（中國船舶重工集團(tuán)公司第七二五研究所，河南洛陽471039）

0 前言

真空電子束焊接能量密度高、焊縫熔深大、焊接環(huán)境純凈、焊縫質(zhì)量好，具有其他焊接方法無法比擬的優(yōu)勢[1-2]，在鈦合金焊接中占有非常重要的地位。然而，目前關(guān)于鑄造鈦合金的電子束焊接接頭的研究較少，主要集中在鑄造ZTC4鈦合金，其中張慶云等人[3]選用電子束焊接技術(shù)實(shí)現(xiàn)了大厚度鈦合金ZTC4的可靠連接，并研究接頭的組織和性能。陳新民等人[4]研究了薄板ZTC4和鍛造TC4合金的電子束焊接問題，結(jié)果顯示異種態(tài)TC4的電子束焊接接頭綜合性能良好，能夠滿足工程要求，但關(guān)于鑄造Ti-Al-Mo-Zr鈦合金的焊接研究尚未見報(bào)道。在此選用電子束焊接技術(shù)對14 mm厚鑄造Ti-Al-Mo-Zr鈦合金進(jìn)行電子束焊接，研究鑄造Ti-Al-Mo-Zr鈦合金的接頭組織與性能，為鑄造鈦合金電子束焊接技術(shù)在未來工程中的應(yīng)用提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 電子束焊接工藝試驗(yàn)

選用14mm厚鈦合金Ti-Al-Mo-Zr鑄態(tài)試板進(jìn)行電子束焊接試驗(yàn)，試板通過鑄造成形，尺寸14mm×150 mm×320 mm，經(jīng)過熱等靜壓工藝處理后，內(nèi)部質(zhì)量滿足GB/T 5677-85 I級射線探傷要求。

在中國船舶重工集團(tuán)公司第七二五研究所的電子束焊機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)，該設(shè)備加速電壓150 kV，最大焊接束流400 mA，功率60 kW，真空室體積61 m3。采用電子束平焊方式，通過調(diào)節(jié)電子束焊接工藝有效保證接頭背部成形，結(jié)合散焦修飾蓋面后獲得良好的正面成形，工藝參數(shù)如表1所示。焊后對焊接接頭進(jìn)行100%X射線檢測，結(jié)果顯示接頭處無裂紋、氣孔、未熔合等缺陷，符合NB/T 47013.2-2015《承壓設(shè)備無損探傷檢測第2部分：射線檢測》的射線探傷Ⅰ級合格標(biāo)準(zhǔn)。

表1 電子束焊接工藝參數(shù)Table 1 Electron beam welding parameters

2 測試試驗(yàn)方法

取樣焊接試件，接頭進(jìn)行磨光、拋光處理后選用浸蝕劑對接頭焊縫橫截面進(jìn)行金相腐蝕，浸蝕劑為5 mL HF+12 mL HNO2+83 mL H2O，選用ZEISS Observer.Z1m金相顯微鏡對電子束焊接接頭進(jìn)行低倍和高倍組織觀察；根據(jù)GB/T 4340.1—2009《金屬材料維氏硬度試驗(yàn)第1部分：試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)，采用VMH-I04顯微硬度計(jì)測試顯微硬度，測量載荷100g，加載時間15 s，測試點(diǎn)間隔0.3 mm。力學(xué)性能檢測分別按照《GB/T 2653-2008焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》和《GB/T 2650-2008焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行焊接接頭的拉伸和沖擊試驗(yàn)，上述試驗(yàn)測試條件溫度為 25℃。

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果和分析

3.1 焊接接頭顯微組織

Ti-Al-Mo-Zr鈦合金電子束焊接接頭截面形貌如圖1所示，焊縫區(qū)為典型的粗大柱狀晶組織，且受溫度梯度的影響柱狀晶呈現(xiàn)明顯的取向性，焊縫寬度約為3 mm，熱影響區(qū)寬度約為1 mm。在接頭上部進(jìn)行修飾焊，修飾焊道中焊縫組織晶粒更為粗大，晶粒取向也與溫度梯度方向相關(guān)。

圖1 電子束焊接Ti-Al-Mo-Zr接頭低倍組織形貌（箭頭所示為顯微硬度測試位置）Fig.1 Microstructure of Ti-Al-Mo-Zr EBWjoint（The arrows represent the measurement positions and direction of the microhardness on the joint）

接頭不同位置處金相組織如圖2所示。圖2a、2b分別為試件母材組織和熱影響區(qū)組織，母材由層片狀α組織、晶界α和晶間β組織組成，熱影響區(qū)受到焊接熱循環(huán)作用發(fā)生相變，由部分殘余α組織和網(wǎng)狀片層組織組成。圖2c～圖2f為接頭不同位置處的焊縫組織，按照β相穩(wěn)定系數(shù)對鈦合金分類[5]，Ti-Al-Mo-Zr合金Kβ約為0.19，β穩(wěn)定元素含量相對較低，為近α鈦合金。由于電子束焊接過程屬于超常熱作用過程，焊接速度高，冷卻速快，焊接過程中焊縫組織轉(zhuǎn)變受到冷卻速度的影響，焊縫熔池在快速冷卻過程中，液相首先會凝固形成β相，β相繼續(xù)冷卻過程中向α相組織轉(zhuǎn)變，可以看到大量的小塊狀初生α相組織（見圖2c），晶間有粗大的針狀α相析出（見圖2d），相互交疊生長后形成鋸齒狀α組織。此外，合金中含有β同晶元素鉬，能夠有效降低相變點(diǎn)，對β相穩(wěn)定化效應(yīng)最大[6]，因此部分β相能夠在快速冷卻時保留至室溫。

