【導讀】厚板鈦合金窄間隙TIG焊接工藝研究。學號：1072910104指導教師：呂世雄馮吉才。哈爾濱哈飛集團汽車博物館設計。專業(yè)焊接技術與工程。答辯日期20xx年6月29日。工作起止日期：20xx年10月8日起20xx年6月29日止。指導教師對畢業(yè)設計（論文）進行情況，完成質量及評分意見：。根據(jù)畢業(yè)設計（論文）的材料和學生的答辯情況，答辯委員會作出如下評定：。答辯委員會主任（簽字）：職稱：________________. 哈爾濱工業(yè)大學畢業(yè)設計（論文）任務書

　　

【正文】 響區(qū)并沒有發(fā)現(xiàn)明顯的粗晶區(qū)和細晶區(qū)，熱影響區(qū)晶粒較母材晶粒稍大，呈現(xiàn) 等 軸 均勻的狀態(tài) ， 熱影響區(qū) 兩側各約為 3mm，再外側區(qū)域的晶粒與母材無異。 對比 180A 和 240A 兩種電流下熱影響區(qū)晶粒尺寸的大小，如圖 3 38 所示，其中 180A 下晶粒的平均尺寸為 ， 240A 晶粒的平均尺寸為 ， 240A下晶粒尺寸稍大，是由于焊接熱輸入較大的原因造成的 。 兩種電流下晶粒的尺寸相當， 且未呈現(xiàn)常規(guī)接頭中粗晶現(xiàn)象， 這與材料的性能有關， TC4 鈦合金合金元素含量較高，即使在 較大熱輸入下晶粒長大的傾向 也較小 [3]，其次多層多道方式窄間隙焊時，焊層較薄，后一層焊縫對前一層焊縫的正火作 用往往更徹底，使得熱影響區(qū)相當于進行了多次正火處理，而使得晶粒尺寸均勻。 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 18 圖 35 180A下宏觀金相 圖 36 240A下宏觀金相 圖 37 180A 下熱影響區(qū)的晶粒圖 圖 38 240A 下熱影響區(qū)的晶粒圖 厚板鈦合金在 TIG 焊接熱循環(huán)的作用下，焊縫金屬開始凝固時，首先在熔合區(qū)處半熔化的晶粒處開始向焊縫中生長。因為熔池壁和焊縫金屬具有相似的化學成分，相同的晶格類型，因而特別適宜作為金屬結晶的現(xiàn)成表面，對結晶最為有利。 從圖 3 36 宏觀金相中可以很容易辨別 出 焊縫區(qū)域，兩側 為熱影響區(qū) ，熱影響區(qū)部分晶粒局部熔化，晶粒直接從熔池壁上結晶，并沿著母材晶粒同一軸向生長，即聯(lián)生結晶，外延生長，不是每個晶粒都能順利的長大到焊縫中心，只有那些結晶取向與溫度梯度方向相同的晶粒才能持續(xù)長大，即晶粒在競爭中成長。相似的情形出現(xiàn)在多層焊的層間，可以看到許多晶粒貫穿多個焊接層，也是聯(lián)生結晶的結果。 隨 著熔池開始凝固，晶粒在焊縫形成聯(lián)生結晶后，垂直于熔合線呈柱狀晶生長并向焊縫中心區(qū)域推進。但隨著熔池的散熱條件的不同，溫度梯度的方向發(fā)生了改變，晶粒生長方向也發(fā)生了改變，最終呈現(xiàn)出如焊縫區(qū)域所示彎曲晶粒狀 。 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 19 鈦合金 窄間隙 TIG 焊接接頭微觀組織分析 鈦及鈦合金同素異構轉變 鈦及鈦合金在加熱和冷卻過程中會發(fā)生同素異構轉變，這種同素異構轉變是鈦及其合金相變的基礎。鈦及其合金在常溫下有兩種同素異構晶體，密排六方結構的 相 稱為 α 相，體心立方結構的 相 稱為 β 相。純鈦在高溫情況下呈現(xiàn)完全的 β相，當溫度降至 882℃ 度時，鈦會發(fā)生同素異構轉變，即由體心立方 βTi→ 密排六方 αTi， αTi在 882℃ 以下穩(wěn)定，所以鈦在常溫下呈現(xiàn)完全的 α相組織。