Ti180 (Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo) 是我国钻研的一种新型α+β双相钛合金 [1], 可在 400 ℃的温度下不变使用，短时最高使用温度可到 540 ℃[2], 拥有高比强度?优异的耐侵蚀机能?以及优良的断裂韧性和蠕变机能蹬着点 [3?6], 重要利用于航空发起机轴流叶盘等沉要部件的造作?思考到钛合金的高温活跃性 [7?8] 以及航空发起机轻量化减沉需要，真空电子束焊 (EBW) 凭借其高真空环境?高能量密度以及高加热冷却速度 [9?11], 是 Ti180 轴流叶盘最佳衔接造作步骤之一?然而，钛合金在经过焊接过程相应的冶金反映和组织变动后，焊缝和扰装响区的力学机能会降落 [12?13], 因而，必要通过相应的焊后热处置工艺对接头组织和机能进行调控?

郭震国等 [14] 钻研了热处置温度对 Ti17 双相钛合金线性摩擦焊接头组织的影响，发现随着热处置温杜咨 600 ℃增长到 640 ℃, 焊缝区和扰装响区内α"相逐步长大粗化，导致该区域显微硬度随焊后热处置温度的升高而逐步降低?WANG 等 [2] 对 Ti-6246 电子束焊接接头进行焊后热处置，发此刻焊缝和扰装响区有藐幼的α"在 β 基体析出，并且随着热处置温度从 545 ℃增长到 645 ℃, 焊接接头的伸长率增长，但抗拉强度降低 5%?LIU 等 [15] 通过在 630 ℃?2 h 前提下对 Ti17 钛合金电子束焊接接头进行焊后热处置，发现焊接接头中α马氏体齐全转变为纳米厚度的薄片状的 α 相，显著提高了力学机能，接头的抗拉强度从 868 MPa 复原到 1138 MPa, 与母材相近，委顿强杜咨 140 MPa 提高到 240 MPa?余陈等 [16] 对 TC4 钛合金电子束焊接接头的残存应力进行钻研发现，在经过 600 ℃?2 h 的焊后热处置后，焊接接头残存应力水平有肯定水平的降低，部门地位纵向残存应力由拉应力状态转变为压应力状态?这些钻研批注，通过相宜焊后热处置工艺能够使得双相钛合金 EBW 接头组织产生转变，残存应力水平得到缓解，接头力学机能得到提升?

目前，关于焊后热处置对 Ti180 钛合金 EBW 接头组织机能影响钻研甚少?本尝试通过对 7 mm 厚 Ti180 钛合金 EBW 接头进行焊后热处置，钻研焊后热处置温度对接头组织和机能的影响，减轻接头的残存应力，为 Ti180 钛合金焊接造作和热处置工艺提供理论凭据与实际领导?

1、尝试

本尝试选取的母材为 Ti180 钛合金，接头大局为搭接，试板尺寸为 75 mm×70 mm×7 mm 和 75 mm×70 mm×5 mm?电子束焊接尝试在 Probeam K110 型高压真空电子束焊机上进行?真空热处置尝试在 Naberthem GmbH 马弗炉和密封石英管上进行对焊接接头进行真空热处置，采取空冷，具体参数见表 1?

表 1 焊后热处置工艺参数

 Table 1 Process parameters of post-weld heat treatment

使用 Zeiss Image A2m 光学显微镜?NOVA NanoSEM 230 扫描电镜对热处置后焊接接头显微组织进行观察分析，其中金相试样凭据尺度流程造备，侵蚀液成分体积比为 V(HF): V(HNO₃): V(H₂O)10∶30∶70?在 ZWICH 硬度计和 MTS 全能资料试验机上进行焊接接头的硬度?常和善高温拉伸机能测试，每组参数下均做三组平行尝试取均匀值，其中拉伸试样尺寸见图 1?使用 PROTO LXRD X 射线衍射应力仪丈量热处置前后焊接接头残存应力散布情况?

