，一種新型的、以O相為主的Ti2AlNb基合金由于具有高的比強度、斷裂韌性和高溫強度等優(yōu)點而備受關注[1]。Nb元素的加入提高了合金的熔點以及有序化溫度，使得合金的使用溫度達到了900℃，有望能代替Ni基合金[2]。Ti2AlNb基合金優(yōu)異的綜合性能適應了航空航天發(fā)動機對材料高比強度、高比模量且輕質耐高溫的要求，從而成為鈦合金金屬間化合物材料研究的熱點[3-4]。但是Ti2AlNb基合金變形能力差且價格昂貴，從成本和可靠性方面來看整體采用Ti2AlNb基合金是不現(xiàn)實的，其往往用于重要部位，需要和其他鈦合金結合使用。TC4（Ti-6Al-4V）合金是使用最廣泛、最成熟的典型α+β兩相鈦合金，在航空航天領域中用量超過80%[5-8]。因此研究Ti2AlNb基合金與TC4合金的焊接對于Ti2AlNb的應用具有重要意義。激光焊接焊縫熔寬小，焊接過程易于保護，加工精度高，而且焊接大尺寸復雜鈦合金具有相當?shù)娜嵝訹9]。因此作者研究激光焊接對Ti2AlNb/TC4異種材料焊縫成形、焊接接頭組織和力學性能的影響規(guī)律，為Ti2AlNb基合金的焊接應用奠定基礎。

1 試驗材料和方法

試驗材料是2.5mm厚的Ti-22Al-27Nb（原子數(shù)分數(shù)）和TC4合金熱軋板材。圖1為母材的顯微組織，Ti-22Al-27Nb合金由α2+ O + B2 3相組成，TC4合金的顯微組織為初始α相和片狀的（α + β） 相。母材具體化學成分如表1所示。

試驗采用的激光器是德國ROFIN公司生產的擴散冷卻式CO2激光器。焊前用酸洗液（3ml HF，30ml HNO3和67ml H2O）將試樣表面的氧化膜除去，再用酒精洗凈后放入烘干箱干燥1h。焊接時采用雙面氬氣保護，保護氣流量為10～15L/min。焊接參數(shù)為：焊接功率1.2kW，焊接速度1.0m/min。采用OLYMPUS光學顯微鏡進行金相分析，焊接接頭組織以及斷口形貌在FEI Quanta-200場發(fā)射掃描電子顯微鏡上觀察。采用D/MAX-rB型X射線衍射儀和Tecnai G2 F30型透射電子顯微鏡（TEM）對焊縫的精細組織進行觀察。室溫拉伸性能在INSTRON 5569電子萬能試驗機進行，拉伸速度為1 mm/min。拉伸試樣尺寸如圖2所示，標距為10 mm。

2 試驗結果和分析

2.1 焊縫成形和接頭元素分布

Ti-22Al-27Nb/TC4異種合金激光焊接焊縫表面成型如圖3所示。焊縫整體成形良好，焊道弧紋均勻，寬度一致，不存在咬邊缺陷。正、背面焊縫均呈銀白色，說明焊接過程中氮氣、氧氣等并未進入熔池，焊接保護良好。

圖4是Ti-22Al-27Nb/TC4異種合金激光焊接接頭的橫截面形貌，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)之間有清晰的熔合線。焊縫形狀呈不對稱的釘形，兩邊母材的熔化量不同，主要原因是2種母材的熔點和熱傳導系數(shù)不同造成的。焊縫中未發(fā)現(xiàn)氣孔和裂紋缺陷。

圖1 母材的顯微組織Fig.1 Microstructures of the parent metals

表1 母材化學成分（質量分數(shù)）%

圖2 拉伸試樣尺寸（mm）Fig.2 Geometry of tensile specimen （mm）

圖3 焊縫表面成型Fig. 3 Bead appearance of welded joint

圖4 焊縫橫截面成型Fig.4 Cross-section profile of welded joint

圖5是焊接接頭中部的元素分布。Ti-22Al-27Nb側熔合線處Ti元素的含量急劇增加，焊縫中Ti元素的含量在62%～79%之間波動。從Ti-22Al-27Nb側熔合線到TC4側熔合線Nb元素的含量逐漸減少。經過對線掃描數(shù)據的分析，發(fā)現(xiàn)焊縫的元素組成為Ti-17Al-11Nb-9V （原子數(shù)分數(shù)）。Nb元素和V元素是β相穩(wěn)定元素，且V元素的β相穩(wěn)定作用是Nb元素的1.58倍。焊縫中大量β相穩(wěn)定元素的存在意味著高溫時穩(wěn)定存在的β相將保留至室溫。

