Microstructure and properties of electron beam welded TA1 medium plate and analysis of joint strengthening
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摘要: 采用真空电子束焊对30 mm厚TA1工业纯钛试板开展焊接试验，结合光学金相显微镜（OM）、维氏硬度、拉伸试验及电子背散射衍射（EBSD）对接头进行宏微观组织性能检验，分析电子束焊接过程对TA1材料微观组织与力学性能的影响及接头强化原因。结果表明：电子束焊接热循环过程使TA1母材至焊缝组织由等轴α向锯齿α转变；焊缝及热影响区的强度、硬度均高于母材；接头性能得到强化与锯齿α及针状α马氏体对硬度的提升作用、焊缝及热影响区内细小的锯齿状α晶粒以及微细孪晶对焊接组织的细化作用有关。Abstract: Electron beam welding was used to weld 30 mm thick TA1 pure titanium plates. Combined with optical microscope (OM) and electron backscatter diffraction (EBSD), the microstructure, Vickers hardness and tensile test of the joint were carried out. The influence of welding process on microstructure and mechanical properties of TA1 material and the strengthening reason of the joint were analyzed. The results show that the microstructure from TA1 base metal to weld metal changes from equiaxed α to serrated α. The strength and hardness of welding seam and the heat affected zone are higher than the base metal. The strengthening of the joint properties is related to the increasing effect of serrated α and acicular α martensite on the hardness, the existence of a large number of serrated α lower than the grain size of the base metal in the weld seam and heat-affected zone, and the refining effect of micro-twinning on the welding microstructure.
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Key words:
- TA1 /
- electron beam welding /
- microstructures /
- mechanical properties
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0. 引言
钛及其合金具有高比强度、耐腐蚀、加工性能良好等特性，广泛应用于石油、化工、能源等领域的关键部件及管道[1-2]。而钛及其合金结构件与上述工程领域的应用更是离不开各类焊接技术。目前，适宜于钛及其合金的焊接技术主要包括激光焊[3]、钨极氩弧焊[4]、搅拌摩擦焊[5]、等离子弧焊[6]及真空电子束焊[7]。近年来, 钛及其合金于原子能、载人深潜器、航空航天等尖端领域的大量应用，更是对钛及其合金焊接缺陷防治、接头服役性能提升等方面提出了更高要求。对比研究表明[7-8]，真空电子束焊接技术具有能量密度高、焊缝熔深大、焊接变形小、工艺重现性好等优势，特别适合于对焊缝质量要求较高的厚板钛及其合金的焊接。同时，真空施焊可有效避免环境气氛中H、O、N等杂质元素对接头力学性能的恶化作用。
钛及其合金具有热导率低、电阻率高、热容量大等特性，焊接过程中易出现过热，造成焊缝组织粗大，接头韧塑性下降及焊接变形，进而影响到整体焊接结构的服役寿命[9]。 因此，研究电子束焊接过程中钛及其合金的组织性能变化规律及相关作用机制对于钛及其合金的焊接工艺调控及工程应用等都具有重要意义。笔者拟通过对工业纯钛TA1中厚板电子束焊接头开展金相组织（OM）、硬度、静态拉伸及电子背散射衍射（EBSD）表征，分析电子束焊接热循环过程对TA1材料微观组织及力学性能的影响规律以及相关作用机制，为TA1中厚板于工程领域的应用提供试验数据及理论依据。
