TA1中厚板电子束焊接头组织及力学性能

白 威，李大东，李 军，王 莹，张宇鹏，黎小辉

（1.攀钢集团研究院有限公司钒钛资源综合利用国家重点实验室，四川攀枝花617000；2.广东省焊接技术研究所（广东省中乌研究院），广东广州510650；3.广东省材料与加工研究所，广东广州510650）

TA1中厚板电子束焊接头组织及力学性能

白 威1，李大东1，李 军1，王 莹1，张宇鹏2，黎小辉3

（1.攀钢集团研究院有限公司钒钛资源综合利用国家重点实验室，四川攀枝花617000；2.广东省焊接技术研究所（广东省中乌研究院），广东广州510650；3.广东省材料与加工研究所，广东广州510650）

针对30 mm厚TA1中厚板开展电子束焊接试验。通过光学显微镜、维氏硬度仪、拉伸试验机等检测手段，分析焊接过程对TA1微观组织及力学性能的影响。结果表明，采用电子束焊在适当规范下可获得优质接头。接头不同区域组织差异显著：母材为等轴α；焊缝由柱状α、锯齿α和少量针状α组成；热影响区为锯齿α。随熔深增加，焊缝中柱状α与锯齿α晶粒尺寸递减，柱状α晶界逐渐变模糊。拉伸试验中，焊接试样出现颈缩并断于母材。对于取自不同位置的母材及焊接试样，拉伸性能差异不大，但焊接试样强度略高于母材。不同熔深处接头横向硬度分布趋势大致相同：焊缝中心区最高，热影响区其次，母材最低。与母材相比，接头的一系列性能表现与电子束焊接过程中较快的冷速、TA1材料传热特性以及锯齿α与针状α的强化作用有关。

TA1中厚板；电子束焊接；微观组织；力学性能

0 前言

工业纯钛TA1是重要的耐蚀结构材料，广泛应用于石油化工、海洋工程及原子能领域[1]。目前，钛材的焊接方法主要包括钨极氩弧焊（TIG）、激光焊及电子束焊（EBW）。TIG焊的单道熔深受钨极载流能力限制，当焊接厚板时需开坡口进行分层多道焊，焊接过程中多次热输入易导致接头过热脆化及工件变形。因此，TIG焊多用于10 mm以下钛材薄板的焊接。窄间隙TIG焊正成为当今厚板钛及钛合金焊接技术的研究热点。然而，接头变形与开裂以及焊接缺陷控制一直是制约该技术发展与应用的“瓶颈”[2]。激光焊兼顾焊接质量和生产效率，并可通过改变光路实现工件全位置焊，但单道激光束的穿透能力远逊色于电子束[3]。近年来，20 mm以上厚度金属焊接结构件在海军装备及船舶等大型装备制造领域的广泛应用对现有焊接技术提出挑战。在众多焊接技术中，电子束焊因能量密度高、焊缝熔深大、真空施焊等优势脱颖而出[4]。

电子束焊接过程中，焊缝内部较大的温度梯度以及钛材自身传热特性决定了接头局部组织和性能与母材相比存在差异，这些差异又会直接影响到焊接结构的整体性能，甚至使用寿命[5]。迄今为止，有关TA1的报道多是针对薄板开展TIG焊、潜弧焊及激光焊等研究[6-7]，而涉及电子束焊对TA1中厚板微观组织及力学性能影响的研究还鲜有报道。本研究拟通过对TA1中厚板电子束焊接头开展金相组织、维氏硬度及拉伸性能检验，分析焊接过程对TA1材料组织及力学性能的影响，为材料的工程应用提供实验数据和理论依据。

1 试验

1.1 试验材料

焊接材料为攀钢热轧板厂生产的30mm厚TA1热轧中厚板，试板尺寸500 mm×150 mm×30 mm，并经过500℃×4 h真空光亮退火处理，化学成分见表1。施焊前，先采用机械加工除去试板表层氧化膜，再使用丙酮反复擦拭，去除杂质及油污。