而鈦合金中，由于加入了 α或者 β 穩(wěn)定元素，使得有一些鈦合金在常溫下 也存在 β 相，形成所謂的雙相鈦合金。 本次試驗中所使用的母材 TC4（ Ti6Al4V）鈦合金是典型的雙相鈦合金，在鈦中添加了 α穩(wěn)定元素 Al和 β相穩(wěn)定元素 V，因此在室溫下呈現(xiàn)雙相組織。 TC4的相變溫度，即 β轉變溫度 996℃ ，在此溫度下將發(fā)生同素異構轉變 。其轉變的突出特點 是 新相與母相間具有嚴格的取向關 系， α相將以片狀或針狀有規(guī)則的析出，穿越整個晶粒 [18]。 TC4 鈦合金在不同溫度條件下的相變特點 鈦合金中 β 相穩(wěn)定元素含量及冷卻速度對 β 相變有著重要意義。自高溫 β 相穩(wěn)定區(qū)冷卻下來， β相若在等溫條件下轉 變，在不同的等溫溫度下得到不同的相變產物。如圖 39 所示，在 T3 溫度下轉變得到 β+α相；當轉變溫度為 T2 時，發(fā)生β→β+ω → β+α+ω→β+α 的轉變，其中 ω為中間相；若在 T1 溫度下發(fā)生轉變， 發(fā)生β→β+ω 的轉變。圖 39 同樣給出了連續(xù)冷卻時的相變情況，緩慢冷卻時， β→β+α ，增加冷卻速度會 出現(xiàn) ω 相， 再 增加冷卻速度，可以不發(fā)生相變得到室溫介穩(wěn)的 β相，或者得到 斜方結構的 α’或者 α’’馬氏體相 ，鈦馬氏體是由高溫 β相無擴散相變得到的 。 圖 39 鈦合金 TTT 等溫轉變示意圖（在 β穩(wěn)定元素含量較多的情況下） [19] 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 20 鈦合金窄間隙 TIG 焊接接頭微觀組織分析 對 比不同電流下焊縫顯微組織，發(fā)現(xiàn)經過焊接熱循環(huán)接頭形成的組織相同 ?，F(xiàn)以 240A 電流下接頭的顯微組織為例，對鈦合金窄間隙 TIG 焊接條件下接頭組織轉變規(guī)律進行說明。 由于接頭各區(qū)域微觀組織的形成機理的差異，成分分布不均勻，組織類型及分布也不一致 。 接頭的 各 區(qū)域如圖 310 所示 ， A、 B、 C 分別代表母材、熱影響區(qū)及焊縫。 從圖 中 可以看出，因為焊接熱循環(huán)而使焊接熱影響區(qū)的組織區(qū)別于母材。 圖 310 焊接接頭各區(qū)域微觀組織 母材（ A 區(qū)域 ） TC4 鈦合金高溫時是完全 β 相組織，體心立方晶格結構，當溫度降至約 996℃ 時，開始由 β相向 α相轉變， α相呈密排六方結構，因為材料中含有 β 相穩(wěn)定元素，不可能發(fā)生完全的 α相轉變，冷卻至室溫時呈現(xiàn) α+β 雙相組織。 而且 通過不同的冷卻速度，可以得到不同金相形態(tài)的 α相 [19]。 冷卻速度較慢時，如母材的加工過程， α相由 β相中析出，得到片 層 狀魏氏組織以及沿 β晶界析出的 α相。圖 311 可以看出母材是由 α相和 β相組成的混合 組織 ，沿 β晶界有 α鑲邊，在一束范圍內，各 α相是平行的，有共同的晶體學取向，各 α相由 β中間層分開。 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 21 圖 311 母材 顯微組織 圖 312 焊縫顯微組織 當高溫 β 相以較快的速度冷卻下來時，含 β 相穩(wěn)定元素的合金易得到一種網籃狀組織，冷卻速度進一步加快時， β相分解以非形核方式長大，發(fā)生無擴散馬氏體相變，生成針狀六方 α’相及正交馬氏體相。 