高铌TiAl/Ti600合金电子束焊接头组织与性能

摘 要：对高铌TiAl/Ti600合金进行了电子束焊接试验以便对高温钛合金与高铌TiAl合金高质焊接提供理论及试验依据，采用金相显微镜、扫描电子显微镜及X射线衍射仪等设备对焊接试样进行了分析. 结果表明，高铌TiAl/Ti600接头极易产生裂纹缺陷. 接头焊缝主要形成细针状α2-Ti3Al相及α-Ti相，而高铌TiAl侧热影响区呈现板条状及等轴组织形貌，Ti600侧热影响区为针状α′相. 接头焊缝区硬度最大，达到586 HV，Ti600侧向高铌TiAl侧过渡过程中硬度逐渐增大，由焊缝到两侧热影响区硬度过渡梯度较大. 高铌TiAl/Ti600电子束焊接头室温抗拉强度可达516 MPa，且接头断裂于偏高铌TiAl侧焊缝区，断裂性质为典型的脆性解理断裂，呈现穿晶断裂特征.

关键词：Ti600合金；高铌TiAl合金；电子束焊接；显微组织；力学性能

0 序 言

新一代航天发动机追求高性能，因此在发动机设计与制造中大量选用新材料与异种材料. TiAl合金具有密度小、高比强度、高弹性模量及优异的抗高温抗蠕变性能[1,2]，是目前高性能航天发动机制造中极富应用前景的新型轻质高温高强材料. 但是TiAl合金由于室温脆性很差[3]，可加工性不好，因此单从可靠性及成本方面看整体采用TiAl合金是不现实的，必须与其它材料组合使用. Ti600作为近α型高温钛合金，其密度小、比强度高及工作温度(600 ℃)高，加工性能好. 若能将这两种材料进行有效组合则能更进一步发挥各自材料的性能与结构优势，可有效提升发动机的整体性能水平.

目前TiAl合金的熔化焊主要集中于TiAl合金同种材料焊接[4-8]，对其与异种材料的熔化焊连接较少，尤其是与高温钛合金的连接. TiAl合金熔化焊冷却过程中由于较快的冷却速度，接头容易形成脆硬α2-Ti3Al相[4-8]，导致接头焊后易产生裂纹. 高温钛合金与高铌TiAl合金由于物理性能如熔点、导热系数等的差异[9,10]，易在接头中产生较大的热应力，使得接头裂纹的敏感性增加. 因此对高温钛合金与高铌TiAl合金的焊接分析具有重要意义.

文中采用适宜于异种金属焊接的电子束焊接方法，进行Ti600与高铌TiAl合金的电子束焊接试验. 通过分析接头的组织与性能，为高温钛合金/高铌TiAl的高质焊接提供理论与试验依据.

1 试验方法

试验材料高铌TiAl合金名义成分为Ti-45Al-8.5Nb-0.5W-0.1Y，经热等静压和包套锻造复合工序得到，为典型的近片层组织，如图1a所示. 其中，γm相呈灰黑色块状，(α2+γ)相呈浅灰色片层状，B2相呈白色块状，主要位于原始β晶界处. 高温钛合金选用Ti600，其名义成分为Ti-6Al-2.8Sn-4Zr-0.4Mo-0.4Si-0.1Y最高使用温度可达600℃的近α钛合金，组织呈典型的网篮特征，如图1b所示. 其中，合金中主要为α相，呈灰黑色条状，白色条状为富Mo, Sn元素的α相，主要位于α相晶界处，原始β晶界不明显.

待焊试板尺寸为50 mm×20 mm×2 mm，焊前待焊面经过砂纸逐层打磨，然后用丙酮进行反复超声清洗，去除油污及灰尘. 焊接设备采用法国MEDARD45型电子束焊机，接头采用对接形式. 焊后接头金相试样采用线切割在焊缝中部截取，再经机械逐层打磨、抛光、腐蚀；采用扫描电镜(SEM, Quanta200FEG)观察接头微观组织形态、断口形貌特征；采用能谱仪(EDS, TN4700)和X射线衍射仪(XRD, empyrean)对焊缝区进行成分分析和相结构分析；接头抗拉强度在INSTRON MODEL1186电子万能试验机上进行，显微硬度在数字式显微硬度计(HXD1000TM)上进行测试.

图1 母材微观组织形貌

Fig.1 Microstructure of base metal

2 试验结果及分析

2.1 焊接接头显微组织

图2为电子束焊接头上表面宏观形貌. 由图2可知，焊缝上表面熔宽均匀，无咬边、飞溅等缺陷，但焊缝略微塌陷，接头存在宏观横向裂纹，裂纹起源于焊缝部位，垂直延伸至热影响区和母材.

图2 电子束焊接头宏观形貌

Fig.2 Macroscopic of EBWed joint

图3为电子束焊接头截面宏观形貌. 经电子束焊后，焊缝区颜色较浅，柱状晶形貌不显著. TiAl侧熔合线外近缝区为浅色的耐腐蚀区，由两侧熔合线可知，Ti600侧金属熔化量较大，形成不对称接头.

图3 电子束焊接头截面形貌

Fig.3 Cross-section morphology of EBWed joint

图4为接头焊缝区的显微组织形貌. 由图4可见，焊缝组织为细小针状组织，经EDS(表1)分析可知，A区针状组织主要为(α+α2)相，这是由于焊缝区冷却速度极快，由β晶界析出的α相发生马氏体转变形成细小针状组织，另有部分针状α相有序化为α2-Ti3Al相. B区组织Ti及Al元素比例大于3∶1，则可推测为α2与α混和相，以α相为主. C区由于Nb元素含量较高，则可认为是高温β/B2相.

