CN101456102B

CN101456102B - α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝及制备方法

Info

Publication number: CN101456102B
Application number: CN2009100208066A
Authority: CN
Inventors: 张敏; 吕娜; 李继红
Original assignee: Xian University of Technology
Current assignee: Jiangsu Xinye Heavy Industry Co., Ltd.
Priority date: 2009-01-05
Filing date: 2009-01-05
Publication date: 2011-05-04
Anticipated expiration: 2029-01-05
Also published as: CN101456102A

Abstract

本发明公开了一种α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝及制备方法，焊丝分为Ti-Al系及Ti-B系，Ti-Al系按质量百分比由3％～5％Al、0％～0.4％B、0％～1％C以及93.6％～96.2％0级海绵钛组成；Ti-B系按质量百分比由0.4％～0.6％B、0.02％～0.4％Si、0.2％～0.4％C以及98.6％～99.38％0级海绵钛组成。通过熔炼、去缩孔、车表皮、开坯锻造、退火处理、热轧、拔拉、真空除氢，制得焊丝。本发明焊丝焊缝组织小、抗拉强度高、维氏硬度高、焊接工艺性能良好、生产成本较低、适用于大型钛构件，且焊缝处的电化学性能与母材存在的差异小。

Description

α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝及制备方法

技术领域

本发明属于焊接技术领域，涉及一种焊丝材料，具体涉及一种α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝，本发明还涉及该焊丝的制备方法。

背景技术

目前，工业纯钛TA1由于其塑韧性、耐蚀性、焊接性好和易于成型等特点，在化学工业领域得到广泛应用。但是，利用纯钛当作填充材料，通过手工钨极氩弧焊焊接后得到的焊缝组织相当粗大，不但影响了焊接接头的力学性能及电化学性能，并且影响到焊件日后的使用性能。国外采用哑光处理来解决该问题，可以解决焊缝处与母材电化学性能不均匀的问题，但是对于大型的钛构件，这种处理方法就不能够满足要求了。为了使得大型结构件可以方便于进行加工处理，美国采用合金化的方法，在焊缝金属中添加氧化钇以细化晶粒，并在焊接过程中趁焊道红热时进行锻打，再热处理。日本采用对焊缝进行整体压弯加工，再压回原状并热处理，如此进行两次，第三次再压弯时进行堆焊，将堆焊处压至与母材相同厚度再热处理。对焊缝处的加工率要达到60％以上，但不要超过80％，以免引起焊缝开裂。但这些工艺明显不适用于大型钛构件，且成本明显过高。国内用于获得工业纯钛TA1高强度接头的焊丝有2005年燕山大学申请的专利《铌钛硼微合金高强度气体保护焊丝》(专利号ZL200510060033.6，公开号CN1321777C，公开日期2007年6月20日)，该专利提供了一种焊缝金属组织性能均匀、抗拉强度高、低温冲击韧性高、焊接工艺性能良好、生产成本相对较低、广泛用于相应强度级别低合金高强钢重要结构多层焊的气体保护焊丝。虽然该焊丝得到的焊缝金属抗拉强度可以达到≥800MPa，但因为焊缝组织晶粒依然粗大，导致焊缝处的电化学性能与母材存在较大差异，影响其接头性能。

发明内容

本发明的目的是提供一种α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝，将其应用于工业纯钛TA1手工无机氩弧焊焊接大型钛构件时，其形成的焊缝金属不仅具有高的抗拉强度、维氏硬度高，而且焊缝的组织晶粒小、焊接工艺性能良好、生产成本较低，焊缝处的电化学性能与母材的差异小。

本发明的另一目的是提供一种上述焊丝的制备方法。

本发明所采用的技术方案是，一种α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝，按质量百分比，该焊丝由以下组份组成：

3％～5％的Al、0％～0.4％的B、0％～1％的C、93.6％～96.2％的0级海绵钛，上述各组份总量100％，

本发明所采用的另一技术方案是，一种制备α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝的方法，按以下步骤进行：

步骤1：取Al、B的化合物、C，添加到0级海绵钛中，得到合金混合物，使该合金混合物中Al、B、C和0级海绵钛的质量百分比为：3％～5％的Al、0％～0.4％的B、0％～1％的C、93.6％～96.2％的0级海绵钛，上述各组份总量100％；