1. 试验材料和方法
1.1 试验材料
研究中用于电子束焊接的试验材料为攀钢产30 mm厚工业纯钛TA1热轧板，试板尺寸为500 mm×150 mm×30 mm，其化学成分见表1。焊前，试板经650 ℃×2 h的再结晶退火热处理，以消除试板中可能存在的孪晶和残余应力。
表 1 TA1 化学成分Table 1. Chemical composition of TA1 plate% Fe C N H O Ti 0.035 0.011 0.002 0.001 0.038 余量 焊前使用丙酮清洗试板表面，可有效消除杂质、油污等对试板焊接质量构成的影响。焊接采用对焊形式，装配示意见图1。为保证焊缝充分熔透及成形质量，在焊接试板背部添加与其具有相同材质的锁底垫板。焊前装配过程中，通过工装夹具对试板施加拘束，保证试板之间以及试板与垫板之间的间隙均小于0.1 mm。焊后通过机加工除去垫板，即可将可能形成于焊缝根部的气孔缺陷引出工件，提升焊接质量。
1.2 试验方法
采用K100-G150/300KM型高压真空电子束焊机对TA1试板开展焊接试验，设备加速电压为150 kV，功率为30 kW，真空度为5×10−3 Pa，工艺参数见表2。焊接过程中，采用圆形波对焊缝进行扫描，起到搅拌熔池金属、消除熔深不均及加速气体逸出的作用[10]，有助于提升焊缝质量。
焊后参照《GJB 1718 A—2005》标准对焊接试板进行X射线探伤。接头截面试样经磨制、抛光及腐蚀（腐蚀液HF∶HNO3∶H2O=2∶3∶95）后进行宏微观组织检验。使用OLYMPUS光学金相显微镜观察接头微观组织。沿试板厚度方向分3层对母材和接头进行拉伸性能取样，母材试样沿垂直于板材轧制方向截取，焊接试样沿与焊缝垂直方向截取并使焊缝位于试样中心。采用MTS-CMT5205型万能拉伸试验机，参照《GB/T 228.1—2010》标准开展拉伸性能测试，测试结果取3个有效数据的平均值。采用HBV-30 A型维氏硬度计，参照《GB/T 4340.1—2009》标准分别沿距焊接试样上表面5 、15 mm及距下表面5 mm的位置对试样进行截面硬度测试，所用载荷为4.9 N，加载时间为10 s，测点间距为0.5 mm。EBSD试验设备为FEI MIRA3型场发射扫描电子显微镜，加装高分辨EBSD探测器。EBSD样品制备过程包括：TA1焊接试样首先在SiC砂纸上机械抛光，随后在电解液（高氯酸∶乙酸体积百分比为4.7∶100）中进行电解抛光。抛光电压为28 V，温度为室温（25 ℃），电流为0.9～1.2 A，时间约60 s。
表 2 电子束焊接工艺参数Table 2. Process parameters of EBW工艺
参数加速电压
/kV聚焦电流
/mA束流
/mA焊接速度/(mm·s−1) 扫描频率
/Hz扫描幅值
/mm聚焦
方式定位焊 150 2250 30 15 8 000 0.5 下聚焦 深熔焊 150 2250 90 15 8 000 0.5 下聚焦 2. 结果与讨论
2.1 接头宏观组织表征
TA1电子束焊接头宏观组织形貌见图2。由图2（a）可见，焊缝宏观形貌呈典型的上宽下窄“钉子”形，深宽比约为10∶1。焊缝成形良好，无气孔、夹杂及裂纹等常见缺陷。由图2（b）可见，焊接热循环作用下，焊缝及热影响区组织与母材组织在形态及晶粒尺寸上均存在显著差异。具体表现为焊缝组织为熔池金属快速凝固而形成的粗大柱状晶，热影响区组织呈片状且晶粒尺寸介于焊缝与母材之间，而母材组织呈等轴状且晶粒最为细小。
2.2 接头微观组织OM表征
2.2.1 母材微观组织
由图3可见，TA1中厚板母材组织为等轴α相，平均晶粒尺寸约为50 μm，无退火孪晶。
2.2.2 接头微观组织
图4为接头中层微观组织。图4（a）表明，焊缝组织由柱状α相及锯齿状α相组成。热影响区组织为锯齿α相，晶粒尺寸介于母材与焊缝之间。图4（b）表明热影响区中的锯齿α相晶粒大小不一且部分晶粒存在晶界重叠。由图4（c）可见，分布于焊缝两侧的粗大柱状α相朝焊缝中心生长，部分晶粒尺寸相对细小的锯齿α相分布于柱状晶内。图4（d）表明，焊缝组织中除典型锯齿α相外，还含有少量的针状α相马氏体。
TA1焊接接头不同区域的组织形态差异与焊接过程中能量的不均匀分布及工业纯钛自身的传热特性有关。试验中TA1板厚为30 mm，焊接结束后，熔池金属的结晶和冷却过程均属于厚板的三维传热，冷速较快，导致在狭窄的焊缝内形成极大的温度梯度，造成各焊缝微区内的冷却速度极不均匀。在高过冷度下，熔池金属快速凝固，形成粗大的铸态β相（柱状晶）。在后续的冷却过程中，因各微区内冷却速度差异及相变类型的不同，而在柱状晶内形成锯齿状α相和针状α相马氏体[11]。需要说明的是，工业纯钛在25 ℃时的热导率为14.99 W/（m·℃），仅有铁的1/6，铝的1/16，散热性能差，导致其在焊接过程中极易出现过热现象。而柱状晶内部分区域出现晶粒粗大的锯齿状α相则是由于TA1较差的热传导性能造成焊缝金属高温停留时间过长，促使锯齿状α相晶粒有过热倾向。由于热影响区在焊接过程中的加热温度明显低于焊缝，加之其冷却速度又明显低于焊缝，故仅生成了锯齿状α相组织。
