CN115815879A

CN115815879A - 一种高强韧Ti-6Al-4V钛合金焊接接头的制备方法及获得的焊态高强韧接头

Info

Publication number: CN115815879A
Application number: CN202211476926.9A
Authority: CN
Inventors: 方乃文; 徐锴; 黄瑞生; 孙徕博; 武鹏博; 龙伟民; 秦建; 邹吉鹏; 尹立孟; 曹浩; 陈玉华; 张天理; 王星星
Original assignee: Harbin Research Institute of Welding
Current assignee: Harbin Research Institute of Welding
Priority date: 2022-11-23
Filing date: 2022-11-23
Publication date: 2023-03-21
Anticipated expiration: 2042-11-23
Also published as: CN115815879B

Abstract

一种高强韧Ti‑6Al‑4V钛合金焊接接头的制备方法及获得的焊态高强韧接头。本发明属于焊接加工技术领域。本发明为解决现有焊态钛合金焊接接头相界面密度低，从而导致接头塑韧性较差的技术问题。本发明的方法以Ti‑Al‑V系药芯焊丝作为填充金属对Ti‑6Al‑4V钛合金板进行激光填丝焊，所述Ti‑Al‑V系药芯焊丝以钛带为外皮，以合金粉为药芯，合金粉按质量分数由钒粉：18～20％、铝粉：30～33％、铁粉：2.5～3.0％和余量钛粉组成，激光光束采用圆形摆动模式，摆动频率为200Hz，摆动幅度为1.5mm，光丝间距为2mm。

Description

一种高强韧Ti-6Al-4V钛合金焊接接头的制备方法及获得的焊态高强韧接头

技术领域

本发明属于焊接加工技术领域，具体涉及一种高强韧Ti-6Al-4V钛合金焊接接头的制备方法及获得的焊态高强韧接头。

背景技术

高强度合金材料对于解决轻量化问题至关重要，这使得高比强度钛合金成为航空航天和军事工业中使用的最广泛的金属材料。钛合金具有密度小、比强度高、耐腐蚀、抗疲劳等优点，广泛应用于武器装备和深海工业领域，其中Ti-6Al-4V钛合金是一种典型α-β双相钛合金，兼具α型和β型钛合金的优点，是目前应用量最大的钛合金。

Ti-6Al-4V钛合金常用的焊接方法主要有非熔化极气体保护焊、电子束焊、激光焊及激光电弧复合焊接等，但上述焊接方法或存在焊接效率低，或存在焊接构件尺寸受限、或存在焊接坡口型式及尺寸容忍度低、或存在焊接接头应力应变大等不足，同时获得的焊接接头均具有晶粒粗大、热影响区宽等缺点而严重影响焊接接头的强度和韧性。与上述传统焊接技术相比，窄间隙激光填丝焊则具有焊接热输入小、热影响区狭窄、焊接构件尺寸不受限、焊接效率高、应力应变小等诸多优点，同时利用填充焊丝对烧损合金和有益合金元素的补充，可以进一步对焊接接头组织性能进行优化，从而在钛合金焊接领域受到广泛关注。

窄间隙激光填丝焊接过程是单道多层填充金属的热累计，而焊接过程中的多次热循环必然会使焊缝组织变得极为复杂和不均匀，导致焊接接头产生不均匀的应力变形分布，从而影响钛合金焊接零部件的服役安全性能和装配精度，从而限制其在工业生产中的广泛应用；此外，由于钛合金的导热性能较差，在激光高能束焊接条件下，钛合金焊缝熔池温度较高，为高温β相的长大提供了充裕条件，并且在焊后的快速冷却条件下发生无扩散位移转变(β→α')，从而在钛合金焊缝组织中引入高密度异相界面(PBs)。另外，钛合金焊缝组织中的α'马氏体相变可以实现两个关键优势：一方面，通过快冷驱动相变，构建双相微观结构而产生界面硬化；另一方面，通过力致相变诱导硬化，通常表现为较低的屈服强度，但具有较高的加工硬化能力和断裂延伸率。因此，相关研究学者期望通过调节晶界(GBs)和异相界面(PBs)的密度和空间分布来平衡力学性能，例如调控钛合金焊缝组织中晶格不连续的α'/β相界面结构与特性可显著提升钛合金焊接接头的综合力学性能。但目前钛合金焊接接头中，相界面密度普遍较低，继而导致接头塑韧性较差。