步骤2：将上步得到的合金混合物在真空自耗电弧炉中熔炼不少于3次，得到铸锭；

步骤3：将上步得到的铸锭去缩孔、车表皮2～5mm的厚度后、开坯锻造，锻造温度为1300±10℃，保温后自由锻造，加热温度为970±10℃，再次保温后得到棒材；

步骤4：将上步得到的棒材进行退火处理，热处理温度为820±10℃，保温、空冷后将其热轧为细棒材；

步骤5：将上步得到的细棒材拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温、空冷后得到目标尺寸的焊丝；

步骤6：对上步得到的焊丝进行真空除氢处理，酸洗烘干后除气，即完成。

本发明还有一个技术方案是，一种α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝，按质量百分比，该焊丝由以下组份组成：

0.4％～0.6％的B、0.02％～0.4％的Si、0.2％～0.4％的C、98.6％～99.38％的0级海绵钛，上述各组份总量100％。

步骤1：取B的化合物、Si、C，添加到0级海绵钛中，得到合金混合物，使该合金混合物中B、Si、C和0级海绵钛的质量百分比为：0.4％～0.6％的B、0.02％～0.4％的Si、0.2％～0.4％的C、98.6％～99.38％的0级海绵钛，上述各组份总量100％；

本发明焊丝的有益效果是，

1、本发明焊丝原料易于获得，原料来源渠道多，所有原料都是国内储量较丰富的材料，且比较廉价，直接降低生产成本。

2、采用纯度为99％氩气保护电弧焊时，采用适宜的焊接工艺参数和层间温度，焊缝金属的抗拉强度可达到≥399MPa，且焊缝晶粒组织明显小于母材组织，接头性能均匀稳定。可广泛使用在工程机械、海洋设备、高压容器及化工设备等大型钛容器手工钨极氩弧焊的焊接中。

3、本发明焊丝采用手工钨极氩弧焊接时，焊丝工艺性能良好，焊接电弧稳定、飞溅小、无气孔、成型美观、适应于全位置焊接。

4、本发明焊丝所用合金体系合适，其盘条的冶炼、轧制和焊丝的拉拔都较容易实现，生产成本较低。

5、本发明焊丝在使用手工钨极氩弧焊后，得到相较于母材更为细小的组织晶粒，其组织主要以α相、γ相和TiB₂为主，细针状TiB₂在三维空间上两两垂直相交，相互垂直交叉形成十字形、“T”字形或三维空间较复杂的十字或“T”字形的复合形，分布于晶界处。为了获得与母材相近的组织及性能，可对焊缝进行适当的热处理工艺，将其加热到820℃保温0.5个小时就会得到与母材较接近的组织晶粒及电化学性能。

附图说明

图1是本发明Ti-Al系焊丝实施例3进行工业纯钛TA1焊接后焊缝细化效果图；

图2是本发明Ti-B系焊丝实施例3进行工业纯钛TA1焊接后焊缝细化效果图。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明进行详细说明。

本发明焊丝，分为Ti-Al系及Ti-B系两种。

其中，Ti-Al系焊丝，按质量百分比，由以下组份组成：

Al 3％～5％，B 0％～0.4％，C 0％～1％，0级海绵钛93.6％～96.2％

上述组份总量100％。

其中，Ti-B系焊丝，按质量百分比，由以下组份组成：

B 0.4％～0.6％，Si 0.02％～0.4％，C 0.2％～0.4％，0级海绵钛98.6％～99.38％

上述组份总量100％。

要使焊缝得到均匀细小的晶粒组织的同时，熔敷金属抗拉强度达到≥379MPa，且获得与母材相近的、良好的电化学性能，关键是形成与母材组织类似，高密度晶粒细小的α相为主的焊缝组织。为此，本发明在焊丝中加入了适量的硼、铝和其他α稳定元素，这类合金元素主要是提高了α→β转变温度，当这些合金元素过渡到焊缝中时，会对焊接接头的组织和性能产生以下影响：