焊縫（ C 區(qū)域）填充金屬使用的是近 α鈦合金 Ti4Al2V，焊接過程中混入少量的母材成分，雖然冷卻速度很快，但是 β相穩(wěn)定元素（ V）含量較少，組織主要是 α相，少量 β相 ， 其中 α相因為冷卻速度較快被拉長呈長針狀， 如圖 312 所示 。 圖 313 為鈦合金焊接試板接頭熱影響區(qū)（ B 區(qū)域）的顯微組織圖片，窄間隙條件下焊接，熱影響區(qū)范圍窄，冷卻速度快，因此在熱影響區(qū)形成了如圖 313a 所示網籃狀組織，圖 313b 所示為冷卻速度更快時而形成的針狀馬氏體組織。兩種形態(tài)的組織沒有本質的 區(qū)別 ，只是冷卻速度不同造成 α相形態(tài)不同。 a）網籃狀組織 b）針狀鈦馬氏體 圖 313 熱影響區(qū)的顯微組織 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 22 焊縫區(qū)域成分分析 窄間隙坡口 TIG焊接過程中，因為焊絲采用的是合金含量較低的近 α鈦合金，焊接過程中因為混入了母材中的合金成分而使得 焊縫 合金元素含量升高。 本次試驗中，利用掃描電鏡 （ SME）附帶的能譜分析（ EDS）系統(tǒng)，在焊縫的切向方向上對合金元素鋁和釩的含量進行分析。如圖 314所示，按照圖中由 C區(qū)域到 I區(qū)域 的順序對焊縫分區(qū)域掃描合金元素含量，成分分析解如表 32所示。 圖 314 EDS分析區(qū)域示意圖 表 32 焊縫分區(qū)域元素掃描含量 wt（ %） 元素 C D E F G H I Al V 將表 32中各元素含量繪制成圖 315中曲線， 從圖 315中可以看到窄間隙 TIG多層焊時母材向焊縫中元素過渡的規(guī)律，所用母材的合金元素（ Al和 V）的含量要高于焊絲中含量，焊接過程中，部分母材熔化，從焊縫邊緣至焊縫中間 Al和 V的含量呈現(xiàn)明顯的下降趨勢，分析這種變化的原因是由于金屬熔化后，合金元素由母材向焊縫中心擴散需要需要時間，金屬凝固時間短，元素來不及均勻化，因此呈現(xiàn)元素梯度分布，其中 Al元素的減少趨勢很明顯，而 V元素在整體減少的趨勢中有波動，分析原因 V元素本身含量較少，焊接過程中各種力對熔池 的攪拌作用使得 V元素分布的并 不 呈現(xiàn)嚴格的單調趨勢。 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 23 圖 315 Al、 V元素含量隨焊縫位置不同的變化 為的對比 電流在 180A和 240A兩種 情況下 焊縫合金元素 Al、 V以及基體元素 Ti的分布 ，同時排除局部區(qū)域元素分布不均勻對對比結果造成的不良影響，在相同放大倍數(shù)下截取焊縫相同位置的圖片，進行整體區(qū)域能譜分析，兩種電流下掃描區(qū)域如圖 314所示 A和 B區(qū)，掃描結果如表 33所示。 圖 316 180A下焊縫 A、 B區(qū)域的能譜分析結果 圖 317 240A下焊縫 A、 B區(qū)域能譜分析 結果 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 24 表 33 不同電流下焊縫能譜分析結果 wt（ %） 元素 A B 180A電流下 Ti Al V 240A電流下 Ti Al V 對比不同電流下焊縫合金元素 Al和 V的含量可知，在 240A下焊接得到的焊縫中合金元素的質量分數(shù)要超過 180A電流下焊接得到的焊縫元素含量。其中， 180A下 A、 B兩區(qū)域 Al的平均質量分數(shù) %， 240A下 Al平均質量分數(shù) %，高出 180A下 Al含量的 20%， V的平均含量高出 180A下 ，分析結果產生的原因，焊接電流增大后，焊接線能量增加，母材熔化量增加，進而導致焊縫的熔合比變大。 