发明内容

本发明为解决现有焊态钛合金焊接接头相界面密度低，从而导致接头塑韧性较差的技术问题，而提供了一种高强韧Ti-6Al-4V钛合金焊接接头的制备方法及获得的焊态高强韧接头。

本发明的目的之一在于提供一种高强韧Ti-6Al-4V钛合金焊接接头的制备方法，所述方法按以下步骤进行：

以Ti-Al-V系药芯焊丝作为填充金属对Ti-6Al-4V钛合金板进行激光填丝焊，所述Ti-Al-V系药芯焊丝以钛带为外皮，以合金粉为药芯，合金粉按质量分数由钒粉：18～20％、铝粉：30～33％、铁粉：2.5～3.0％和余量钛粉组成，激光光束采用圆形摆动模式，摆动频率为200Hz，摆动幅度为1.5mm，光丝间距为2mm。

进一步限定，钛带元素组成及质量百分含量为：Ti≥99％、H≤0.015％、N≤0.03％。

进一步限定，钛带厚度为0.3～0.5mm。

进一步限定，Ti-Al-V系药芯焊丝中合金粉的填充率为20～22％。

进一步限定，Ti-Al-V系药芯焊丝熔敷金属元素组成及质量百分含量为：Al：4.5％～7.5％、V：3.9％～4.8％、Fe：0.045％～0.055％、C≤0.012％、N≤0.006％、H≤0.001％、O≤0.02％、余量为Ti。

进一步限定，激光填丝焊的工艺参数为：激光功率为3100-3200W，焊接速度为0.7-0.9m/min。

进一步限定，钒粉、铝粉、铁粉和钛粉的粒度均为100～200目。

进一步限定，Ti-6Al-4V钛合金板的元素组成及其质量分数为：Al：6.30％、V：4.11％、Fe：0.018％、C：0.024％、N：0.007％、H：0.001％、O：0.14％、余量：Ti。

本发明的目的之二在于提供一种按上述获得的焊态高强韧接头。

进一步限定，所述焊态高强韧接头抗拉强度达926MPa，断裂伸长率达13.5％，室温冲击功达16J。

本发明相比于现有技术的优点：

本发明通过焊接工艺和药芯焊丝的双重优化，使二者发挥协同增效的作用，增加形核几率，重塑晶界，调控焊缝组织构成、形态及分布，进而达到优化焊接接头的目的，具体优点如下：

1)本发明通过提高药芯焊丝中Fe元素含量，将含量提高到0.05wt％促进Ti-Fe的共析分解反应的进行，从而获得等轴状β相组织，增加α'马氏体与等轴β相的接触面积，从而增加相界面面积，继而提高了接头的抗弯强度和硬度。同时在Ti-6Al-4V的基础上加入0.05wt％的Fe有效抑制ω相的形成，从而大幅提高接头塑性。但是Fe含量超过0.05％的Ti-6Al-4V合金中很少形成孪晶。因此推测，Fe含量超过0.05％的Ti-6Al-4V合金中大量大尺寸的ω颗粒限制了位错的滑移，从而很大程度上限制了合金塑性变形能力。