1.焊丝材料中加入铝，可降低熔点和提高β转变温度，铝原子以置换方式存在于α相中。并且铝的加入也可以改变钛合金相的组成。在钛合金里硼化物的形态和组成主要受铝含量的影响，铝含量相对较低时合金基体为α-Ti，硼化物为单一的TiB，铝量增加时基体中形成α₂相及γ相，并开始出现TiB₂含量逐步增加，最终全部的硼以TiB₂形式存在。铝含量在5％～25％范围内的相区范围内存在有序化的α₂相，为了防止有序相Ti₃X(α₂相)的出现，铝当量一般都控制在8％～9％。当合金中铝的质量分数在7％以下时，随含铝量的增加，合金的强度提高，而塑性无明显降低。而当铝的质量分数超过7％后，由于合金组织中出现脆性的Ti₃Al化合物，使塑性显著降低，故铝在钛合金中的质量分数一般不超过7％。本发明将铝含量控制在3％～5％，这样过渡到焊缝中后对塑性的影响不大而强度明显升高，组织以α-Ti为主。

2.焊丝材料中硼的含量控制在0％～0.6％。硼属于表面活性元素，其主要作用是细化晶粒，从促进变形的均匀和改善硅化物的分布，微量硼的加入可改变晶界形貌，增加晶界结合能，从而降低晶界运动。当硼含量为0.2％和0.4％时，晶间和枝晶间有大量TiB析出物。硼化物束有几乎相同的位相。枝晶间硼化物的存在对合金的可锻性无不利影响。含硼合金比含碳合金的再结晶程度高得多，说明硼化物在促进再结晶形核上更有成效。

3.焊丝材料中碳的含量控制在0.1％～1.2％。通过加入少量的碳可以扩大高温钛合金的α+β相区热处理窗口，仍然保持细小的β晶粒，提高强度和疲劳性能。含量小于0.09％的碳完全固溶于基体中，产生固溶强化效果，阻碍位错运动，同时合金仍然保持细小的晶粒，提高了合金强度和蠕变性能。碳含量继续增加，形成粗大的碳化物，产生应力集中降低了合金的塑性和蠕变性能。随着碳含量的增加，在β原始晶界和晶粒内部析出碳化物。晶界碳化物的析出阻碍了β晶粒长大。靠近晶界边缘的碳化物，可能是晶界迁移过程中挣脱了碳化物钉扎作用留下来的。碳化物基本上呈球状，晶界上的碳化物不规则，沿着晶间α长大。

4.焊丝材料中常见的元素还有O、N、H、Fe及Si等合金元素。它们对纯钛的冷加工性能及机械性能有很大的影响。这些合金含量一旦控制不当，就会使钛材的性能得不到保障，甚至造成废品。这些合金元素与钛形成间隙固溶体，Fe及Si与钛形成置换固溶体，过量时形成脆性化合物。

O、N与钛能形成间隙固溶体，属于间隙性杂质，提高α→β转变温度，扩大α相区，是稳定α的元素，显著提高钛的强度和硬度。O在α相中的溶解度ω(O)高达14.5％，占据八面体间隙位置，产生点阵畸变，一般氧的含量为0.1％～0.2％。N与O类似，是强稳定α相元素，溶解度达6.5％～7.4％，形成间隙固溶体，明显提高强度，使塑性降低，实际合金中氮的含量为0.03％～0.06％水平。

Fe、Si与钛形成置换固溶体，属于置换型杂质，也能起到固溶强化作用，但其强化作用很弱，远远低于间隙性杂质。因此，为保证接头的性能良好，应控制O_当＜0.45％，N＜0.05％，O＜0.30％。

制备α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝的方法，具体按以下步骤进行：

1.制备Ti-Al系焊丝

步骤1：取Al、B的化合物、C，添加到0级海绵钛中，得到合金混合物，Al、B的化合物、C和0级海绵钛的质量百分比为3％～5％∶0％～0.4％∶0％～1％∶93.6％～96.2％；

步骤3：将上步得到的铸锭去缩孔，车表皮2～5mm的厚度后，进行开坯锻造，铸锭在1800～2000°F用压力机锻造来进行开坯，锻造温度为：1300±10℃，保温1h，开坯锻后的焊料自由锻为Φ16mm的棒材，自由锻造规范为：加热温度970±10℃，保温时间：0.5～1h，保温时间随焊料横截面的缩小而相应缩短，得到棒材；

