钛在室温下为密排六方晶格(α相),具有比强度高、耐腐蚀性好、导热系数低、无磁等特点,这些特性使得钛及其合金成为航天航空、核电、造船、冶金、海洋工程等领域不可缺少的材料[1-2]。研究表明[3-5],常温下钛表面会立即生成一层氧化膜,非常稳定,但当温度高于400℃时,钛会吸入C、N、O等气体元素形成钛的氧化物、氮化物,导致钛的韧性急剧下降,甚至发生开裂,加上钛的导热性能差,因此钛难以焊接。目前,针对钛及其合金的焊接主要方法有氩弧焊、激光焊等[6-8],但这些方法存在焊接速度慢、焊缝组织粗大、力学性能差、设备投入大等缺点,导致目前市场上的钛焊管无法取代昂贵的无缝钛管,因此钛焊管的大范围推广应用需要寻找新的焊接方法。
高频感应焊接(Highfrequencyinductionwelding,HFIW)具有焊接速度快(最高焊接速度可达100~200m/min)、热影响区小、易于实现自动化生产、生产效率高等优点,尤其在焊接薄壁、小直径直缝管道方面,具有十分明显的优势,其主要原理是焊接时感应线圈产生的感应高频电流施加到金属带上,在集肤效应与临近效应的作用下感应电流集中分布在钛带边缘表面部分使其熔化,同时在挤压力的作用下完成焊接。目前,高频感应焊接技术已经成功运用于铝合金管、不锈钢管的焊接成型[9-15],但国内外利用高频焊接技术对钛合金管,尤其是薄壁钛及钛合金管进行焊接一直是空白,至今无成功的报道。本文在前期研究[16]的基础上利用自主设计的高频焊接技术焊接壁厚0.5mm的薄壁TA2钛管,通过分析对比不同焊接工艺下焊接接头的显微组织和力学性能,得出最佳焊接工艺,以期为高频感应焊接钛管生产实际提供一定的理论依据及试验基础。
1、试验材料与方法
本试验选用的材料为0.5mm厚、30mm宽的TA2工业纯钛钛带,其主要化学成分如表1所示,钛带的显微组织如图1所示,主要为晶粒细小且均匀的α纤维状组织。
采用自行设计生产的高频焊接生产线对钛带进行高频感应焊接试验,主要工艺流程依次为拆卷、矫直、挤压对接、焊接、取样。焊接过程示意图如图2所示,该过程在通入保护气体的焊接箱内完成,保护气为高纯氩气(Ar>99.999%)。为了避免焊接接头在高温停留时间过长影响接头质量,焊接后采用氩气加水冷方式冷却。一般有色金属高频焊接速度不低于60m/min,本试验中焊接速度设为60m/min,开口角和焊接电流频率设置为6°和400kHz,通过调节焊接功率改变热输入,研究不同焊接功率对焊缝宏观形貌和力学性能的影响,具体焊接工艺参数如表2所示。
由于焊接过程中传导至挤压成型的真实挤压力很难准确测量,不能用具体的数值来表示,因此采用挤压量来代替挤压力,使用带有刻度的双向螺纹螺杆结构调节相对挤压量参数的大小[17]。采用ZOOM-860C型立体显微镜观察焊缝宏观表面形貌。为了观察焊接接头的显微组织,用线切割截取试样,然后进行镶嵌、预磨、机械抛光和化学腐蚀。采用GX-51型奥林巴斯型光学显微镜观察焊缝显微组织,利用TESCANMIRA3型扫描电镜观察拉伸断口形貌。使用THVS-IMDX-AXY型半自动维氏显微硬度计测量焊接接头硬度,加载载荷为0.1kg,保持时间为10s。采用CTM9200型万能材料试验机对焊接接头进行拉伸试验,测量焊接接头的抗拉强度。
2、结果与分析
2.1焊缝宏观形貌分析
图3是不同焊接工艺条件下的焊缝宏观形貌。
图3(a)为工艺1外焊缝的宏观形貌,可明显看出该工艺条件下钛带的两侧出现了未熔合现象,并未形成真正的焊缝,焊缝周围部分金属呈淡黄色和淡蓝色,表明该区域经加热后表面有轻微的氧化,但由于焊接热输入不足,导致焊接时在挤压力的作用下两侧钛带熔合不足且焊缝歪斜,表面未出现明显的挤出氧化物,没有形成连续均匀的外毛刺,焊缝成型质量较差。
