航空航天工程用TC1钛合金板焊接工艺的应用研究

前言

钛合金具有比强度高、耐腐蚀、弹性模量低、热导率小、屈强比高（成形回弹大）、无毒无磁性、耐热性好、抗低温脆性好、可焊性好、生物相容性好、表面活性大等特性而被广泛应用于多个工业领域[1]。其中航空航天目前乃至今后仍然是钛合金研究和应用的主导领域，如发动机的叶片、机匣、机身的框梁、隔热罩、压气机盘、叶片、鼓筒、高压压气机转子等，并且使用量不断增加[2-3]。先进钛合金的大量使用是新一代飞机和新型发动机先进性的显著标志之一，可大幅度提高结构减重效果和安全可靠性。钛合金作为当代飞机的主要结构材料之一在航空航天领域中得到了快速应用[4]。TC1钛合金含有α稳定元素Al、β稳定元素ＭN，是一种近α型钛合金，是我国自行研制的双相钛合金，具有密度小、比强度高、塑性优良、耐蚀性好等优点，在航空工业、宇航工业、化工工业、造船工业等方面日益获得广泛的应用。许多科学工作者采用传统的焊接方法对此类合金进行了研究，对其焊接性有一定的认识[5-6]。钛合金常用的焊接方式有：氩弧焊、激光焊、埋弧焊、真空电子束焊。其中氩弧焊是最常用的焊接方法，3mm以下的钛合金焊接主要采用非熔化极钨极氩弧焊（GTAW）[7]。GTAW具有焊接热量集中、焊接质量好、焊缝区无熔渣的特点，适 合焊接钛合金薄板及全位置管道焊接。钨极的载流能力低，焊接时不宜采用大电流[8]。由于钛合金的化学活性大，易被O₂，N₂，H₂所污染，在钨极氩弧焊中，钨极与焊缝之间的电弧区充满惰性气体，可以有效地保护焊缝免受氧化。随着焊枪的移动，裸露的焊缝区域没有完全冷却，还会受到O₂，N₂，H₂的侵蚀，故需要带有惰性气体保护的拖罩进行保护才能得到优质焊缝[9]。

1、试验材料和方法

试验采用典型产品材料TC1作为基板，TC1材料化学成分见表1。其规格为300mm×100mm×1.2mm，接头形式为对接。由于钛合金基板表面的杂质和油污污染容易在焊缝中产生气孔和夹杂物，故需要在焊接前对板材进行清理，首先用钢丝刷将对接区域15～20mm打磨清理干净，以去除表面氧化膜、油污等杂质，使其表面呈银白色光泽为止，并采用丙酮擦拭焊接区域和焊丝。

钛合金的弹性模量约为钢的1/2，弹性模量较小，易产生变形；而且其热导率低，约为钢的1/4，在整个焊接过程中会因为热输入的不同产生不同程度的变形，特别是薄板在焊后会呈现波浪形的扭曲变形[10]。此外钛合金冷变形后回弹能力强，焊接后的变形通过矫正很难恢复到原状态。所以通常采用焊前预变形、焊接过程中控制热输入及限制焊接变形来控制薄板钛合金的焊接变形。本试验主要从优化工艺参数和工装组件进行考虑，通过焊前定位焊、双层钢板压紧钛合金基板约束板材变形、小电流焊接参数来减少薄板钛合金的焊接变形。焊枪需要选择具有良好的保护性能，喷嘴要大，保护气流要有一定的挺度，以获得良好的保护效果。

为了使TC1钛板背面得到更好的保护，在工装夹具下方固定铜管，铜管上密集分布均匀细孔，可保证板材背面焊缝均能够受到氩气保护。因焊接速度较快，焊接区域还未冷却就远离了焊枪保护，故制备了简易拖罩，以保护已焊区域，氩气从管道进入拖罩，穿过拖罩前端多孔格栅，该多孔格栅可以均衡氩气，使氩气流动方式由层流变为紊流，使氩气流动速度变缓，能够充满拖罩和焊缝之间的空间，焊接保护效果较好。焊接示意图如图1所示。背面铜管和拖罩氩气流量均为10L/min。

钛合金具有熔点高、导热性能差等特点，这种物理性能导致TC1钛板在焊接过程中焊缝和热影响区极易出现晶粒粗大、组织不均匀现象，导致塑性、韧性降低。因此在选择焊接参数时必须严格控制热输入的大小，从选择合适的焊接电流、氩气流量来控制TC1钛合金焊缝晶粒尺寸。在现有的工艺范围内，选取不同的焊接电流和氩气流量焊接TC1基板，焊丝选择TA0-1，焊丝化学成分见表2。焊接过程中持续使用氩气对焊缝正反面保护，焊接完成后氩气需持续保护一段时间，直至焊缝冷却。焊接过程所选取的焊接参数见表3。焊后焊件必须妥善保存，以免污染。

在垂直于焊缝处截取试样，制成金相试样，抛光后，将金相试样在腐蚀溶液中进行腐蚀，腐蚀液配比为φ（HＦ）:φ（HNO3）:φ（H2O）＝1:2:17。采用德国蔡司AｘｉOＳｃOｐｅA1金相显微镜观察焊接接头组织形貌。使用ＱNｅｓｓＱ10A型显微硬度计测量焊接接头硬度分布，加载载荷为1.961N，加载时间为15ｓ。在焊接接头上平均截取3个拉伸试样，拉伸试样如图2所示，使用ＣＳＳ-44100微机控制电子万能试验机测量抗拉强度和断后伸长率，拉伸速度为10mm/min。