步骤4：将上步得到的棒材进行退火处理，热处理温度为820±10℃，保温1h，空冷，然后在热轧设备上将其轧为细棒材；

步骤5：将上步得到的细棒材在拉丝设备上进行拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温0.5h，空冷，直至将其拉拔为目标尺寸的焊丝；

步骤6：对上步得到的焊丝进行真空除氢处理。将焊丝酸洗烘干后，放入真空炉内除气。

2.制备Ti-B系焊丝

步骤1：取B的化合物、Si、C，添加到0级海绵钛中，得到合金混合物，B的化合物、Si、C和0级海绵钛的质量百分比为0.4％～0.6％∶0.02％～0.4％∶0.2％～0.4％∶98.6％～99.38％；

Ti-Al系：

实施例1

取450g Al，60g氟硼酸钾，14475g 0级海绵钛，将Al、氟硼酸钾添加到0级海绵钛中，得到合金混合物，将得到的合金混合物采用15公斤真空自耗电弧炉熔炼铸锭不少于3次。冶炼后，将铸锭去缩孔，并将表皮车掉3～4mm的厚度后，进行开坯锻造，铸锭在1800～2000°F用压力机锻造来进行开坯，鉴于本实验材料为工业纯钛，选用锻造规范为：1300±10℃，保温1h；开坯锻后的焊料自由锻为Φ16mm的棒材，自由锻造规范为：加热温度970±10℃，保温时间：0.5～1h；为消除应力，使组织均匀，将自由锻造后的棒材先进行退火处理。热处理温度为820±10℃，保温1h，空冷。将热轧后的细棒材在拉丝设备上进行拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温0.5h，空冷，直至加工成为规格为2mm的焊丝，并对其进行真空除氢处理。

本发明焊丝采用氩气保护进行熔敷金属试板的焊接，且对熔敷金属的力学性能及电化学性能和焊丝的工艺性能进行评定。焊接规范为：工艺参数为电流140～180A，焊接电压16～25V，焊接层数3～4，钨极直径4mm，氩气流量为14～16升/分。实验选取规格为320×320×8mm的工业纯钛TA1板材，并对接焊缝为60°角V型坡口，留钝边。焊前对坡口及其周围50mm范围内严格清理，然后采用自制焊丝进行焊接。

焊接接头按ASTM标准进行检验，拉伸和硬度检验结果如表1所示。

表1工业纯钛TA1氩弧焊接接头拉伸和硬度试验

项目	R_eL/(MPa)	R_m/MPa	伸长率A(％)	收缩率Akv/J	硬度(Hv10)
						要求	≥343	399～420	22	25≥	≤225

从表1可以看出，接头由于合金化作用导致强度和硬度较母材有所提高，而塑性则相对有所下降，但仍符合使用要求。实例1由于Al、B元素的影响，强度增加明显，且塑性优良。

实施例2

取600g Al，90g石墨，14295g 0级海绵钛，将Al、石墨添加到0级海绵钛中，得到合金混合物；将得到的合金混合物采用15公斤真空自耗电弧炉熔炼铸锭不少于3次。冶炼后，将铸锭去缩孔，并将表皮车掉3～4mm的厚度后，进行开坯锻造，铸锭在1800～2000°F用压力机锻造来进行开坯，鉴于本实验材料为工业纯钛，选用锻造规范为：1300±10℃，保温1h；开坯锻后的焊料自由锻为Φ16mm的棒材，自由锻造规范为：加热温度970±10℃，保温时间：0.5～1h；为消除应力，使组织均匀，将自由锻造后的棒材先进行退火处理。热处理温度为820±10℃，保温1h，空冷。将热轧后的细棒材在拉丝设备上进行拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温0.5h，空冷，直至加工成为规格为2mm的焊丝，并对其进行真空除氢处理。

焊接接头按ASTM标准进行检验，拉伸和硬度检验结果如表2所示。

表2工业纯钛TA1氩弧焊接接头拉伸和硬度试验

项目	R_eL/(MPa)	R_m/MPa	伸长率A(％)	收缩率Akv/J	硬度(Hv10)
						要求	≥328	364～398	25	27≥	≤245

从表2可以看出，接头由于合金化作用导致强度和硬度较母材有所提高，而塑性则相对有所下降，但处于正常范围内。实例2由于Al、C元素的影响，强度增加明显，而塑性较实例1则减小，但仍符合使用要求。