2、了局与分析

凭据本尝试前期工作可知 [1],Ti180 电子束焊接接头各区域组织特点为：焊缝区重要由粗壮 β 柱状晶和次生针状α马氏体组成；凭据距离熔合线地位的分歧，扰装响区顺次能够分为近熔合线扰装响区 (Near-FZ-HAZ)?中部扰装响区 (Mid-HAZ) 和近母材扰装响区 (Near-BM-HAZ), 其中 Near-FZ-HAZ 区和 Mid-HAZ 区由 “Ghost” 状初生等轴 a 相?次生针状 α?相和残存 β 相组成，Near-BM-HAZ 区由初生等轴 α 相?残存 β 相和少量次生针状 α 相组成；母材区重要由等轴状初生等轴 α 相和 β 转变组织 (残存 β 相和次生针状 α 相) 组成?

2.1 热处置温度对 Ti180 焊接接头组织特点的影响

2.1.1 Ti180 焊接接头扰装响区典型微观组织特点

图 2 和 3 所示别离为分歧热处置温度 (550~ 700 ℃, 8 h) 的焊接接头扰装响区组织微观描摹?经热处置后，焊接接头扰装响区组织产生了显著的变动：1) 近熔合线扰装响区中的原基体残存 β 相中析出大量纳米级的次生针状 α 相，初生 α 相中析出较多微米级此外次生针状α相，但 a 相天堑依然吞吐，如图 2?3 (a)~(d) 所示；2) 中部扰装响区和近母材扰装响区之间的组织特点差距隐没，初生 a 相天堑均变得清澈，析出的次生α相晶粒尺寸较幼 (没有较大的微米级别), 原基体残存 β 相上同样析出很多纳米级的次生 a 相，如图 2?3 (e)~(f) 所示?

随着热处置温度的升高，两个扰装响区中的初生 α 相和 β 相称组织种类没有变动，但是在 α 相区处的次生针状α相逐步削减，在 β 相区析出的纳米级次生针状 α 相的状态和间距变大，550 ℃次生针状 α 相的宽度约莫为 1 nm, 而在 700 ℃时次生针状 a 相的宽度约莫为 10 nm?此表，在温度 550~ 600 ℃时，在 β 转变组织区域有球状亚微米级颗粒析出，尺寸在 100~600 nm 之间?由图 4 对亚微米级颗粒进行 EDS 点扫了局可知，相迸宗 β 基体出现显著的 Sn 元素富集，亚微米级颗粒 Ti 与 Sn 的均匀摩尔比为 5∶3, 结合 Ti-Sn 二元相图 [17] 可知，析出颗粒物为Ti₅Sn₃?而在 650 ℃以上，Ti₅Sn₃颗粒产生回溶，不再析出?

2.1.2 Ti180 焊接接头焊缝区典型微观组织特点

图 5 所示为热处置后焊接接头焊缝区的 SEM 像?由图 5 可知，粗壮柱状 β 相上析出藐幼的纳米级次生 a 相，而未热处置前焊缝区仅存在粗壮的柱状 β 相以及层状的次生α相?当热处置温度为 550~ 600 ℃时，焊缝区域也析出球状亚微米级颗粒Ti₅Sn₃, 在 650 ℃以上Ti₅Sn₃颗粒同样产生回溶?与扰装响区的变动一样，随着热处置的温度增长，藐幼的纳米级次生 α 相的状态与间距显著变大，其中，550 ℃时次生针状 α 相的宽度约莫为 0.2 nm 而在 700 ℃时次生针状 α 相的宽度约莫为 2 nm?

2.1.3 Ti180 焊接接头母材区典型微观组织特点

图 6 所示为热处置后焊接接头母材区的显微组织?由图 6 可知，与未热处置样品相比，母材区组织种类没有变动，依然由初生 α 相和 β 转变组织 (残存 β 相和次生针状 a 相) 组成?随着热处置温度的增长，a 相与 β 转变组织中的衬度略微变幼，次生针状 α 相逐步粗化?