图3(b)和3(c)为工艺2焊缝的宏观形貌,图3(b)为外焊缝宏观形貌,焊缝外部的挤出物已经被刮刀刮去,可以看出焊缝表面呈银色光泽,无焊接裂纹存在;图3(c)为内焊缝宏观形貌,可看出焊缝表面没有出现熔合不足和氧化物夹杂现象,未发现折迭、起皮、针孔等肉眼可见的缺陷,且焊道十分笔直均匀,成型良好,同时没有出现错边、飞溅、夹杂等缺陷,相关研究表明[18-19],毛刺的形状、大小、高度等会对焊缝的宏观形貌及力学性能有很大的影响,焊缝内侧毛刺各连续均匀,焊缝成型良好。此外,焊缝及其附近区域呈有金属色泽的银白色,略带一点淡黄色与淡蓝色,未出现紫色与灰色,表明焊接过程中使用惰性气体保护效果较好,焊缝颜色变化规律与文献[20]描述一致。
图3(d)为工艺3外焊缝的宏观形貌,由图可知焊缝位置存在大块黑色夹杂物,这是由于在焊接时热输入过大,导致钛带边缘金属熔化速度大于熔融金属挤出速度,未能挤出的熔融金属(包括熔融金属钛及其氧化物)就在V型口形成了夹杂物。
2.2焊缝显微组织
图4为工艺2条件下TA2焊接接头的显微组织。
图4(a)为焊缝区显微组织,可以观察到焊缝表面有挤出物,这是由于焊接时挤压辊产生的压力使钛带表面熔融的氧化物与杂质从焊缝中挤出,同时钛带两端受挤压使其紧密连接,导致焊缝成型良好,且未产生夹杂物、裂纹、气孔等缺陷。图4(b)为焊缝区域组织放大图,可以观察到焊缝组织由较大的不规则的锯齿状α-Ti与少量的α′-Ti(针状马氏体)组成,这是由于钛及钛合金的熔点较高、热容量大、电阻系数大,但热导率低,且焊接时焊缝温度远超过纯钛的相变温度(882℃),导致焊接接头组织发生密排六方α相向体心立方β相的转变,据文献[21]报道,钛及钛合金焊后快速水冷会导致β相不会完全转变为α相,部分转变为α′相,即发生β→α/α′转变。图4(c)为母材(BM)及热影响区(HAZ)显微组织,可以明显观察到母材晶粒细小,与热影响区存在明显分界线,且热影响区晶粒尺寸大于母材晶粒,这主要是因为钛在焊接过程中,由于导热性差,受到焊接热循环的影响,导致热影响区晶粒相比于母材明显长大。图4(d)和4(f)为焊接热影响区进一步放大组织,由图可知,热影响区比较宽,且焊接热影响区与焊缝组织主要由分布不均匀的粗大块状α相和针状马氏体α′相组成,这是由于焊接完成后冷却速度非常快,导致该区域产生了针状组织。图4(e)为TA2母材组织,母材组织为细小均匀的等轴晶。
图5为焊接接头中针状马氏体组织,从图5(a)中可以发现针状马氏体组织随机分布在晶粒内部,且长短、粗细不一,这与文献[22]一致。主要原因是纯钛在882℃以上为体心立方的β相,β相在快速冷却时来不及通过扩散转变成平衡的α相,β相中原子只能通过集体的进程迁移,发生切边相变,形成了α稳定元素过饱和的固溶体,即马氏体,由于呈针状,又称针状马氏体,其粗细与长短受到冷却速度的影响。进一步观察发现,图5(b)中取向相同的马氏体α′组成束以孪晶的形式存在,且每条α′未穿过相界。文献[21]报道,一般钛或钛合金中,每个晶粒内可以存在两束或更多的α′马氏体,随着杂质含量的增加,其硬度也相应增加。这是由于塑性变形过程中,马氏体会显著阻碍位错运动,使塑性变形难以进行,从而提高塑性变形抗力,使硬度增加,因此适量针状马氏体的存在会起到强化焊接接头的作用。但含量过多则会导致焊接接头韧性严重降低。对焊缝中的主要元素进行元素分布扫描,结果如图6所示,整个区域只有Ti与O元素的存在,且Ti在整个区域大量分布,O元素含量较少,未出现其他杂质化合物,这表明焊缝成形性能良好,且在焊接过程中得到了良好的保护。