表1 TA1中厚板化学成分Table 1 Chemical composition of TA1 medium plate%

1.2 试验方法

焊接设备为K100-G150/300KM-CNC型真空电子束焊机，加速电压150 kV，额定功率30 kW。采用平板对接形式，不开坡口，工艺参数见表2。焊缝与板材轧制方向垂直。为确保焊缝熔透而又不致塌陷，在试板底部添加同材质的锁底垫板。装配时，通过工装施加约束。添加垫板可避免未焊透，还可将常见于非穿透电子束焊缝根部的“钉尖缺陷”过渡到锁底垫板[8]。焊后除去垫板，即可将缺陷引出工件，提升焊接质量。焊接过程中，电子束做圆形扫描，可实现对熔池金属的充分搅拌，有助于消除熔深不均并加速气体逸出[9]。

表2 电子束焊接工艺参数Table 2 Technical parameters of EBW

焊后参照GJB 1718A-2005标准进行X射线探伤。采用线切割截取接头横截面试样，经磨制、抛光及腐蚀后进行宏观及微观组织检验。腐蚀液成分为HF∶HNO3∶H2O=2∶3∶95。使用OLYMPUS光学金相显微镜观察接头各区域微观组织。按GB/T 228.1-2010标准进行拉伸试验。考虑到母材和焊接试样沿厚度方向拉伸性能可能存在差异，故分3层取样。母材试样沿垂直于板材轧制方向截取。焊接试样沿垂直于焊缝方向截取，焊缝居于中心。焊接试样尺寸加工与母材试样相同，如图1所示。拉伸测试采用MTS-CMT5205型电液伺服万能拉伸试验机，试验结果取3个有效数据平均值。参照GB/T 4340.1-2009标准，采用HBV-30A型维氏硬度仪分别沿距焊接试样上表面5 mm、厚度中心及距下表面5 mm位置进行接头横向硬度检测，载荷4.9 N，加载时间10 s，测点间距0.5 mm。

图1 拉伸试样几何尺寸（单位：mm）Fig.1 Geometry dimension of tensile samples

2 结果与讨论

2.1 焊接接头宏观形貌

接头外观形貌如图2a所示。焊缝表面呈光亮银白色，外观成形良好，无咬边、凹陷及气孔等缺陷。图2b为接头横截面低倍试样照片，沿熔深方向焊缝宽度逐渐变窄，符合“钉形”特征。焊缝中心两侧为熔池金属快速凝固形成的粗大柱状晶。焊缝总长约36.4 mm，焊缝顶部宽约3.5 mm，深宽比约10∶1。

图2 TA1中厚板电子束焊接头宏观形貌Fig.2 Macroscopic morphology of electron beam welded TA1 medium plate joint

2.2 焊接接头不同区域微观组织

2.2.1 TA1中厚板母材微观组织

TA1母材微观组织照片如图3所示。母材由单一的等轴α构成，晶粒尺寸相对均匀（约50 μm），部分晶粒由于再结晶不完全而尺寸稍大。

图3 TA1中厚板母材微观组织Fig.3 Base metal microstructure of TA1 medium plate

2.2.2 接头焊缝微观组织

图4a、4b、4c分别为焊缝上层、中层及下层区域微观组织。焊缝中心主要由粗大的柱状α构成。柱状α关于焊缝中心对峙排列，并向其生长。焊缝各层柱状晶形态均不相同。由图4a可知，焊缝上层区域的柱状晶晶界清晰，长约1000μm，宽约500 μm。柱状晶内部为熔池金属快速冷却而形成的尺寸相对细小且分布随机的锯齿α，部分锯齿α晶界交错重叠。由图4b可知，焊缝中层区域的柱状晶晶界略显模糊。与焊缝上层相比，焊缝中层的柱状晶长度明显变短，宽约400 μm。同时，柱状晶内锯齿α晶粒尺寸也略微变小。由图4c可知，焊缝下层的柱状α晶界基本消失，柱状α宽约300~400 μm。柱状晶内组织仍为锯齿α，且锯齿α尺寸整体上小于上层和中层焊缝中的锯齿α。图4d～4f分别为图4a～4c经放大后的微观组织照片。可以看出，焊缝微观组织除锯齿α外，还含有少量针状α。