实施例3

取750g Al，142.5g石墨，14100g 0级海绵钛，将Al、石墨添加到0级海绵钛中，得到合金混合物；将得到的合金混合物采用15公斤真空自耗电弧炉熔炼铸锭不少于3次。冶炼后，将铸锭去缩孔，并将表皮车掉3～4mm的厚度后，进行开坯锻造，铸锭在1800～2000°F用压力机锻造来进行开坯，鉴于本实验材料为工业纯钛，选用锻造规范为：1300±10℃，保温1h；开坯锻后的焊料自由锻为Φ16mm的棒材，自由锻造规范为：加热温度970±10℃，保温时间：0.5～1h；为消除应力，使组织均匀，将自由锻造后的棒材先进行退火处理。热处理温度为820±10℃，保温1h，空冷。将热轧后的细棒材在拉丝设备上进行拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温0.5h，空冷，直至加工成为规格为2mm的焊丝，并对其进行真空除氢处理。

焊接接头按ASTM标准进行检验，拉伸和硬度检验结果如表3所示。焊丝的晶粒细化效果如图1所示。

表3工业纯钛TA1氩弧焊接接头拉伸和硬度试验

项目	R_eL/(MPa)	R_m/MPa	伸长率A(％)	收缩率Akv/J	硬度(Hv10)
						要求	≥300	355～385	24	26≥	≤272

从表3可以看出，接头由于合金化作用导致强度和硬度较母材有所提高，而塑性则相对有所下降，但处于正常范围内。实例3由于Al、C元素的影响，强度增加明显，而伴随C含量的上升，塑性较实例2进一步减弱，但仍符合使用要求。

从图1可以看出，在立式宏观显微镜的观察下，焊缝处的组织晶粒明显比母材细小，在热影响区处组织由于过冷度较大，较为粗大。但是焊缝处的晶粒完全细小且均匀分布，且最底层焊缝组织分布最密。

Ti-B系：

实施例1

取90g氟硼酸钾，60g纯硅粉，52.5g石墨，14782.5g 0级海绵钛，将氟硼酸钾、纯硅粉、石墨添加到0级海绵钛中，得到合金混合物；将得到的合金混合物采用15公斤真空自耗电弧炉熔炼铸锭不少于3次。冶炼后，将铸锭去缩孔，并将表皮车掉2～3mm的厚度后，进行开坯锻造，铸锭在1800～2000°F用压力机锻造来进行开坯，鉴于本实验材料为工业纯钛，选用锻造规范为：1300±10℃，保温1h；开坯锻后的焊料自由锻为Φ16mm的棒材，自由锻造规范为：加热温度970±10℃，保温时间：0.5～1h；为消除应力，使组织均匀，将自由锻造后的棒材先进行退火处理。热处理温度为820±10℃，保温1h，空冷。将热轧后的细棒材在拉丝设备上进行拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温0.5h，空冷，直至加工成为规格为2mm的焊丝，并对其进行真空除氢处理。

焊接接头按ASTM标准进行检验，拉伸和硬度检验结果如表4所示。

表4工业纯钛TA1氩弧焊接接头拉伸和硬度试验

项目	R_eL/(MPa)	R_m/MPa	伸长率A(％)	收缩率Akv/J	硬度(Hv10)
						要求	≥350	400～420	20	21≥	≤290

从表4可以看出，接头由于合金化作用导致强度和硬度较母材有所提高，而塑性则相对有所下降，但处于正常范围内。实例1由于B、C、Si元素的影响，强度及硬度都增加明显，而伴随C含量的上升，塑性减弱，但仍符合使用要求。

实施例2

取60g氟硼酸钾、15g纯硅粉、15g石墨、14895g 0级海绵钛，将氟硼酸钾、纯硅粉、石墨粉添加到0级海绵钛中，得到合金混合物；将得到的合金混合物采用15公斤真空自耗电弧炉熔炼铸锭不少于3次。冶炼后，将铸锭去缩孔，并将表皮车掉2～3mm的厚度后，进行开坯锻造，铸锭在1800～2000°F用压力机锻造来进行开坯，鉴于本实验材料为工业纯钛，选用锻造规范为：1300±10℃，保温1h；开坯锻后的焊料自由锻为Φ16mm的棒材，自由锻造规范为：加热温度970±10℃，保温时间：0.5～1h；为消除应力，使组织均匀，将自由锻造后的棒材先进行退火处理。热处理温度为820±10℃，保温1h，空冷。将热轧后的细棒材在拉丝设备上进行拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温0.5h，空冷，直至加工成为规格为2mm的焊丝，并对其进行真空除氢处理。

