鈦在室溫下為密排六方晶格(α相),具有比強度高、耐腐蝕性好、導熱系數低、無磁等特點,這些特性使得鈦及其合金成為航天航空、核電、造船、冶金、海洋工程等領域不可缺少的材料[1-2]。研究表明[3-5],常溫下鈦表面會立即生成一層氧化膜,非常穩定,但當溫度高于400℃時,鈦會吸入C、N、O等氣體元素形成鈦的氧化物、氮化物,導致鈦的韌性急劇下降,甚至發生開裂,加上鈦的導熱性能差,因此鈦難以焊接。目前,針對鈦及其合金的焊接主要方法有氬弧焊、激光焊等[6-8],但這些方法存在焊接速度慢、焊縫組織粗大、力學性能差、設備投入大等缺點,導致目前市場上的鈦焊管無法取代昂貴的無縫鈦管,因此鈦焊管的大范圍推廣應用需要尋找新的焊接方法。
高頻感應焊接(Highfrequencyinductionwelding,HFIW)具有焊接速度快(最高焊接速度可達100~200m/min)、熱影響區小、易于實現自動化生產、生產效率高等優點,尤其在焊接薄壁、小直徑直縫管道方面,具有十分明顯的優勢,其主要原理是焊接時感應線圈產生的感應高頻電流施加到金屬帶上,在集膚效應與臨近效應的作用下感應電流集中分布在鈦帶邊緣表面部分使其熔化,同時在擠壓力的作用下完成焊接。目前,高頻感應焊接技術已經成功運用于鋁合金管、不銹鋼管的焊接成型[9-15],但國內外利用高頻焊接技術對鈦合金管,尤其是薄壁鈦及鈦合金管進行焊接一直是空白,至今無成功的報道。本文在前期研究[16]的基礎上利用自主設計的高頻焊接技術焊接壁厚0.5mm的薄壁TA2鈦管,通過分析對比不同焊接工藝下焊接接頭的顯微組織和力學性能,得出最佳焊接工藝,以期為高頻感應焊接鈦管生產實際提供一定的理論依據及試驗基礎。
1、試驗材料與方法
本試驗選用的材料為0.5mm厚、30mm寬的TA2工業純鈦鈦帶,其主要化學成分如表1所示,鈦帶的顯微組織如圖1所示,主要為晶粒細小且均勻的α纖維狀組織。
采用自行設計生產的高頻焊接生產線對鈦帶進行高頻感應焊接試驗,主要工藝流程依次為拆卷、矯直、擠壓對接、焊接、取樣。焊接過程示意圖如圖2所示,該過程在通入保護氣體的焊接箱內完成,保護氣為高純氬氣(Ar>99.999%)。為了避免焊接接頭在高溫停留時間過長影響接頭質量,焊接后采用氬氣加水冷方式冷卻。一般有色金屬高頻焊接速度不低于60m/min,本試驗中焊接速度設為60m/min,開口角和焊接電流頻率設置為6°和400kHz,通過調節焊接功率改變熱輸入,研究不同焊接功率對焊縫宏觀形貌和力學性能的影響,具體焊接工藝參數如表2所示。
由于焊接過程中傳導至擠壓成型的真實擠壓力很難準確測量,不能用具體的數值來表示,因此采用擠壓量來代替擠壓力,使用帶有刻度的雙向螺紋螺桿結構調節相對擠壓量參數的大小[17]。采用ZOOM-860C型立體顯微鏡觀察焊縫宏觀表面形貌。為了觀察焊接接頭的顯微組織,用線切割截取試樣,然后進行鑲嵌、預磨、機械拋光和化學腐蝕。采用GX-51型奧林巴斯型光學顯微鏡觀察焊縫顯微組織,利用TESCANMIRA3型掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。使用THVS-IMDX-AXY型半自動維氏顯微硬度計測量焊接接頭硬度,加載載荷為0.1kg,保持時間為10s。采用CTM9200型萬能材料試驗機對焊接接頭進行拉伸試驗,測量焊接接頭的抗拉強度。
2、結果與分析
2.1焊縫宏觀形貌分析
圖3是不同焊接工藝條件下的焊縫宏觀形貌。
