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(dǎo)熱系數(shù)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(lǐng)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(wěn)定,但當(dāng)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(dǎo)致鈦的韌性急劇下降,甚至發(fā)生開裂,加上鈦的導(dǎo)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(xué)性能差、設(shè)備投入大等缺點,導(dǎo)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(yīng)用需要尋找新的焊接方法。
高頻感應(yīng)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(qū)小、易于實現(xiàn)自動化生產(chǎn)、生產(chǎn)效率高等優(yōu)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(yōu)勢,其主要原理是焊接時感應(yīng)線圈產(chǎn)生的感應(yīng)高頻電流施加到金屬帶上,在集膚效應(yīng)與臨近效應(yīng)的作用下感應(yīng)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(yīng)焊接技術(shù)已經(jīng)成功運用于鋁合金管、不銹鋼管的焊接成型[9-15],但國內(nèi)外利用高頻焊接技術(shù)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(chǔ)上利用自主設(shè)計的高頻焊接技術(shù)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(xué)性能,得出最佳焊接工藝,以期為高頻感應(yīng)焊接鈦管生產(chǎn)實際提供一定的理論依據(jù)及試驗基礎(chǔ)。
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(yè)純鈦鈦帶,其主要化學(xué)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(shè)計生產(chǎn)的高頻焊接生產(chǎn)線對鈦帶進行高頻感應(yīng)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(nèi)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(zhì)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(shè)為60m/min,開口角和焊接電流頻率設(shè)置為6°和400kHz,通過調(diào)節(jié)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(xué)性能的影響,具體焊接工藝參數(shù)如表2所示。
由于焊接過程中傳導(dǎo)至擠壓成型的真實擠壓力很難準(zhǔn)確測量,不能用具體的數(shù)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(jié)構(gòu)調(diào)節(jié)相對擠壓量參數(shù)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(yù)磨、機械拋光和化學(xué)腐蝕。采用GX-51型奧林巴斯型光學(xué)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(jié)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(cè)出現(xiàn)了未熔合現(xiàn)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(qū)域經(jīng)加熱后表面有輕微的氧化,但由于焊接熱輸入不足,導(dǎo)致焊接時在擠壓力的作用下兩側(cè)鈦帶熔合不足且焊縫歪斜,表面未出現(xiàn)明顯的擠出氧化物,沒有形成連續(xù)均勻的外毛刺,焊縫成型質(zhì)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(jīng)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(nèi)焊縫宏觀形貌,可看出焊縫表面沒有出現(xiàn)熔合不足和氧化物夾雜現(xiàn)象,未發(fā)現(xiàn)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(xiàn)錯邊、飛濺、夾雜等缺陷,相關(guān)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(xué)性能有很大的影響,焊縫內(nèi)側(cè)毛刺各連續(xù)均勻,焊縫成型良好。此外,焊縫及其附近區(qū)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(xiàn)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(guī)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(dǎo)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(qū)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(chǎn)生的壓力使鈦帶表面熔融的氧化物與雜質(zhì)從焊縫中擠出,同時鈦帶兩端受擠壓使其緊密連接,導(dǎo)致焊縫成型良好,且未產(chǎn)生夾雜物、裂紋、氣孔等缺陷。圖4(b)為焊縫區(qū)域組織放大圖,可以觀察到焊縫組織由較大的不規(guī)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(shù)大,但熱導(dǎo)率低,且焊接時焊縫溫度遠超過純鈦的相變溫度(882℃),導(dǎo)致焊接接頭組織發(fā)生密排六方α相向體心立方β相的轉(zhuǎn)變,據(jù)文獻[21]報道,鈦及鈦合金焊后快速水冷會導(dǎo)致β相不會完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?部分轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢湎?即發(fā)生β→α/α′轉(zhuǎn)變。圖4(c)為母材(BM)及熱影響區(qū)(HAZ)顯微組織,可以明顯觀察到母材晶粒細小,與熱影響區(qū)存在明顯分界線,且熱影響區(qū)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(dǎo)熱性差,受到焊接熱循環(huán)的影響,導(dǎo)致熱影響區(qū)晶粒相比于母材明顯長大。圖4(d)和4(f)為焊接熱影響區(qū)進一步放大組織,由圖可知,熱影響區(qū)比較寬,且焊接熱影響區(qū)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(dǎo)致該區(qū)域產(chǎn)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(fā)現(xiàn)針狀馬氏體組織隨機分布在晶粒內(nèi)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(zhuǎn)變成平衡的α相,β相中原子只能通過集體的進程遷移,發(fā)生切邊相變,形成了α穩(wěn)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(fā)現(xiàn),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(nèi)可以存在兩束或更多的α′馬氏體,隨著雜質(zhì)含量的增加,其硬度也相應(yīng)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(dǎo)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(jié)果如圖6所示,整個區(qū)域只有Ti與O元素的存在,且Ti在整個區(qū)域大量分布,O元素含量較少,未出現(xiàn)其他雜質(zhì)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(xué)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(qū)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(cè)熱影響區(qū)(HAZ)的硬度最高,母材(BM)次之,焊縫區(qū)(WZ)的硬度最低。根據(jù)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(qū)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(qū)也存在粗大的鋸齒狀組織,導(dǎo)致顯微硬度降低,但是由于針狀馬氏體的強化效應(yīng)[24],使得該區(qū)域硬度增加,甚至高于母材,因此可以推斷出在熱影響區(qū)馬氏體強化占主導(dǎo)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(jié)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(jié)果表明在工藝2條件下,焊接接頭的綜合力學(xué)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(fā)生變形,這是由于焊接時熱輸入較低,導(dǎo)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(fā)生了明顯的塑性變形,斷口出現(xiàn)頸縮,抗拉強度為446.8MPa,為母材抗拉強度的82%,由于該斷裂發(fā)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(yù)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(fā)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(fā)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(fā)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(cè)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(xiàn)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(jié)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(nèi)側(cè)形成了一條連續(xù)均勻的外毛刺,未出現(xiàn)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(nèi)壁有少許擠出物,沒有出現(xiàn)裂紋與夾雜物等缺陷,焊縫和熱影響區(qū)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(qū)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(qū)的硬度最高,達到224.1HV0.1;
4)工藝2的焊接接頭的綜合力學(xué)性能最好,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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