2.2 热处置温度对 Ti180 接头力学机能的影响

2.2.1 Ti180 焊接接头硬度散布

图 7 所示为分歧热处置工艺下 Ti180 焊接接头硬度散布图?由图 7 可知，在各类热处置工艺下，焊缝区的硬度均为最大，而扰装响区中随着距离熔合线越远地位的硬度会逐步降落，母材区的硬度最低?焊缝区的硬度最大，这是由于焊缝区中粗壮柱状晶内存在针片状α马氏体，热处置后 β 相析出纳 米级次生针状 α 相的尺寸更幼?数量更多以及在柱状晶内析出较多的球状Ti₅Sn₃亚微米颗粒，提供大量相界?马氏体强化和析出强化，使得焊缝区硬度最高?而在扰装响区中，随着距离熔合线越远地位的硬度也逐步降落?其重要原因一方面是由于次生针状 α 相间距增大，数量削减，使得晶界强化作用减弱，另一方面是由于亚微米级析出颗粒的数量变少，使得析出强化减弱，因而扰装响区硬度逐步降低?母材中仅含针状次生的 α 相与 β 相，不存在次生的纳米级 α 相和Ti₅Sn₃颗粒，因而硬度最幼?

表 2 所示为分歧热处置工艺下 Ti180 焊接接头各区的硬度散布?由表 2 能够发现，经过热处置后的 4 组接头在焊缝区和扰装响区的硬度都显著比未热处置接头相应区域的硬度高?这重要是由于经过热处置后，焊缝区和扰装响区的 β 转变组织区会形成大量的次生纳米针状的 α 相，导致大量的晶界强化?随着热处置温度从 550 ℃升高到 700 ℃, 焊缝区的均匀硬度随之从 548.7HV 显著降落到 432.6HV; 扰装响区的均匀硬度显著从 433.1HV 降落到 391.5HV; 母材区的均匀硬度随温度升高变动不显著，但均比未热处置母材区的硬度 (350.9HV) 要高 10HV 左右，焊缝区和扰装响区均匀硬度随着温度的增长而降落的原因是由于随着热处置温度的升高，次生的纳米针状 α 相变少，间距增大；且析出的Ti₅Sn₃颗粒数量变少，直至隐没 (见图 3 和 5) 从而使得相界削减并且析出强化减弱?

表 2 分歧热处置温度下 Ti180 焊接接头各区硬度统计 Table 2 Hardness statistics of each zone of Ti180 welded joints under different heat treatment temperatures

2.2.2 焊接接头拉伸机能

2.2.2.1 常温拉伸机能

表 3 显示了分歧热处置工艺参数下 Ti180 电子束焊焊接接头的常温拉伸机能参数，可知经过热处置后的接头抗拉强度均低于热处置前接头的抗拉强度值 1049 MPa?这是由于经过热处置后，接头内部的晶格畸变削减，焊缝区和扰装响区的次生α相数量削减，使得 a 马氏体引起的析出强化成效逐步减弱 [18]?结合表 3 和图 8 可知，热处置后 Ti180 电子束焊焊接接头的常温拉伸断裂地位均在母材，但随着热处置温度增长其抗拉强度轻微降低(≤2 \%), 这可能是由于热处置造成母材次生针状 α 相粗化，从而减弱了其对基体强化作用?然而，随着热处置温度从 550 ℃增长 700 ℃时，接头的伸长率出现显著的降落，由 14.3% 降落到 11.0%, 重要原因是由于焊缝?扰装响区原塑韧性 β 相转变为脆性的次生针状 a 相，且随着热处置温度增长，其 β 相转变次生针状 α 相数量增长，从而造成 Ti180 电子束焊接接头伸长率降落?

表 3 分歧热处置温度下 Ti180 焊接接头的常温拉伸机能 

Table 3 Room temperature tensile properties of Ti180 welded joints after different heat treatment temperatures