圖3(a)為工藝1外焊縫的宏觀形貌,可明顯看出該工藝條件下鈦帶的兩側出現了未熔合現象,并未形成真正的焊縫,焊縫周圍部分金屬呈淡黃色和淡藍色,表明該區域經加熱后表面有輕微的氧化,但由于焊接熱輸入不足,導致焊接時在擠壓力的作用下兩側鈦帶熔合不足且焊縫歪斜,表面未出現明顯的擠出氧化物,沒有形成連續均勻的外毛刺,焊縫成型質量較差。
圖3(b)和3(c)為工藝2焊縫的宏觀形貌,圖3(b)為外焊縫宏觀形貌,焊縫外部的擠出物已經被刮刀刮去,可以看出焊縫表面呈銀色光澤,無焊接裂紋存在;圖3(c)為內焊縫宏觀形貌,可看出焊縫表面沒有出現熔合不足和氧化物夾雜現象,未發現折迭、起皮、針孔等肉眼可見的缺陷,且焊道十分筆直均勻,成型良好,同時沒有出現錯邊、飛濺、夾雜等缺陷,相關研究表明[18-19],毛刺的形狀、大小、高度等會對焊縫的宏觀形貌及力學性能有很大的影響,焊縫內側毛刺各連續均勻,焊縫成型良好。此外,焊縫及其附近區域呈有金屬色澤的銀白色,略帶一點淡黃色與淡藍色,未出現紫色與灰色,表明焊接過程中使用惰性氣體保護效果較好,焊縫顏色變化規律與文獻[20]描述一致。
圖3(d)為工藝3外焊縫的宏觀形貌,由圖可知焊縫位置存在大塊黑色夾雜物,這是由于在焊接時熱輸入過大,導致鈦帶邊緣金屬熔化速度大于熔融金屬擠出速度,未能擠出的熔融金屬(包括熔融金屬鈦及其氧化物)就在V型口形成了夾雜物。
2.2焊縫顯微組織
圖4為工藝2條件下TA2焊接接頭的顯微組織。
圖4(a)為焊縫區顯微組織,可以觀察到焊縫表面有擠出物,這是由于焊接時擠壓輥產生的壓力使鈦帶表面熔融的氧化物與雜質從焊縫中擠出,同時鈦帶兩端受擠壓使其緊密連接,導致焊縫成型良好,且未產生夾雜物、裂紋、氣孔等缺陷。圖4(b)為焊縫區域組織放大圖,可以觀察到焊縫組織由較大的不規則的鋸齒狀α-Ti與少量的α′-Ti(針狀馬氏體)組成,這是由于鈦及鈦合金的熔點較高、熱容量大、電阻系數大,但熱導率低,且焊接時焊縫溫度遠超過純鈦的相變溫度(882℃),導致焊接接頭組織發生密排六方α相向體心立方β相的轉變,據文獻[21]報道,鈦及鈦合金焊后快速水冷會導致β相不會完全轉變為α相,部分轉變為α′相,即發生β→α/α′轉變。圖4(c)為母材(BM)及熱影響區(HAZ)顯微組織,可以明顯觀察到母材晶粒細小,與熱影響區存在明顯分界線,且熱影響區晶粒尺寸大于母材晶粒,這主要是因為鈦在焊接過程中,由于導熱性差,受到焊接熱循環的影響,導致熱影響區晶粒相比于母材明顯長大。圖4(d)和4(f)為焊接熱影響區進一步放大組織,由圖可知,熱影響區比較寬,且焊接熱影響區與焊縫組織主要由分布不均勻的粗大塊狀α相和針狀馬氏體α′相組成,這是由于焊接完成后冷卻速度非?？?導致該區域產生了針狀組織。圖4(e)為TA2母材組織,母材組織為細小均勻的等軸晶。
圖5為焊接接頭中針狀馬氏體組織,從圖5(a)中可以發現針狀馬氏體組織隨機分布在晶粒內部,且長短、粗細不一,這與文獻[22]一致。主要原因是純鈦在882℃以上為體心立方的β相,β相在快速冷卻時來不及通過擴散轉變成平衡的α相,β相中原子只能通過集體的進程遷移,發生切邊相變,形成了α穩定元素過飽和的固溶體,即馬氏體,由于呈針狀,又稱針狀馬氏體,其粗細與長短受到冷卻速度的影響。進一步觀察發現,圖5(b)中取向相同的馬氏體α′組成束以孿晶的形式存在,且每條α′未穿過相界。文獻[21]報道,一般鈦或鈦合金中,每個晶粒內可以存在兩束或更多的α′馬氏體,隨著雜質含量的增加,其硬度也相應增加。這是由于塑性變形過程中,馬氏體會顯著阻礙位錯運動,使塑性變形難以進行,從而提高塑性變形抗力,使硬度增加,因此適量針狀馬氏體的存在會起到強化焊接接頭的作用。但含量過多則會導致焊接接頭韌性嚴重降低。對焊縫中的主要元素進行元素分布掃描,結果如圖6所示,整個區域只有Ti與O元素的存在,且Ti在整個區域大量分布,O元素含量較少,未出現其他雜質化合物,這表明焊縫成形性能良好,且在焊接過程中得到了良好的保護。