圖2 接頭不同位置處金相組織Fig.2 Microstructure of the weld joint at different positions

圖2e、圖2f為接頭上部焊縫處金相組織，與接頭中部處焊縫組織相似，主要由β組織基體和α組織組成，但上部焊縫中的α含量相對更多，主要原因是接頭上部在電子束掃描修飾焊接過程中，原始組織發(fā)生重熔，與首次焊接時相比冷卻速度較慢，在接頭上部的焊縫處已有大量的粗大片層狀α組織析出。

3.2 焊接接頭顯微硬度

上部焊縫處顯微硬度均值為295 HV，熱影響區(qū)均值為273HV，接頭中部焊縫處顯微硬度均值為290HV，熱影響區(qū)均值260HV，母材處均值262HV，焊縫中心處硬度略高于母材。鈦合金電子束焊接過程中的大梯度熱效應(yīng)容易導(dǎo)致焊接區(qū)域的組織和力學(xué)性能不均勻[7]，但在該焊接工藝下得到的接頭各區(qū)域顯微硬度分布均勻，無明顯弱化區(qū)域。

分別測量距接頭上表面1 mm處和接頭中心處（圖1中箭頭處）的顯微硬度值。上、中兩個位置處由焊縫中心至母材的顯微硬度分布如圖3所示，接頭

3.3 接頭力學(xué)性能及分析

分別測試電子束焊接接頭和母材的力學(xué)性能，母材抗拉強(qiáng)度均值為745 MPa，電子束焊接接頭抗拉強(qiáng)度均值為741 MPa，兩者的抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，焊接接頭試樣斷裂發(fā)生在遠(yuǎn)離焊縫的母材處，如圖4所示，說明焊縫和熱影響區(qū)強(qiáng)度高于母材，主要是由于焊縫和熱影響區(qū)中生成較多的β相，能夠有效強(qiáng)化接頭強(qiáng)度，而母材為近α組織，室溫強(qiáng)度相對較低[5]，同時焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的顯微硬度均略高于母材，因此焊縫區(qū)的α+β雙相組織強(qiáng)度高于母材，斷裂發(fā)生在母材。

圖3 焊接接頭不同位置處顯微硬度分布Fig.3 Microhardness of the welding joint at different positions

圖4 電子束焊接接頭拉伸試驗(yàn)結(jié)果Fig.4 Tensile test photo of the weld joint by electron beam welding

焊縫和熱影響區(qū)生成較多的β相提高了焊縫強(qiáng)度，但通常會降低其沖擊韌性。焊接接頭沖擊試驗(yàn)結(jié)果如表2所示，接頭的焊縫、熱影響區(qū)區(qū)域沖擊韌性分布均勻，沖擊均值為74 J/cm2，試驗(yàn)結(jié)果均高于標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的53 J/cm2。在Wu Bing[10]等人的研究中，鑄態(tài)TC4電子束焊接接頭沖擊值A(chǔ)KV為24 J/cm2，原因是合金成分不同，在鑄態(tài)TC4電子束焊縫中主要形成馬氏體組織，沖擊韌性下降嚴(yán)重，而鑄態(tài)Ti-Al-Mo-Zr鈦合金電子束焊接接頭中含有較多的粗大針狀α相，能夠有效改善合金的韌性[5]。電子束焊接鑄態(tài)Ti-Al-Mo-Zr鈦合金得到的焊接接頭具有良好的沖擊韌性。

表2 焊接接頭沖擊試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Impact test results of the weld joint by elec-tron beam welding

4 結(jié)論

選用合適的電子束焊接工藝對14 mm厚鑄造鈦合金Ti-Al-Mo-Zr進(jìn)行焊接，獲得正反面成形良好，無氣孔、裂紋、未熔合等缺陷的焊接接頭，接頭焊縫組織由粗大的α組織和β組織基體組成，熱影響區(qū)為片層組織，且部分保留原始α組織。焊縫處顯微硬度高于母材處，但接頭整體顯微硬度分布均勻，無明顯強(qiáng)化區(qū)域。

電子束焊接鑄造Ti-Al-Mo-Zr鈦合金接頭的焊縫處的抗拉強(qiáng)度高于母材，接頭處沖擊功均值為74 J/cm2，實(shí)驗(yàn)結(jié)果分布均勻，具有良好的沖擊韌性。結(jié)果表明，在該工藝下獲得的焊接接頭綜合力學(xué)性能良好，電子束焊接Ti-Al-Mo-Zr鈦合金具有良好的適用性。

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