焊缝组织形态沿熔深方向出现差异与TA1材料自身传热特性以及电子束焊接过程中能量分布不均匀有关。焊接过程中，较快的冷速使得在毫米尺度的焊缝内部形成了极大的温度梯度。熔池金属快速凝固而形成粗大的铸态β相，并在随后快速冷却过程中通过β→α扩散相变析出稳定态的α相，形成锯齿α和针状α。部分锯齿α晶粒粗大则是因TA1材料自身相对较差的传热特性以及中厚板较大的厚度导致焊缝金属高温停留时间相对较长，引起锯齿α晶粒有过热倾向。针状α的形成则是因其形成所需冷速与锯齿状α不同[4]。焊缝由上至下，柱状α与锯齿α晶粒尺寸逐渐变小，则是由于电子束焊的能量传递特点决定了熔池上部金属要凝固滞后于中部及下部，高温停留时间相对较长，晶粒长大明显。而中部及下部熔池金属的冷却速度相对较快，晶粒长大程度相对较低，因而柱状α晶界逐渐变得不明显。

2.2.3 接头HAZ微观组织

接头中层区域HAZ组织如图5所示。由图5a可知，母材（Base metal）、HAZ及熔合区（FZ）因组成相α的形态差异而分界明显。与母材相比，HAZ及熔合区组织均出现了晶粒粗化现象，且朝焊缝中心方向粗化程度进一步增加。HAZ组织由锯齿α构成，晶粒尺寸整体上介于母材与熔合区之间。由于焊接时HAZ温度可达到接近TA1熔点的高温，故该区域组织相当于受到了热处理，在β→α相变重结晶生成锯齿α的同时，晶粒受热粗化，形成粗大的锯齿α。但因焊接过程中HAZ的冷速明显低于熔合区，故未能在该区域观察到针状α生成。由图5b可知，HAZ完全由锯齿α构成，部分锯齿α晶界交错重叠。

图4 焊缝上层、中层及下层区域微观组织Fig.4 Microstructure of the weld seam

2.3 焊接接头力学性能

母材与焊接试样的拉伸数据如表3所示。对于母材及焊接试样，各项数据之间并未因取样位置的不同而表现出较大差异，表明TA1母材及焊接试样的材料组织均匀性较好。对比焊接试样和母材试样拉伸数据可知，焊接试样的屈服强度、抗拉强度及断面收缩率在数值上整体略高于母材，但断后伸长率的平均值（46.7%）却略低于母材（47.3%）。同时，所有焊接试样的拉伸断口均位于母材。

表3 TA1母材及焊接接头的室温拉伸性能Table 3 Tensile properties of base metal and welded joint of TA1 at room temperature

拉伸断裂后的焊接试样如图6所示，具有明显的韧性断裂特征。在拉伸断口及焊缝周围母材区域均出现颈缩现象，表明接头焊缝及HAZ强度明显高于母材。焊接部位得到强化与焊缝及HAZ内分布的形态不同的α相有关。对于工业纯钛的焊接，焊缝及HAZ内形成的大量锯齿α晶粒内部所含的亚结构对接头有强化作用[10]。另外，焊缝微观组织中所含的少量针状α因具有高于母材的强度及硬度[11]，也会对接头起到部分强化作用。当焊接试样承受拉伸载荷时，由于焊缝及HAZ组织强度高于母材，使得在强度相对较低的母材区域优先发生塑性变形。随着试验载荷的不断增大，母材的塑性变形总量将大于焊接区域，出现颈缩。最终，出现严重塑性变形的母材因难以承受较高的拉伸载荷而发生断裂。焊接试样的断后伸长率平均值低于母材，则是因拉伸过程中接头不同区域的塑性变形程度不均匀所致，这也表明该焊接工艺下获得的接头塑性略低于母材。

2.4 接头横截面维氏硬度分布

焊接试样上层、中层及下层区域的硬度分布如图7所示。上述3个区域的硬度分布趋势大致相同：熔合区及HAZ硬度高于母材，在焊缝中心及其临近区域的试样硬度值最高。熔合区及HAZ硬度高于母材，原因是这些区域内聚集的大量锯齿α晶界对硬度有提升作用[12]。焊缝中心区硬度略高于HAZ，则是由于焊缝微观组织中除锯齿α外，还含有少量硬度较高的针状α。母材组织为等轴α，因而硬度最低。对比上述3个区域的硬度曲线，可看出熔合区及HAZ的硬度分布较为离散，母材硬度分布相对均匀。这是因为具有密排六方结构的工业纯钛其硬度分布特点与硬度测量过程中α相晶粒的晶体学取向密切相关[13]：当硬度计压头压入的是晶体取向的基平面时，材料硬度较高；而当压头压入的是晶体取向的棱柱面时，硬度相对较低。同时，由于熔合区及HAZ晶粒取向分布与母材相比更为随机[14]，这也就导致了焊接区域的硬度分布比母材更为离散。在这些因素的共同作用下，焊接试样硬度的整体变化趋势为焊缝中心区硬度最高，热影响区其次，母材最低。

