面向深海裝備輕量化設計的異質鈦合金固相連接技術探析：固溶時效制度對Ti600/TC18慣性摩擦焊熱力影響區相變行為、室溫/450℃力學性能耦合躍升及人工海水失重腐蝕抑制機理的深度闡釋

鈦合金由于其高熔點、 高比強度和良好的耐腐蝕性，被廣泛應用于航空航天、船舶制造、海洋工程 等領域[1-3] 。 其中，Ti600 合金可在 600℃以上高溫長 時間服役，而TC18鈦合金具有強度高、斷裂韌性好、 淬透性高等優點，被廣泛應用于中大型艦船、水下潛 艇及深潛器等大型承力構件[4-6] 。 鈦合金結構件在海洋中長時間服役時，會受到海水腐蝕、靜水壓力、海 水流速等不同因素的影響，導致使用壽命下降[7] 。 而 異質合金構件可更大程度地發揮兩種合金的優良性 能，實現不同部位對性能的不同要求，所以異質合金 構件在航海領域的使用前景良好。

異質鈦合金構件與單合金構件相比，在保證較好 性能的同時可以降低材料成本，增加此類零部件的經 濟效益。異質鈦合金焊接是將兩種或兩種以上的金屬 進行焊接， 得到綜合性能優良結構件的連接技術，被 廣泛運用到航天航海行業[8-10] 。 目前，異質鈦合金的連 接工藝主要有激光焊、電子束焊、慣性摩擦焊等[11] 。 其 中，慣性摩擦焊（inertia friction welding，IFW）可有效 避免由于金屬熔化而產生的孔洞、裂紋等缺陷，被廣 泛用于生產異質鈦合金結構件[12] 。

對于異質鈦合金焊接構件而言，由于焊接時的冶金相容性及界面反應，形成了脆性化合物[13-15] 。 在焊接 過程中，焊縫區域的高溫材料流動不充分，導致焊縫 和熱影響區為裂紋及組織偏析等缺陷容易出現的部 位，從而影響焊接接頭的力學性能及防腐性能[16-17] 。 烏 彥全等[18] 對比了慣性摩擦焊接 α+β 型鈦合金焊態和 熱處理態的組織性能， 發現熱處理后在組織原有絲 織構基礎上形成了取向織構， 從而降低了焊縫區硬 度， 拉伸斷裂位置均位于遠離焊縫中心的母材區。 高潘等[19] 研究表明 TC4-DT/TC21 線性摩擦焊接頭 雙重退火獲得的綜合力學性能明顯優于一次退火處 理，雙重退火后接頭的強度和沖擊韌性均顯著增加， 同時塑性仍保持著較高的水平。Wang 等[20] 研究得到 隨著焊后熱處理溫度的升高，TC17/TA15 焊接接頭 焊縫區縫隙腐蝕受到抑制， 焊接接頭的耐腐蝕性增 強。 趙強等[21] 研究了 Ti-22Al-25Nb 合金慣性摩擦焊 接接頭試樣焊態和經熱處理后的組織變化。 結果表 明：熱處理溫度和時長共同決定了焊合區 O 相的數 量和尺寸，且熱處理溫度的影響更為明顯。 綜上，熱 處理對于鈦合金焊接接頭的力學性能及耐腐蝕性能 均有著明顯的提升。 因此，研究合適的熱處理制度， 提高慣性摩擦焊接接頭綜合性能， 以制備高性能的 海洋工程焊接件至關重要。

本文研究了固溶（雙重退火）后不同時效溫度對 Ti600/TC18 合金慣性摩擦焊接接頭顯微組織、力學 性能及腐蝕性能的影響， 研究結果對海洋裝備等領 域異質鈦合金焊接件的制備及進一步應用提供了理 論依據及工藝技術指導。

引言

鈦合金由于其高熔點、高比強度和良好的耐腐蝕性,被廣泛應用于航空航天、船舶制造、海洋工程等領域。其中,Ti600合金可在600℃以上高溫長時間服役，而TC18鈦合金具有強度高、斷裂韌性好、淬透性高等優點,被廣泛應用于中大型艦船、水下潛艇及深潛器等大型承力構件[4-6]。鈦合金結構件在海洋中長時間服役時，會受到海水腐蝕、靜水壓力、海水流速等不同因素的影響，導致使用壽命下降。而異質合金構件可更大程度地發揮兩種合金的優良性能,實現不同部位對性能的不同要求,所以異質合金構件在航海領域的使用前景良好。

異質鈦合金構件與單合金構件相比,在保證較好性能的同時可以降低材料成本,增加此類零部件的經濟效益。異質鈦合金焊接是將兩種或兩種以上的金屬進行焊接，得到綜合性能優良結構件的連接技術，被廣泛運用到航天航海行業[8-10]。目前，異質鈦合金的連接工藝主要有激光焊、電子束焊、慣性摩擦焊等。其中,慣性摩擦焊(inertiafriction welding,IFW)可有效避免由于金屬熔化而產生的孔洞、裂紋等缺陷，被廣泛用于生產異質鈦合金結構件[12]。