图 4 接头中层不同区域的微观组织（a）接头组织形貌；（b）热影响区组织；（c）焊缝低倍组织；（d）焊缝高倍组织Figure 4. Microstructures in different areas of the joint2.3 接头微观组织EBSD表征
2.3.1 接头截面组织形态
EBSD分析中最有价值的是提供了晶粒取向与组织的对应关系。本研究中，通过EBSD数据中的反极图（IPF图，见图5）来表示TA1电子束焊接头截面各区域晶粒取向和组织的对应关系。
图 5 接头不同区域的截面组织形态（IPF图）（a）上层 ；（b）中层 ；（c）下层Figure 5. IPF images of the joint at different position由图5可见，电子束焊接过程使TA1接头热影响区中的部分晶粒得到细化。相比于热影响区，焊缝中仅含有少量经过细化的锯齿状α相。对于取自接头上层、中层及下层的试样，其焊接热影响区中均含有大量晶粒尺寸相对细小的锯齿状α相，且其晶粒尺寸要明显低于母材晶粒。焊缝及热影响区内大量细化晶粒的存在有助于提升TA1接头的整体强度及硬度。
2.3.2 焊接组织孪晶分布
工业纯钛在室温下具有密排六方（HCP）晶体结构，而HCP金属中孪晶的形成又与晶体取向和外加载荷的方向以及载荷类型（拉或压）紧密相关[12]。平行于C轴方向拉伸或垂直于C轴方向压缩产生的孪晶，称为拉伸孪晶；平行于C轴方向压缩或垂直于C轴方向拉伸产生的孪晶，称为压缩孪晶[13]。对工业纯钛塑性变形机制的研究表明[14-15]：材料具有{0001}<11-20>，{10-10}<11-20>和{10-11}<11-20>共12个滑移系，因滑移方向都在（0001）面内，实际上只有4个独立的变形模式，而材料在室温下的有效孪生系为{10-12}<10-1-1>拉伸孪晶和{11-2-2}<11-2-3>压缩孪晶。笔者采用EBSD，以取自TA1电子束焊接头中层的焊缝及热影响区为研究对象，分析焊缝及热影响区内孪晶的类型及分布情况。
TA1接头中层焊缝及热影响区EBSD数据见图6。图6（a）中红、绿、蓝及混色代表不同的晶体取向。图6（b）中不同颜色的线代表不同类型的孪晶。图6(c)说明焊缝及热影响区组织均无晶体学择优取向（织构）。结合图6（b）和图6（d）可知，焊缝及热影响区处产生了大量变形孪晶，以{10-12}拉伸孪晶和{11-22}压缩孪晶为主，孪晶的产生可能与接头内部焊接残余应力对其诱导作用有关。孪晶与孪晶以及孪晶与晶界之间的相互交割使焊缝及热影响区晶粒大幅细化，强化效果可类比细晶强化，有助于提升接头的强度、硬度。此外，尺寸和方向各异的孪晶的出现增加了焊接组织精密结构，改善了杂质分布，有利于增加接头塑性[11]。
图 6 焊缝（左）及热影响区（右）EBSD图(a)(c)反极图；(b)(d)晶界取向分布；(e)(g)极图；(f)(h)孪晶取向差角/轴Figure 6. EBSD images of weld seam and HAZ2.4 接头拉伸性能
表3中列出了TA1母材及接头室温的拉伸性能。可见分层取样位置并未对TA1的拉伸性能构成明显影响，说明母材及焊接试样的力学性能均匀性较好。对比拉伸性能可知，焊接试样的屈服强度、抗拉强度及断面收缩率总体上略高于母材，平均断后伸长率（46.7%）略低于母材（47.3%），表明电子束焊接过程使焊缝及热影响区强度提升。另外，焊接试样的拉伸断口均位于远离焊缝的母材区域（距焊缝约10 mm），表明焊缝金属的强度要明显高于母材。游标卡尺测量表明，对于经拉伸的接头试样，其焊缝处直径要明显大于出现颈缩的母材断口处直径，说明焊缝处出现了较为明显的硬化现象。
图7为典型的焊接拉伸断裂试样，具有明显韧性断裂特征。在拉伸断口及焊缝周围母材区均出现颈缩现象，表明焊缝及热影响区的强度明显高于母材。焊接部位得到强化与焊缝及热影响区内分布的形态不同的α相及孪晶有关。对于工业纯钛的焊接，焊缝及热影响区内形成的大量锯齿α相晶粒内部所含的亚结构对接头有强化作用[16]。另外，焊缝组织内含有的少量针状α相马氏体由于具有高出母材的强度及硬度[17]，也会对接头起到部分强化作用。由于焊缝及热影响区的强度高于母材，在拉伸载荷作用下，强度不均匀区域会发生程度不同的塑性变形，即在强度较低的母材区率先发生塑性变形。当母材区的塑性变形总量高于焊接区时，将会在母材区出现明显颈缩并最终断裂于母材。
表 3 TA1母材及接头室温（25 ℃）拉伸性能Table 3. Tensile properties of BM and welded joints at room temperature样品分类 取样