2)本发明通过同步优化焊接工艺，促使Fe元素均匀的铺展在焊缝熔池金属中，通过提高异相界面的密度而进一步增加焊态焊接接头的强韧性。

附图说明

图1为实施例1的焊接接头宏观形貌，左-横截面宏观组织形貌图，右-焊接接头正反面宏观组织形貌照片；

图2a为实施例1的焊接接头焊缝区的微观SEM图；

图2b为实施例1的焊接接头热影响区的微观SEM图；

图3为实施例1的焊接接头的微观组织演变过程；a～d为焊缝区，e～f为热影响区；

图4为实施例1的焊接接头焊缝区的微观TEM图，a-低倍形貌，b-高倍形貌，c-α'/β相界面，d-位错墙；

图5为实施例1的焊接接头焊缝区EDS扫描结果；a为HAADF，b为Al元素，c为Ti元素，d为V元素，图e为图a中红线位置的线扫描结果。

具体实施方式

下述实施例中所使用的实验方法如无特殊说明均为常规方法。所用材料、试剂、方法和仪器，未经特殊说明，均为本领域常规材料、试剂、方法和仪器，本领域技术人员均可通过商业渠道获得。

实施例1：

本实施例的一种高强韧Ti-6Al-4V钛合金焊接接头的制备方法按以下步骤进行：

以直径为1.6mm的Ti-Al-V系药芯焊丝作为填充金属对Ti-6Al-4V钛合金板(化学成分见表1)进行激光填丝焊(焊接工艺参数见表2)，所述Ti-Al-V系药芯焊丝以厚度为0.4mm的钛带为外皮，以合金粉为药芯，填充率为20％，合金粉按质量分数由钒粉：18％、铝粉：30％、铁粉：2.5％和余量钛粉组成，激光光束采用圆形摆动模式，摆动频率为200Hz，摆动幅度为1.5mm，光丝间距为2mm。所述钛带元素组成及质量百分含量为：Ti≥99％、H≤0.015％、N≤0.03％。

具体地：

(1)先将Ti-6Al-4V钛合金板(尺寸规格为300mm×200mm×20mm)加工成Y型坡口，其坡口钝边为1.5mm，坡口根部间隙为3.0mm，单边坡口角度为2°；然后对待焊试板进行打磨和酸洗，酸洗溶液由体积分数为5％HF+30％HNO₃+H₂O组成，去除表面油污和氧化物后用酒精和水洗清除酸液后烘干备用进行后续焊接；

(2)焊接热源为德国IPG公司生产的YLS-30000型光纤激光器，采用Fronius KD1500D-11型送丝机构与KUKA机器人通过悬臂式龙门集成系统协同控制焊接运动轨迹，焊接时使用单激光进行深熔打底，然后再填充6道完成焊接，层间温度为100℃以内，焊接过程采用Ar进行焊缝的正反面保护，保护气体Ar的输出压力为0.6MPa，其他焊接工艺参数见表2。

表1.化学成分(质量分数，％)

表2.焊接工艺参数

检测试验：针对实施例1的焊接接头进行检测，具体如下：

(1)焊接接头的宏观形貌

实施例1获得的焊接接头实物照片和横截面宏观形貌SEM图如图1所示，从图1可以看出，没有气孔、裂纹及侧壁熔合不良等缺陷。焊接接头的焊缝区由粗大的柱状晶沿着温度梯度增加的方向生长，呈两侧向焊缝中心处靠拢的趋势。由于在光学显微镜下α相和β相的电势差差异较大，β相易于腐蚀而显现暗相，α相则由于不易腐蚀而呈亮相；焊接接头的热影响区宽度较为狭窄，约为1mm左右。

(2)焊接接头的微观形貌

图2a～b分别为焊接接头焊缝区和热影响区的SEM形貌。从图中可以发现，焊缝区主要由α'马氏体组成，在α'马氏体层间还夹杂少量细小的次生α'马氏体，最终焊缝区由各向异性的针状α'马氏体构成；热影响区则由β相扩散相变而生成的少量初始α_p相、晶界α_gb相、魏氏组织及切变生成的次生α'马氏体构成。