對于異質鈦合金焊接構件而言,由于焊接時的冶金相容性及界面反應，形成了脆性化合物[13-15]。在焊接過程中，焊縫區域的高溫材料流動不充分，導致焊縫和熱影響區為裂紋及組織偏析等缺陷容易出現的部位，從而影響焊接接頭的力學性能及防腐性能[16-17]。烏彥全等[18]對比了慣性摩擦焊接α+β型鈦合金焊態和熱處理態的組織性能，發現熱處理后在組織原有絲織構基礎上形成了取向織構，從而降低了焊縫區硬度，拉伸斷裂位置均位于遠離焊縫中心的母材區。高潘等研究表明TC4-DT/TC21線性摩擦焊接頭雙重退火獲得的綜合力學性能明顯優于一次退火處理,雙重退火后接頭的強度和沖擊韌性均顯著增加，同時塑性仍保持著較高的水平。Wang等[20]研究得到隨著焊后熱處理溫度的升高，TC17/TA15焊接接頭焊縫區縫隙腐蝕受到抑制，焊接接頭的耐腐蝕性增強。趙強等[2]研究了Ti-22Al-25Nb合金慣性摩擦焊接接頭試樣焊態和經熱處理后的組織變化。結果表明:熱處理溫度和時長共同決定了焊合區O相的數量和尺寸，且熱處理溫度的影響更為明顯。綜上，熱處理對于鈦合金焊接接頭的力學性能及耐腐蝕性能均有著明顯的提升。因此，研究合適的熱處理制度，提高慣性摩擦焊接接頭綜合性能，以制備高性能的海洋工程焊接件至關重要。

本文研究了固溶(雙重退火)后不同時效溫度對Ti600/TC18合金慣性摩擦焊接接頭顯微組織、力學性能及腐蝕性能的影響，研究結果對海洋裝備等領域異質鈦合金焊接件的制備及進一步應用提供了理論依據及工藝技術指導。

1、試驗材料及方法

1.1試驗材料

試驗采用的兩種母材分別為高溫Ti600合金和高強TC18合金，兩種的母材顯微組織如圖1所示。

其中,Ti600(Ti-4Al-3.8Sn-4.5Zr-0.2Mo-0.3Si)為近  α型合金，主要由等軸的初生  α相和少量片狀的  α+β相組成,相界較為清晰;TC18(Ti-3.5Al-4Mo-5.5V-0.4Cr-1Fe)為α+β型高強度高韌性合金,組織主要為由針狀  α相與  β相組成的網籃組織。兩種母材合金的主要化學成分及力學性能分別見表1和表2。

表1 母材合金的化學成分(質量分數，%)

Tab.1 Chemical composition of base materials(wt%)

表2 母材合金的力學性能[22]

Tab.2 Mechanical properties of base materials[22]

1.2試驗方法

1.2.1慣性摩擦焊接

采用250BX型慣性摩擦焊機(圖2)進行慣性摩擦焊試驗。具體過程如下:焊前采用丙酮或酒精對待焊件進行整體清洗處理，去除試樣表面的銹、殘留氧化物、水分和油污等雜質;之后將錐度為11°的Φ107 mmx60mm的Ti600圓環和?73.5mmx56mm的TC18內軸;其中Ti600安裝在焊機的旋轉端,TC18安裝在焊機的移動端，并使兩者保持在同一水平面上,確保其焊接的順利進行。慣性摩擦焊接參數為:轉動慣量105.35kg·m2、頂鍛壓力5.52MPa、轉速600r/min。

采用電火花數控線切割機在Ti600/TC18焊后試樣上取金相試樣與拉伸試樣，取樣位置如圖3所示,其中金相試樣的切割尺寸為?10mmx10mm,拉伸試樣的切割尺寸為Φ10mm45mm。

1.2.2熱處理

對焊后試樣采用GSL-1700X型管式爐進行熱處理。固溶處理階段采用雙重退火以釋放殘余應力，之后進行時效處理，具體雙重退火+時效處理參數見表3。

表3 雙重退火+時效處理的工藝參數

Tab.3 Process parameters of double annealing plus ageing treatment

1.2.3組織觀察

微觀組織采用OLYMPUS GX51光學顯微鏡、VEGAII掃描電子顯微鏡觀察，腐蝕液配比為HF:HNO3:H2O=2:10:88。采用D8ADVANCEA25型XRD觀察焊縫的相組成。