2.2 焊接接頭組織

2.2.1 焊接熱影響區(qū)組織

圖6是Ti-22Al-27Nb合金側熱影響區(qū)組織。由圖中可以看出，靠近熔合線的熱影響區(qū)在焊接過程中最高溫度超過β單相區(qū)，O相和α2相都轉變?yōu)棣孪?，降溫過程中無序的β相轉變?yōu)橛行虻腂2相。但是激光焊接加熱速度很快，有極少量的α2相并未轉化成β相，在降溫過程中這部分α2相保留到室溫，因此此區(qū)域也有極少量α2相存在。隨著到熔合線距離的增加，焊接時最高溫度降低，最高溫度區(qū)間位于α2+β兩相區(qū)和α2+β+O三相區(qū)，O相穩(wěn)定性差，加熱過程逐漸轉變?yōu)棣孪?，溫度越高轉變的越多，O相越少。α2相相對比較穩(wěn)定，只有部分α2相轉變?yōu)棣孪?。在冷卻過程中，未轉化的α2相保留到室溫，無序的β相轉變?yōu)橛行虻腂2相。

圖5 焊接接頭元素分布Fig.5 Element distribution of welded joint

圖6 Ti-22Al-27Nb合金熱影響區(qū)組織Fig.6 HAZ microstructure of Ti-22Al-27Nb alloy

TC4側熱影響區(qū)由α′馬氏體和初始α相構成，如圖7所示?？拷酆暇€的熱影響區(qū)焊接過程中最高溫度達到β單相區(qū)，快速冷卻時β相形成α′馬氏體。α′馬氏體尺寸不同，最長可達170μm。遠離熔合線區(qū)域焊接過程中最高溫度達到β+α雙相區(qū)，α相在冷卻過程中未發(fā)生轉變，形成α′馬氏體+初始α相。

2.2.2 焊縫組織

采用X射線衍射技術對焊縫組成相進行確定，由圖8發(fā)現(xiàn)α-Ti和B2相的存在。TEM分析也進一步證明焊縫存在密排六方結構的α′馬氏體和有序體心立方結構的B2相（圖9），選區(qū)衍射結果分別是α′馬氏體的[010]晶帶軸和B2相的[-111]晶帶軸。α′馬氏體在焊縫中呈網籃狀分布且尺寸各異。

圖7 TC4合金熱影響區(qū)組織Fig.7 HAZ microstructure of TC4 alloy

圖8 焊縫區(qū)域X射線衍射譜Fig.8 XRD pattern of welded joint

激光焊接TC4合金時焊縫金屬為單一的α′馬氏體，而焊接TC4與Ti-22Al-27Nb合金焊縫金屬則為α′馬氏體+B2相。主要原因為Nb和V元素能穩(wěn)定化β相，促進高溫時的β相轉變?yōu)榈蜏貢r的B2相。激光焊接能量集中、焊速快，熔池凝固時間短，Nb和V元素在焊縫中分布不均勻。在含β相穩(wěn)定元素多的地方則形成B2相，含β相穩(wěn)定元素少的地方則形成α′馬氏體相。

2.3 焊接接頭力學性能

由表2可以看出，Ti-22Al-27Nb/TC4異種合金激光焊接接頭平均拉伸強度為1043MPa，接近Ti-22Al-27Nb母材的強度。焊接接頭平均延伸率為5.65%，為Ti-22Al-27Nb母材的49%。激光焊接Ti-22Al-27Nb合金接頭拉伸強度為918MPa，焊縫組織為單一的B2相。本試驗中，Ti-22Al-27Nb/TC4焊縫中存在的α′馬氏體的強度高于B2相，因此接頭的強度也高于Ti-22Al-27Nb合金焊接接頭。Ti-22Al-27Nb/TC4合金焊接接頭的斷裂部位均在焊縫區(qū)域，斷口內部凹凸不平且存在明顯的撕裂棱，如圖10（a）。對斷口進行高倍掃描觀察，斷口形貌為不同尺寸和不同深度的韌窩花樣，如圖10（b），焊接接頭的斷裂方式為塑性斷裂。

圖9 焊縫區(qū)域TEM分析Fig.9 TEM microstructure of welded joint

表2 Ti-22Al-27Nb/TC4合金激光焊接接頭室溫拉伸性能

圖10 激光焊接接頭拉伸斷口形貌Fig.10 Fracture morphologies of laser welded joint after tensile test

3 結論

（1）激光焊接Ti-22Al-27Nb/TC4合金成形較好，焊縫中未發(fā)現(xiàn)氣孔和裂紋缺陷。由于異種材料熔點和熱傳導系數(shù)不同導致焊縫橫截面呈不對稱的釘形。

（2）Ti-22Al-27Nb側熱影響區(qū)隨著到熔合線距離的減少，O相和α2相逐漸轉變?yōu)锽2相。熔合線附近組織為B2相和少量殘留的α2相。TC4側熱影響區(qū)由α′馬氏體和初始α相構成。焊縫區(qū)由B2相和α′馬氏體構成。

（3）Ti-22Al-27Nb/TC4異種合金激光焊接接頭平均拉伸強度為1043MPa，接近Ti-22Al-27Nb母材的強度。焊接接頭平均延伸率為5.65%，為Ti-22Al-27Nb母材的49%。拉伸斷裂位置均位于焊縫區(qū)域，斷口形貌為韌窩花樣。

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