位置Rp0.2
/MPaRm
/MPaA
/%Z
/%断口距焊缝
/mm焊缝直径
/mm断口直径/mm
母材上层 200.3 334.0 43.7 74.3 中层 188.0 326.5 50.3 75.5 下层 191.7 331.3 48.0 74.3
接头上层 225.7 335.3 47.7 76.0 12.4 4.6 4.2 中层 220.7 332.7 46.7 76.7 11.1 4.6 4.2 下层 216.0 335.3 45.7 76.0 9.7 4.6 4.3 注：Rp0.2-屈服强度；Rm-抗拉强度；A-断后伸长率；Z-断面收缩率。 2.5 接头截面硬度分布
对焊接试样不同熔深位置的截面硬度进行检测，结果见图8。可见接头上层、中层及下层截面的硬度分布趋势大致相同。即焊缝硬度最高，热影响区次之，母材硬度最低。
材料硬度值上的变化是其微观组织出现差异的直接反馈。TA1接头硬度分布差异与焊接过程中形成的形态不同的α相有关。母材经再结晶退火后，形变孪晶造成的强化作用消失，加之母材组织为等轴结构，因而硬度最低。焊缝及热影响区的硬度高于母材，则是因这些区域内聚集的大量锯齿α相晶界对硬度有提升作用[18]以及形变孪晶对于焊接组织的细化作用。而焊缝中心区硬度略高于热影响区，则是由于焊缝组织中除锯齿α相外，还含有少量硬度较高的针状α相马氏体。在这些因素的共同作用下，使得TA1焊接试样的截面硬度表现出了不同的变化趋势。
3. 结论
1）TA1母材组织为等轴α相；热影响区组织为锯齿α相和孪晶；焊缝组织为由柱状α相、锯齿α相、少量针状α相马氏体和孪晶组成的混合组织。
2）电子束焊接过程使TA1材料得到强化。拉伸及硬度试验表明：焊缝区强度、硬度最高，热影响区其次，母材强度、硬度最低。
3）焊接过程中形成的锯齿α相及针状α相马氏体对硬度的提升作用、焊缝及热影响区内大量低于母材晶粒尺寸的锯齿状α相的存在以及微细孪晶对焊接组织的细化作用有助于使TA1焊缝及热影响区表现出具有高于母材的强度及硬度。
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图 4 接头中层不同区域的微观组织
（a）接头组织形貌；（b）热影响区组织；（c）焊缝低倍组织；（d）焊缝高倍组织
Figure 4. Microstructures in different areas of the joint
图 5 接头不同区域的截面组织形态（IPF图）
（a）上层 ；（b）中层 ；（c）下层
Figure 5. IPF images of the joint at different position
图 6 焊缝（左）及热影响区（右）EBSD图
(a)(c)反极图；(b)(d)晶界取向分布；(e)(g)极图；(f)(h)孪晶取向差角/轴
Figure 6. EBSD images of weld seam and HAZ
表 1 TA1 化学成分
Table 1. Chemical composition of TA1 plate
% Fe C N H O Ti 0.035 0.011 0.002 0.001 0.038 余量 
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表 2 电子束焊接工艺参数
Table 2. Process parameters of EBW
工艺
参数加速电压
/kV聚焦电流
/mA束流
/mA焊接速度/(mm·s−1) 扫描频率
/Hz扫描幅值
/mm聚焦
方式定位焊 150 2250 30 15 8 000 0.5 下聚焦 深熔焊 150 2250 90 15 8 000 0.5 下聚焦
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表 3 TA1母材及接头室温（25 ℃）拉伸性能
Table 3. Tensile properties of BM and welded joints at room temperature
样品分类 取样
位置Rp0.2
/MPaRm
/MPaA
/%Z
/%断口距焊缝
/mm焊缝直径
/mm断口直径/mm
母材上层 200.3 334.0 43.7 74.3 中层 188.0 326.5 50.3 75.5 下层 191.7 331.3 48.0 74.3
接头上层 225.7 335.3 47.7 76.0 12.4 4.6 4.2 中层 220.7 332.7 46.7 76.7 11.1 4.6 4.2 下层 216.0 335.3 45.7 76.0 9.7 4.6 4.3 注：Rp0.2-屈服强度；Rm-抗拉强度；A-断后伸长率；Z-断面收缩率。
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