图6 TA1焊接拉伸试样（断后）Fig.6 Tensile sample of the joint(after fracture)

图7 接头横向硬度分布Fig.7 Hardness distribution on cross section of the joint

3 结论

（1）30 mm厚TA1中厚板焊接性能良好，采用真空电子束焊在适当工艺规范下可获得优质接头。

（2）焊缝微观组织由柱状α、锯齿α和少量针状α组成。HAZ微观组织由锯齿α构成。焊缝由上至下，微观组织中柱状α和锯齿α的晶粒尺寸递减，柱状α晶界逐渐变模糊。

（3）拉伸数据表明，电子束焊使TA1接头焊接区域的强度增加，塑性下降。拉伸试验中，焊接试样出现颈缩，并断裂于母材。对于取自不同位置的母材及焊接试样，拉伸性能差异不大，但焊接试样的强度略高于母材。

（4）硬度数据表明，电子束焊使接头熔合区及热影响区的硬度提升。焊接试样横向硬度分布趋势为焊缝中心区最高，热影响区其次，母材最低。焊接试样不同熔深部位硬度分布趋势大致相同。与母材相比，熔合区及热影响区的硬度分布相对离散。

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Microstructures and mechanical properties of electron beam welded joint of TA1 medium plate

BAI Wei1，LI Dadong1，LI Jun1，WANG Ying1，ZHANG Yupeng2，LI Xiaohui3
（1.State Key Laboratory of Vanadium and Titanium Resources Utilization，Pangang Group Research Institute Co.，Ltd.，Panzhihua 617000，China；2.Guangdong Welding Institute（China-Ukraine E.O.Paton Institute of Welding），Guangzhou 510650，China；3.Guangdong Institute of Materials and Processing，Guangzhou 510650，China）

Electron beam welding experiments were carried out on 30 mm thick TA1 medium plates.The testing methods，such as optical microscope，Vickers hardness test and stretch tester were used for investigating the effect of electron beam welding on microstructures and mechanical properties of TA1 medium plate.The results show that high quality joints could be obtained by applying vacuum electron beam welding under appropriate technical parameters.Significant differences of the microstructure appear in different areas of the joint.The base metal consists of equiaxed alpha phase.The weld seam consists of a mixed microstructure，which containing alpha columnar crystal,serrated alpha and a few acicular alphas.The microstructure of heat affected zone consists of serrated alpha phase.The grain sizes of alpha columnar crystal and serrated alpha in the weld seam are gradually decreased with the increase of weld penetration.At the same time,the grain boundaries of columnar crystals gradually become blurred.During the tensile tests，an apparent necking phenomenon appears on the welded specimens，and all of the fracture faces are located in base metal.As for specimenssampled from different positions of base metal and welded joint，the tensile properties appears no significant difference.However，the strength of welded specimens is slightly higher than that of specimens sampled from base metal.The weld center region possesses the highest hardness，heat affected zone secondly，and base metal lowest.Compared with base metal，a series of performance behavior of the joint is related to rapid cooling during welding，heat transfer characteristics of TA1 material itself，and the strengthening effect of serrated alpha and acicular alpha in the welding area of the joint.

TA1 medium plate；electron beam welding；microstructure；mechanical properties

TG456.3

A

1001－2303（2017）02－0031-06

10.7512/j.issn.1001-2303.2017.02.06

2016-12-15

白 威（1989—），男，辽宁沈阳人，工程师，硕士，主要从事金属材料焊接的研究工作。

献

白威，李大东，李军，等.TA1中厚板电子束焊接头组织及力学性能[J].电焊机，2017，47（02）：31-35，64.