2.2.2.2 高温拉伸机能

表 4 所示为分歧热处置工艺下 Ti180 电子束焊焊接接头的高温拉伸机能?结合表 3 能够看出，相迸宗室温拉伸尝试，各组拉伸件在 400 ℃高温下抗拉强度均降低 200 MPa 左右，而伸长率有所增长?这是由于在高温状态下拉伸时，Ti180 焊接接头的晶；嵊兴ご，这会减幼细晶强化的作用，导致接头的抗拉强度显著降落；固然晶粒的长大会导致晶界数量削减，但是在高温状态下拉伸产生的应力集中得到部门松弛，使得晶界的滑动越发容易进行，从而获得较高的伸长率?结合表 4 和图 9 可知，随着热处置温度从 550 ℃增长 700 ℃时，Ti180 电子束焊接接头 400 ℃高温拉伸的抗拉强度和伸长率均出现先降落?后上升趋向?在热处置温度 600 ℃时，焊接接头抗拉强度降落最多(≥8 \%), 断裂地位在母材，其原由于母材次生针状 α 相粗化而对其强化作用减弱引起的，如图 6 (b) 所示；同时，由于焊缝?扰装响区 β 相转变为脆性的次生针状 a 相以及球状Ti₅Sn₃颗粒数量增长，如图 3?5 (b) 所示，从而导致 Ti180 电子束焊接接头韧性降落?随着热处置温度增长至 700 ℃时，焊接接头的伸长率上升，这可能是由于焊缝和扰装响区残存 β 相析出的次生 a 相间距显著变大?亚微米颗粒Ti₅Sn₃析出齐全回溶，造成 Ti180 电子束焊接接头韧性也上升?

表 4 分歧热处置工艺下 Ti180 焊接接头高温拉伸机能 

Table 4 High-temperature tensile performance of Ti180 welded joints at 400 ℃ under different heat treatment processes

综合接头的常和善高温拉伸机能，最佳热处置参数为 550 ℃?8 h?在此最优参数下，接头常温拉伸机能阐发为：伸长率为未热处置接头的 123.3%, 而强度达到到其 99.4%; 高温拉伸机能阐发为：强度为未热处置接头的 100.4%, 而伸长率达到到其 90.8%?

2.3 焊接残存应力散布

本尝试焊接的 Ti180 板厚为 7 mm, 当焊接构件厚度幼于 15~20 mm 时，残存应力分为纵?横双向状态，即双轴平面应力 [19]?故在每个丈量点必要丈量两个方向的残存应力，即为平行焊缝方向 (纵向残存应力) 和垂直焊缝方向 (横向残存应力), 具体采样地位见图 10?表 5 和 6 所示为各测试点的具体残存应力了局?

表 5 2 号试样整体残存应力散布数据表 

Table 5 Overall residual stress distribution of specimen No. 2

(σl: Longitudinal residual stress, σt: Transverse residual stress, ht: Heat treatment, +: tensile stress, ?: compressive stress)

表 6 1~4 号试样焊缝区残存应力 

Table 6 Residual stress in fusion zone of specimens No. 1?4

2.3.1 Ti180 电子束焊焊接接头整体应力散布

由表 5 和图 11 (a) 可知，在 2 号试板的距离熔合线 0.5 mm 处的扰装响区中，焊缝中段部位扰装响区纵向残存应力为拉应力 255 MPa, 两端处均匀压应力为?178 MPa (由表 5 中的 1~3 点所示); 而各个地位的横向残存应力散布为压应力，均匀为 ?165 MPa, 批注扰装响区的纵向残存应力在中央处较大，双方处力的方向变动且值减幼，而横向残存应力的散布较为均匀?经过热处置后，两个方向的残存应力均成为拉应力，均匀为 110 MPa?由图 11 (b) 可知，沿垂直焊缝方向，纵向残存应力在焊缝区和距熔合线 0.5 mm 的扰装响区处为拉应力，随着距离地位变远，变为压应力，且呈变大趋向，母材处压应力为?210 MPa?而横向残存应力均为压应力，随着距离熔合线地位变远而变大，母材处压应力为?723 MPa (如表 5 中的 3~7 点所示)?经过热处置后，焊接接头整体的残存应力为拉应力，均匀减幼到 120 MPa, 仅焊缝处的纵向残存应力变为压应力，这也有助于削减裂纹产生?因而，Ti180 电子束焊焊接接头经过后热处置后，大大改善焊缝和扰装响区残存应力情况，有助于削减焊缝变形?