图4 接头焊缝区微观组织形貌

Fig.4 Microstructure of fusion zone

表1 焊缝区能谱结果(原子分数，%)

Table 1 EDS results of fusion zone

区域元素可能相TiAlSnNbZrSiA77．317．70．91．91．60．6α2?Ti3Al+α?TiB78．616．61．71．61．00．6α2?Ti3Al+α?TiC77．018．01．33．700β/B2

图5为接头焊缝区X射线衍射(XRD)及电子束背散射衍射(EBSD)分析. 由图5可知，接头焊缝区相成分主要为α2-Ti3Al,α-Ti相，含量约为38.55%,39.65%. 此外在EBSD中还检测到少量β/B2相和微量γ-TiAl相存在. 对于焊缝中少量存在的β/B2相，是由于Nb,W元素为β相稳定元素，而焊缝区冷却速度极快，导致合金元素不易扩散，易造成Nb元素等偏析，从而有部分高温β/B2相在室温状态下得到保留而成为亚稳相[5]. 由于α2-Ti3Al相脆硬性较高，使得焊缝塑性急剧降低，是接头产生裂纹的重要原因.

图5 接头焊缝XRD和EBSD结果

Fig.5 XRD and EBSD results of fusion zone

图6为接头热影响区的显微组织. 由图6a可知，高铌TiAl侧热影响区可分为A，B和C三部分，其中A区为沿熔合线外侧的耐腐蚀区，该处由于温度稍低于母材熔点，而冷却速度又极快，发生部分高温β相转变而产生，组织呈板条状形态. 经能谱分析可知，板条状组织为α2-Ti3Al相，灰黑色区域则为γ-TiAl相(图6d)；B区为中间地带，温度介于A区和C区之间，成分主要为γ-TiAl相和少量α2-Ti3Al相(图6c)；C区域由于靠近母材区，温度相对较低，发生重结晶，该区仅晶粒形貌发生变化，晶体结构未发生变化，为等轴状组织(图6b).

在热影响区还观察到多条微裂纹，这与α2相和γ相的结构形态及线胀系数的不同有关[11]. 一方面由于α2相为六方结构，γ相为四方结构，且α2相晶格常数大于γ相晶格常数，使得两者之间存在一定错配度，微裂纹易在二者晶界上形成；另一方面，由于α2与γ两相之间的热膨胀系数的差异，在冷却过程中导致热影响区产生微裂纹.

图6 高铌TiAl合金侧热影响区组织形貌

Fig.6 Microstructure of heat affected zone of high-Nb TiAl alloy

Ti600侧热影响区形貌如图7所示. 由图7可见热影响区宽度达到720 μm，为粗大的针状组织(图7b)，近缝区到远缝区晶粒尺寸过渡较大，这是由于Ti600母材熔点较高、热导率及比热较低，冷却时在β相区驻留时间较长，导致近缝区晶粒严重粗化. 而远缝区则为针状的α′相网篮组织，相对于近缝区尺寸较小.

图7 Ti600合金侧热影响区组织形貌

Fig.7 Microstructure of heat affected zone of Ti600 alloy

2.2 接头力学性能

图8为接头硬度分布. 由图8可知，焊缝区硬度显著增高，达到500 HV以上，并且由TiAl侧到Ti600侧硬度逐渐增大，这从侧面也说明了接头焊缝区组织均匀性较差. 通过对两侧热影响区对比发现，TiAl侧热影响区显著高于Ti600侧，这与热影响区显微组织分析相符合. 此外由文献[12]可知钛合金中α′马氏体相与钢中马氏体相不同，其不能显著增加材料硬度，因此Ti600侧热影响区硬度相对较低.

图8 接头横截面硬度分布

Fig.8 Micro-hardness distribution of joint

对无裂纹接头进行室温拉伸发现，接头抗拉强度达到516 MPa，约为高铌TiAl母材强度(724 MPa)的71.27%. 由于焊缝区产生一定量α-Ti相，对接头脆性起到缓和作用，因此接头强度有一定提高.

Ti600/高铌TiAl接头拉伸断裂于焊缝区熔合线附近，断裂路径如图9所示. 由于该区域存在较大的组织过渡、应力过渡及微裂纹缺陷，使得裂纹易于在此处萌生并扩展. 此外在TiAl侧热影响区与母材的交界处还存在一条裂纹，其上部起始于焊趾处，终止于中部热影响区.

图9 接头宏观断裂形貌

Fig.9 Fracture macro-morphology of joint

图10为接头断口形貌，图10b为图10a中白色框图区域的放大. 由图观察可知，断口上存在二次裂纹，且在断口表面可见大量解理台阶、河流花样等，断裂特征为穿晶断裂，可推断接头断裂性质为典型的脆性解理断裂.

图10 断口微观形貌特征

Fig.10 Fracture micro-morphology of joint

4 结 论

(1) 高铌TiAl/Ti600合金电子束焊接性较差，焊后接头极易产生横向裂纹，严重影响接头力学性能.

(2) 高铌TiAl/Ti600接头焊缝区主要形成细针状α2-Ti3Al相及少量α-Ti相；接头高铌TiAl侧热影响区以板条状和等轴组织为主，Ti600侧热影响区主要为针状α′相，呈网篮状组织.

(3) 高铌TiAl/Ti600接头室温强度达516 MPa，这是因为α-Ti相的存在对接头脆性起到缓和作用. 接头焊缝区硬度最大且Ti600侧向高铌TiAl侧硬度逐渐增大，由焊缝到两侧热影响区硬度过渡梯度较大. 接头断裂于熔合区，为典型脆性解理断裂.

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