2.3焊接接頭力學性能分析
焊接接頭的顯微硬度分布如圖7所示。由圖7可知,硬度值呈“M”狀對稱分布,從左往右各個區域平均硬度值依次為198.1、194.5、217.7、219.0、188.4、220.2、224.1、204.1和202.2HV0.1,兩側熱影響區(HAZ)的硬度最高,母材(BM)次之,焊縫區(WZ)的硬度最低。根據Hall-Petch公式,可知晶粒越細小,晶界越多,而晶界對位錯運動具有強烈的阻礙作用[23]。焊縫區域由于晶粒粗大,晶界少,位錯運動受到的阻力小,因此焊縫的強度降低,材料的塑性變形抗力減弱,硬度值降低。盡管熱影響區也存在粗大的鋸齒狀組織,導致顯微硬度降低,但是由于針狀馬氏體的強化效應[24],使得該區域硬度增加,甚至高于母材,因此可以推斷出在熱影響區馬氏體強化占主導地位。
對工藝1、2、3條件下的焊接接頭進行室溫拉伸試驗,測試結果如圖8所示。由圖8可知,母材抗拉強度為546MPa,工藝1、2和3的焊接接頭抗拉強度依次為267.9、446.8和480.9MPa,分別為母材抗拉強度的49%,82%和88%,母材斷后伸長率為26%,工藝1、2和3條件下焊接接頭的伸長率依次為2%、6%和4%。結果表明在工藝2條件下,焊接接頭的綜合力學性能最佳。圖9為不同工藝下焊接接頭的斷口宏觀形貌。由圖9可知工藝1焊接接頭在拉伸過程中焊接鈦管直接從焊縫處脫離,斷口平整,斷裂前未發生變形,這是由于焊接時熱輸入較低,導致熔合不足而未能形成焊縫,因此焊接接頭抗拉強度遠遠低于母材;工藝2焊接接頭則在斷裂前就發生了明顯的塑性變形,斷口出現頸縮,抗拉強度為446.8MPa,為母材抗拉強度的82%,由于該斷裂發生在母材位置,且針狀馬氏體對位錯運動有強烈阻礙作用[25],可以預測焊接接頭抗拉強度會高于446.8MPa;工藝3焊接接頭則是在焊縫處明顯發生脆性斷裂,接頭平整,盡管達到了母材抗拉強度的88%,但伸長率低,發生了脆性斷裂。
圖10是不同工藝條件下焊接接頭的斷口微觀形貌。圖10(a)為工藝2焊接接頭斷口形貌,圖中分布有大量的韌窩,這表明工藝2條件下斷口具有明顯的韌性斷裂特征,這與斷裂發生在母材處相吻合。圖10(b)為工藝3焊接接頭斷口形貌,由圖10(b)可知工藝3斷面兩側具有不同的特征,左下部分陡峭坡面為明顯的脆性斷裂特征,而右上部分中又出現了部分大小不一的韌窩,屬于韌性斷裂特征,所以工藝3焊接接頭斷裂方式為混合型斷裂。
3、結論
1)在焊接速度為60m/min,功率為18~21kW,熱輸入為18~21kJ/m,擠壓量為0.200mm的工藝條件下可獲得成型良好的薄壁直縫焊管,焊縫內側形成了一條連續均勻的外毛刺,未出現裂紋、折迭、起皮、針孔等肉眼可見的缺陷;
2)焊縫熔合情況良好,管內壁有少許擠出物,沒有出現裂紋與夾雜物等缺陷,焊縫和熱影響區的組織主要由粗大不均勻的鋸齒狀α相和部分針狀馬氏體α′相組成,熱影響區域母材分界十分明顯,母材為細小均勻的等軸α組織;
3)顯微硬度大體上呈“M”型對稱分布,焊接接頭中焊縫的硬度最低,為188.4HV0.1,母材次之,熱影響區的硬度最高,達到224.1HV0.1;
4)工藝2的焊接接頭的綜合力學性能優良,斷裂類型屬于韌性斷裂;工藝3的焊接接頭抗拉強度最高,屬于混合型斷裂;隨著熱輸入增加,焊接接頭抗拉強度也隨之增加。
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