2.3.2 热处置温度对焊接接头残存应力演变及其散布的影响

由表 6 可知，4 组焊缝中部残存应力值的均匀值别离为 791 MPa (纵向应力) 和 533 MPa (横向应力), 批注焊缝中心处存在较大的纵?横向残存应力，这是由于焊缝处的热胀冷缩?变形产生约束等原因产生的?由图 12 可知，随着热处置温度从 550 ℃增长到 700 ℃, 焊缝处的残存应力逐步减低，到 650 ℃时残存应力已经根基解除，再持续提高热处置温度，减轻残存应力的成效提升不大?而本尝试中 Ti180 焊接接头的残存应力蕴含扰爪力和相变应力，其中扰爪力是残存应力的重要部门?扰爪力是焊缝金属凝固?冷却收缩受到约束所产生的，会使接头组织产生塑性变形?随着热处置温度的增长，接头残存应力会随着资料的屈服点的降低而削减 [20], 当达到热处置温度后，接头残存应力会降低到该温度的屈服点下，从而直接降低了接头应力?在随后的保温阶段中会通过应力松弛而得到开释?此表，由于钛合金中 α 相比 β 相的密度低 [21] 热处置过程中产生的β→α相变会引起体积变动不均匀?由图 2 和图 3 可知，随着热处置温度的增长，会降低接头焊缝区和扰装响区的纳米级次生 a 相析出速度，次生 α 相逐步粗化，数量减幼?并且析出的Ti₅Sn₃颗粒的也逐步削减，最后回溶在基体中，使得相变应力减幼，也使得接头残存应力削减?

针对减轻 Ti180 电子束焊接接头残存应力，并综合思考接头的拉伸机能，最佳的热处置温度为 650 ℃, 该温度下接头的纵向应力减幼到为 42 MPa, 横向残存应力减幼到为?76 MPa?在常温拉伸下，经过 650 ℃热处置接头的伸长率为未热处置接头的 112.1%, 而强度达到其 98.7%; 在高温拉伸下，经过 650 ℃热处置接头的伸长率达到 到其 93.5%, 强度为未热处置接头的 92.0%?

3、结论

焊后热处置睬使 Ti180 焊接接头焊缝区和扰装响区中原残存 β 相基体上天生纳米级的次生针状 α 相以及析出球状纳米颗粒Ti₅Sn₃相?随着热处置温度从 550 ℃增长到 700 ℃, α 相区处的次生针状α相逐步削减，在 β 相区析出的纳米级次生针状 a 相逐步粗化?间距增长，且温度在 650 ℃以上时球状纳米颗；厝?

热处置睬使 Ti180 焊接接头焊缝区和扰装响区的 β 转变组织区析出大量的次生纳米针状的 α 相，提高了的焊缝?扰装响区的硬度?随着热处置温度升高，次生的纳米针状 α 相变少?间距增长，并且析出亚微米级颗粒Ti₅Sn₃相的数量变少直至隐没，从而使得相界削减以及析出强化削减，焊缝和扰装响区的硬度均降落，但均高于未热处置接头焊缝区的硬度?

随着热处置温度从 550 ℃增长到 700 ℃, Ti180 电子束焊接接头的常温拉伸强杜装响较幼，但由于焊缝?扰装响区原塑韧性 β 相转变为脆性的次生针状 a 相数量增长，其伸长率降低显著?热处置焊接接头的高温拉伸机能影响较大，随着热处置温度的升高，焊接接头的 400 ℃高温抗拉强度和伸长率均出现先降落?后上升趋向?其原因重要蕴含：母材中的次生针状 α 相粗化，而焊缝和扰装响区中的次生针状 a 相?球状Ti₅Sn₃亚微米颗粒数量增长，并且随着热处置温度升高而造成次生针状 a 相逐步粗化?间距增大以及Ti₅Sn₃颗粒相回溶?最佳热处置工艺参数为 550 ℃?8 h, 其焊接接头的拉伸力学机能阐发为：常温拉伸下伸长率为未热处置接头的 123.3%, 而强度达到到其 99.4%; 高温拉伸下强度为未热处置接头的 100.4%, 而伸长率达到 到其 89.5%?

随着热处置温度的增长，Ti180 电子束焊焊接接头的残存应力显著减幼，针对解除残存应力而言，最佳的热处置温度为 650 ℃?

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（注，原文标题：焊后热处置对Ti180电子束焊接头组织与机能的影响）