2、试验结果及分析

钛合金不仅在熔化状态，即使在400℃以上的高温状态，也极易被空气、水分、油脂、氧化皮等污染，吸收O，N，H，Ｃ等元素，使得焊接接头的延性及韧性下降，并易引起气孔。焊接接头一般情况下呈银白色，当保护效果逐渐变差时焊缝颜色逐渐由银白色转变为浅黄色和深黄色，最后当焊缝颜色转变为蓝色且外表面有白色粉末状氧化层时将严重影响接头力学性能。

2.1微观组织分析

图3为不同焊接电流下的焊接接头微观组织形貌。

从图3A，ｄ，G可以看到，在经历TＩG焊热循环之后，母材的等轴晶粒组织消失，焊缝及热影响区组织粗大，晶粒粗大严重。在热影响区，能够观察到明显的细晶区和粗晶区。其中细晶区主要是由母材α＋β双相组织在高温下转变为细小β相晶粒，在非平衡冷却条件下，β相晶粒直接转变为α′马氏体和部分残余β相[11]。粗晶区是由于靠近焊缝的部分晶粒在高温下持续时间过长，β晶粒有足够的能量长大，冷却后不能及时转变为α晶粒，仍然保留了粗大晶粒，内部以α′马氏体和部分残余β相为主[12]。从图3中可以看出，随着焊接电流的增大，晶粒逐渐粗大，粗晶区占比增大，当焊接电流为50A时，焊接热输入过大，高温停留时间长，部分取向处于优势的晶粒异常长大，导致热影响区的组织不均匀和焊接接头软化。此外由于高温停留时间过长造成焊缝冷却时间不够，氩气无法保护焊缝造成焊缝接触空气，氧化变色。

图4为不同氩气流量下的焊接接头微观组织形貌。

从图4中可以看出，当氩气流量达到15l/min时，保护效果较差，这是因为焊枪氩气流量较大与拖罩氩气流量相差过大，在焊缝周围两路保护气体发生碰撞，气体流动极不稳定，出现旋转气旋将大气卷入，破坏氩气的保护氛围，导致焊缝两侧发生轻微的氧化现象。氩气流量为6l/min和10l/min焊缝微观组织相差不大，其中热影响区的晶粒粗大严重，粗晶区占比较大，焊缝区晶粒细小，主要为细晶区组成。

2.2力学性能分析

图5表明焊接接头均在TC1母材位置断裂，焊接接头的抗拉强度较高，而且焊缝的抗拉强度大于母材的抗拉强度。

图6所示为氩气流量为6l/min，焊接电流分别为40，45，50A时焊接接头的抗拉强度和断后伸长率。图6A表明随着焊接电流的增大，抗拉强度逐渐减小，当焊接电流为40A，抗拉强度最大，是369.9ＭＰA，这是因为当焊接电流增大时，热输入增加，相当于对钛合金板材进行热处理，钛合金板材出现一定的软化，抗拉强度降低。图6ｂ表明随着电流的增大，断后伸长率呈先减小后增大的趋势。

图7所示为焊接电流为45A，氩气流量分别为6，10，15l/min时，焊接接头的抗拉强度和断后伸长率。

图7A表明，氩气流量在6l/min和10l/min时抗拉强度变化不大，当氩气流量升高至15l/min时抗拉强度下降，主要是因为焊枪氩气流量较大与拖罩氩气流量相差过大，在焊缝周围保护气体发生碰撞，气体流动发生紊乱，将大气卷入保护气氛中，导致焊缝两侧发生轻微的氧化现象，造成抗拉强度降低。图7ｂ表明，随着氩气流量的增大，断后伸长率基本稳定在11.24％左右。

图8表明焊缝中心附近0.5mm区域硬度较小，到两边热影响区逐渐增大，在热影响区熔合线附近达到最高，然后再逐渐降低。热影响区附近硬度显著高于母材硬度及焊缝中心区域硬度，在近焊缝中心区域出现软化，软化区附近基本以β转变的α′相为主，随着距焊缝中心距离的增加，α′相逐渐减小，而β相含量逐渐增加，硬度也随之增加，直到热影响区出现最大值。

3、结论

（1）当氩气流量不变为6l/min时，随着焊接电流增大，抗拉强度逐渐减小，断后伸长率先减小后增大。当焊接电流为40A时，其晶粒细小，组织均匀，抗拉强度为369.9ＭＰA，断后伸长率为14.05％。焊接接头热影响区由粗晶区和细晶区构成，焊缝区主要由细小β相晶粒组成。该焊接接头成形优良，外形美观，力学性能较好。

（2）当焊接电流不变为45A时，焊接接头抗拉强度随氩气流量升高而降低，断后伸长率基本稳定在11.24％左右。当氩气流量为6l/min时，抗拉强度为364.23ＭＰA。

（3）不同焊接参数的焊接接头硬度分布趋势大致相同，在焊缝中心附近0.5mm区域硬度较小，其为210HＶ左右，远离焊缝中心到两边热影响区逐渐增大，在热影响区熔合线附近硬度达到最高，然后随着距母材越近，硬度值逐渐降低。

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作者简介：晏杰（1994—），男，硕士，助理工程师，主要从事熔焊、激光焊、高频感应钎焊工作．