焊缝区和热影响区的微观组织演变过程如图3a～f所示。焊缝区的微观组织演变过程如图3a～d所示，可以看出，焊缝金属焊后在快速冷却速率下，在外延生长驱动作用下，垂直于熔池边缘的成核晶粒沿相反于冷却方向生长为对称分布的粗大柱状组织和由于Fe元素增加而形成的等轴状组织。当液态金属从高温冷却到相变点温度时，快速的冷却速率阻止了β相在短时间内原子扩散形成α平衡相，β相原子只能通过短程有序跃迁改变晶格组合。同时，β晶粒尺寸限制了剪切模式形成的α′马氏体组织的长度。热影响区微观组织演变示意图如图3e～f所示，可以看出，在焊接过程中，从熔池向热影响区的热、量输入严重减少，温度不足以熔化钛合金母材金属，即热影响区的最高温度并没有使α相向β相转变，而是迫使少量较大的α相吞噬周围细小的α相，形成大量α束。在较低的冷却速率下，魏氏组织结构得以残留，同时残余的β相可以转变为沿α_gb弥散分布的细针状α′马氏体。

(3)焊接接头焊缝区TEM形貌

焊接接头焊缝区TEM形貌如图4a-d所示，可以发现α'马氏体板条布满焊缝组织，在α'马氏体内部可以发现较密集的位错，如图4a所示。从图4c中发现位错在α'/β的边界处形成，这与α'马氏体和β相的晶格常数a差距较大有关，α'马氏体的晶格常数a＝0.3306nm，而β的晶格常数a＝0.29511，因此较大的热应力将集中分布α'/β的边界上，导致该区域出现密集的位错特征。图4d发现α'马氏体内部出现了较密集的位错塞积而形成的位错墙。

(4)焊缝组织EDS检测

图5是对焊缝组织进行EDS面扫描和线扫描获得的合金元素分布图。从图中可以发现，Ti64焊缝中Al、Ti和V元素均呈分布均匀，基体元素Ti在α'马氏体分布较为集中；由于Al元素在hcp结构中的扩散速率低于bcc结构，导致α'马氏体界面存在Al元素聚集现象；同理，V则在β相中分布较密集。图5e是图5a中红线位置的线扫描结果分布，可以发现与面扫描具有相同的分布规律，当扫描位置处于α'马氏体内部时，合金元素均表现为平稳分布状态，当线扫描到达β相位置时，α'马氏体稳定元素Ti和Al发生陡降现象，β相稳定合V出现凸起的分布特征，进一步验证了焊缝中各相的分布特征。由此可见，在焊接过程中发生了明显元素再分配，对后续的焊缝组织微区力学行为及宏观力学性能产生显著影响，钛合金焊缝微区元素浓度分布均匀是保证焊接接头强韧性的基础。

(5)力学性能表征：

结果如表3所示，可以看出，焊接接头的室温抗拉强度、断后伸长率均大于母材。

表3母材及焊接接头拉伸及冲击性能

Claims

1.一种高强韧Ti-6Al-4V钛合金焊接接头的制备方法，其特征在于，它按以下步骤进行：

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，钛带元素组成及质量百分含量为：Ti≥99％、H≤0.015％、N≤0.03％。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，钛带厚度为0.3～0.5mm。

4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，Ti-Al-V系药芯焊丝中合金粉的填充率为20～22％。

5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，Ti-Al-V系药芯焊丝熔敷金属元素组成及质量百分含量为：Al：4.5％～7.5％、V：3.9％～4.8％、Fe：0.045％～0.055％、C≤0.012％、N≤0.006％、H≤0.001％、O≤0.02％、余量为Ti。

6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，激光填丝焊的工艺参数为：激光功率为3100-3200W，焊接速度为0.7-0.9m/min。

7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，各金属粉的粒度均为100～200目。

8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，Ti-6Al-4V钛合金板的元素组成及其质量分数为：Al：6.30％、V：4.11％、Fe：0.018％、C：0.024％、N：0.007％、H：0.001％、O：0.14％、余量：Ti。

9.权利要求1-8任一项所述的方法获得的焊态高强韧接头。

10.根据权利要求9所述的焊态高强韧接头，其特征在于，抗拉强度达926MPa，断裂伸长率达13.5％，室温冲击功达16J。