焊接接头按ASTM标准进行检验，拉伸和硬度检验结果如表5所示。

表5工业纯钛TA1氩弧焊接接头拉伸和硬度试验

项目	R_eL/(MPa)	R_m/MPa	伸长率A(％)	收缩率Akv/J	硬度(Hv10)
						要求	≥313	364～393	24	26≥	≤263

从表5可以看出，接头由于合金化作用导致强度和硬度较母材有所提高，而塑性则相对有所下降，但处于正常范围内。实例2由于B、C、Si元素的影响，强度及硬度较母材都增加明显，而伴随C含量的减少，因此塑性性能有所回升，而强度、硬度则略低于实例1。

实施例3

按照质量百分比，取75g氟硼酸钾，37.5g纯硅粉，30g石墨，14850g 0级海绵钛，将氟硼酸钾、纯硅粉、石墨添加到0级海绵钛中，得到合金混合物；将得到的合金混合物采用15公斤真空自耗电弧炉熔炼铸锭不少于3次。冶炼后，将铸锭去缩孔，并将表皮车掉2～3mm的厚度后，进行开坯锻造，铸锭在1800～2000°F用压力机锻造来进行开坯，鉴于本实验材料为工业纯钛，选用锻造规范为：1300±10℃，保温1h；开坯锻后的焊料自由锻为Φ16mm的棒材，自由锻造规范为：加热温度970±10℃，保温时间：0.5～1h；为消除应力，使组织均匀，将自由锻造后的棒材先进行退火处理。热处理温度为820±10℃，保温1h，空冷。将热轧后的细棒材在拉丝设备上进行拉拔，并在拉丝过程中，不断对细棒材进行退火处理，退火的规范为800±10℃，保温0.5h，空冷，直至加工成为规格为2mm的焊丝，并对其进行真空除氢处理。

焊接接头按ASTM标准进行检验，拉伸和硬度检验结果如表6所示。焊丝的晶粒细化效果如图2所示。

表6工业纯钛TA1氩弧焊接接头拉伸和硬度试验

项目	R_eL/(MPa)	R_m/MPa	伸长率A(％)	收缩率Akv/J	硬度(Hv10)
						要求	≥330	381～406	22	23≥	≤274

从表6可以看出，接头由于合金化作用导致强度和硬度较母材有所提高，而塑性则相对有所下降，但处于正常范围内。实例3由于B、C、Si元素的影响，强度及硬度较母材也都增加明显，而其C含量处于实例1及实例2之间，因此塑性性优于实例1，但略低于实例2，而强度、硬度则高于实例2，略低于实例1。

从图2可以看出，在立式宏观显微镜的观察下，焊缝处的组织晶粒明显比母材细小，热影响区处组织长大没有Ti-Al系焊丝焊接接头HAZ处组织长大明显，而焊缝处的晶粒完全细小且均匀分布。

本发明焊丝是一种高强度、高硬度、综合性能优良的氩弧焊焊丝，特别适用于工业纯钛TA1焊缝处晶粒细化条件下，焊缝熔敷金属σs≥399Mpa，且电化学性能与母材保持接近的钨极氩弧焊接，同时适用于相应强度级别钛合金的钨极氩弧焊接。

Claims

1.一种α型钛合金手工钨极氩弧焊细化晶粒型焊丝，其特征在于，按质量百分比，该焊丝由以下组份组成：0.4％～0.6％的B、0.02％～0.4％的Si、0.2％～0.4％的C、98.6％～99.38％的0级海绵钛，上述各组份总量100％。

2.一种权利要求1所述焊丝的制备方法，其特征在于，按以下步骤进行：

3.根据权利要求2所述的焊丝的制备方法，其特征在于，所述的B的化合物选取氟硼酸钾。

4.根据权利要求2所述的焊丝的制备方法，其特征在于，所述的C选取石墨。