2.3焊接接头力学性能分析
焊接接头的显微硬度分布如图7所示。由图7可知,硬度值呈“M”状对称分布,从左往右各个区域平均硬度值依次为198.1、194.5、217.7、219.0、188.4、220.2、224.1、204.1和202.2HV0.1,两侧热影响区(HAZ)的硬度最高,母材(BM)次之,焊缝区(WZ)的硬度最低。根据Hall-Petch公式,可知晶粒越细小,晶界越多,而晶界对位错运动具有强烈的阻碍作用[23]。焊缝区域由于晶粒粗大,晶界少,位错运动受到的阻力小,因此焊缝的强度降低,材料的塑性变形抗力减弱,硬度值降低。尽管热影响区也存在粗大的锯齿状组织,导致显微硬度降低,但是由于针状马氏体的强化效应[24],使得该区域硬度增加,甚至高于母材,因此可以推断出在热影响区马氏体强化占主导地位。
对工艺1、2、3条件下的焊接接头进行室温拉伸试验,测试结果如图8所示。由图8可知,母材抗拉强度为546MPa,工艺1、2和3的焊接接头抗拉强度依次为267.9、446.8和480.9MPa,分别为母材抗拉强度的49%,82%和88%,母材断后伸长率为26%,工艺1、2和3条件下焊接接头的伸长率依次为2%、6%和4%。结果表明在工艺2条件下,焊接接头的综合力学性能最佳。图9为不同工艺下焊接接头的断口宏观形貌。由图9可知工艺1焊接接头在拉伸过程中焊接钛管直接从焊缝处脱离,断口平整,断裂前未发生变形,这是由于焊接时热输入较低,导致熔合不足而未能形成焊缝,因此焊接接头抗拉强度远远低于母材;工艺2焊接接头则在断裂前就发生了明显的塑性变形,断口出现颈缩,抗拉强度为446.8MPa,为母材抗拉强度的82%,由于该断裂发生在母材位置,且针状马氏体对位错运动有强烈阻碍作用[25],可以预测焊接接头抗拉强度会高于446.8MPa;工艺3焊接接头则是在焊缝处明显发生脆性断裂,接头平整,尽管达到了母材抗拉强度的88%,但伸长率低,发生了脆性断裂。
图10是不同工艺条件下焊接接头的断口微观形貌。图10(a)为工艺2焊接接头断口形貌,图中分布有大量的韧窝,这表明工艺2条件下断口具有明显的韧性断裂特征,这与断裂发生在母材处相吻合。图10(b)为工艺3焊接接头断口形貌,由图10(b)可知工艺3断面两侧具有不同的特征,左下部分陡峭坡面为明显的脆性断裂特征,而右上部分中又出现了部分大小不一的韧窝,属于韧性断裂特征,所以工艺3焊接接头断裂方式为混合型断裂。
3、结论
1)在焊接速度为60m/min,功率为18~21kW,热输入为18~21kJ/m,挤压量为0.200mm的工艺条件下可获得成型良好的薄壁直缝焊管,焊缝内侧形成了一条连续均匀的外毛刺,未出现裂纹、折迭、起皮、针孔等肉眼可见的缺陷;
2)焊缝熔合情况良好,管内壁有少许挤出物,没有出现裂纹与夹杂物等缺陷,焊缝和热影响区的组织主要由粗大不均匀的锯齿状α相和部分针状马氏体α′相组成,热影响区域母材分界十分明显,母材为细小均匀的等轴α组织;
3)显微硬度大体上呈“M”型对称分布,焊接接头中焊缝的硬度最低,为188.4HV0.1,母材次之,热影响区的硬度最高,达到224.1HV0.1;
4)工艺2的焊接接头的综合力学性能最好,断裂类型属于韧性断裂;工艺3的焊接接头抗拉强度最高,属于混合型断裂;随着热输入增加,焊接接头抗拉强度也随之增加。
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