本章小結 本章主要研究鈦合金窄間隙 TIG焊接接頭的微觀結構，包括晶粒的生長規(guī)律、顯微組織形成機理以及焊縫成分的分析等，得出以下結論： 1) 窄間隙 TIG焊接焊縫為粗晶粒狀的鑄態(tài)結構，晶粒生長符合聯(lián)生結晶 、 競爭生長的規(guī)律。由于在窄間隙坡口下焊接，焊接接頭熱影響區(qū) 沒有明顯的粗晶區(qū)、細晶區(qū)，晶粒 尺寸 均勻，熱影響區(qū)尺寸 十分很窄 只有約 3mm， 這些體現(xiàn)了窄間隙條件下焊接的特點 。 2) 焊接所用母材 TC4鈦合金為典型的雙相鈦合金，自高溫冷卻過程中，隨著冷卻速度的不同， 可以得到不同金相形態(tài)的 α相，其中母材為平衡態(tài)的雙相鈦魏氏組織，熱影響區(qū)因為冷卻速度過快而形成了網籃組織或正交鈦馬氏體組織。 3) 焊接過程中，因為母材的熔化而使得焊縫金屬中合金元素含量的升高，焊接電流越大 ， 焊縫熔合比越大。其中在大電流 240A下焊接得到的焊縫中 Al元素的含量要超過小電流 180A下得到焊縫合金元素含量的 20%。 母材中合金元素進入焊縫后呈現(xiàn)梯度分布。 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 25 第 4 章 厚板 鈦合金窄間隙 TIG 焊接接頭力學性能測試 本試驗中采用 窄間隙 TIG多層焊的方式獲得了 完整 的厚板鈦合金窄間隙接頭，試驗中最主要的焊接參數(shù)是焊接電流，通過焊接電流的調整，所得到的焊接接頭的微觀組織沒有明顯的差別。為了了解接頭的 機械 性能，分析接頭的 斷 口形貌，對接頭進行了拉伸試驗 和 硬度試驗，測試了接頭的綜合機械性能，對窄間隙條件下接頭嚙合效應進行分析，評價接頭的力學性能。 厚板鈦合金窄間隙 TIG 焊接接頭的顯微硬度分布 對 180A和 240A焊接電流條件下 的焊接接頭取樣，磨平，在顯微維氏硬度試驗機上進行顯微硬度 試驗， 加載力 500g，保壓時間 10s。從母材到焊縫，每隔 測試一點硬度。接頭 橫截面 上硬度分布規(guī)律如圖 41所示。 圖 41 不同電流下的顯微硬度分布 由測試結果可知，接頭橫街面上的硬度分布不均勻，兩種電流下硬度變化規(guī)律大致相同，鈦合金母材的平均硬度達到 ，熱影響區(qū)硬度明顯升高，其中 240A電流下熱影響區(qū)最高硬度達到 349，較鈦合金母材高 %，分析認為是由于焊接熱輸入的作用導致熱影響區(qū)晶粒長大和生成的鈦馬氏體組織引起。焊縫 區(qū)域的金屬為 Ti4Al2V，硬度較低，因為混入了母 材的成分，而使得硬度有所提高，不同電流下焊縫金屬的硬度相當 。 硬度測試的壓痕（ 500x）如圖 42所示。 哈爾濱工業(yè)大學本科畢業(yè)設計（論文） 26 圖 42 硬度測試壓痕 厚板鈦合金窄間隙 TIG 焊接接頭強度 接頭的抗拉強度是衡量對接接頭力學性能的重要指標，它宏觀反映了接頭的力學性能，在鈦合金窄間隙條件下，由于坡口的特殊性及鈦合金熱影響區(qū)的組織轉變特點，使得接頭的強度要高于常規(guī)焊接接頭強度。 分析焊接電流對接頭強度的影響，測試了不同焊接電流下接頭的抗拉強度。沿焊縫厚度方向，在半 邊 U形焊縫上，從焊縫表面到焊縫根部等距選取 6個拉伸試件，測試結果如表 4 42所示。 表 41 180A電流下焊縫的拉伸強度 焊接電流 抗拉強度 σb （ MPa） 屈服強度 σs （ MPa） 非標準延伸率 A（ %） 斷裂位置 180A電流下沿厚度方向從焊縫表面到根部依次取樣 755 715 焊縫 740 700 焊縫 790 755 焊縫 795 755