1.2.4力學性能測試

室溫拉伸試驗按照GB/T228-2010方法,高溫(450℃)拉伸試驗依據GB/T4338-2006規定,分別在Instron5985電子式萬能試驗機上進行試驗,拉伸試樣尺寸如圖4所示。拉伸試樣斷口形貌采用VEGA II式掃描電子顯微鏡觀察。采用MICROMET5104型維氏硬度計對熱處理后Ti600/TC18合金試樣界面進行顯微硬度值測試,其中加載力為200g,加載時間為15s;顯微硬度測量以Ti600合金熱機影響區(thermo-mechanicalaffectedzone,TMAZ)和焊縫區交點為起點,分別向兩邊以500μm為間隔測量一個點,最終左側到達-2250μm、右側到達3750μm處。

1.2.5耐腐性能測試

(1)電化學腐蝕試驗

電化學腐蝕試驗采用P4000電化學工作站,對Ti600/TC18IFW接頭焊后熱處理試樣進行電化學腐蝕試驗，腐蝕介質為3.5wt%NaCl溶液。電化學腐蝕試驗均在室溫下進行，設置開路電位(OCP)測試時間300s。極化曲線測試設置試驗數據為:測試電壓范圍-1~0.5V，掃描速度1mV/s，工作電極為Ti600/TC18合金焊后熱處理試樣，測試面積為0.25 cm2,參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑電極。

(2)浸泡試驗

用失重法計算Ti600/TC18合金焊后熱處理試樣在3.5wt%NaCl溶液中的腐蝕速率。浸泡試驗具體操作如下:將Ti600/TC18試樣垂直放入裝有3.5wt%NaCl溶液的燒杯中。隨后,將燒杯放入水浴加熱箱中加熱至50℃，并保持恒溫(溫差不超過1°C)。本次浸泡腐蝕試驗的一個周期為10d,每2d取出試樣;取出試樣后,用軟毛刷清除Ti600/TC18接頭表面的雜物和腐蝕產物，用流動水清洗5~10 min,然后用去離子水和酒精各進行5~10min的超聲波清洗，清洗后使用精度為0.0001g的天平進行稱重;稱重后，更換新的腐蝕液，再次將試樣放入燒杯中，并重復上述操作。

2、試驗結果及分析

2.1 Ti600/TC18接頭焊態形貌

圖5為Ti600/TC18異質合金慣性摩擦接頭焊態的宏觀形貌和晶粒結構圖。由圖5(a)可以看出，焊接界面可以分為5個區域,從左至右分別為Ti600基體區(substratezone,SZ)、Ti600側熱影響區(heat affected zone,HAZ)、焊縫(weldzone,WZ)、TC18側熱影響區、TC18基體區,并形成了結合較為緊密、明顯的圓弧形狀的焊接界面(約1mm)。其中,SZ和HAZ組成熱力影響區TMAZ。在IFW過程中,由于嚴重的熱機械效應,  α相和  β相沿旋轉方向被拉長(圖5(b))。

2.2熱處理后Ti600/TC18接頭的組織

2.2.1 Ti600/TC18合金接頭的微觀組織

圖6為熱處理后Ti600/TC18合金IFW接頭的顯微組織。由圖6可以看出，隨時效溫度的升高，TC18合金側組織變化較為明顯,其中TMAZ組織中初生  α相( α_p相)的形態變化不大,次生  α相(  α_s 相)尺寸增大且含量增加。由于雙重退火的高溫溫度為880℃,已超過相變點,元素配分完成,因此  α_p相幾乎完全轉變為β相,且原始β晶界上開始析出晶界  α相(  α CB ),長而直的片狀α_s相按一定方向交叉排列，從而提高接頭強度。經590℃時效處理后，β基體上散布著粗大的板條α相(圖6(a2))。進一步提高時效溫度至610℃時，次生α_ps相粗大、平直，且具有明顯的方向性,呈現出網籃組織(圖6(b2))。隨著時效處理溫度進一步升高，當時效溫度為630℃,Ti600合金側晶間β相上析出了少量針狀α相,α_s相長大形成片層組織(圖6(c1));此外, α_s相的形核率降低、片狀αs相長大(圖6(c2))。

綜上，時效處理工藝參數對Ti600合金側TMAZ組織的影響較小,而對TC18合金側TMAZ組織影響較大，時效處理主要影響亞穩定相β分解的析出方式。

2.2.2 Ti600/TC18合金接頭的相成分

圖7為熱處理后Ti600/TC18接頭焊縫區的XRD圖。可以看出，雙重退火處理對Ti600/TC18合金試樣焊縫區相組成影響較小，三組試樣均可觀察到α相和β相衍射峰，且α相衍射峰強度較大。其中,α相(101)衍射峰最強,β相衍射峰相對較弱,原因為慣性摩擦焊接過程中發生馬氏體相變，組織中的β相轉變為α'相,同時TC18合金側部分β相開始析出α_s相,故β相含量相對  α相少。XRD分析結果表明，熱處理對Ti600/TC18合金試樣焊接接頭相成分的影響較小。

2.3熱處理后Ti600/TC18接頭的力學性能

2.3.1拉伸性能

圖8為熱處理后Ti600/TC18接頭的室溫拉伸性能，圖9為其斷口形貌，室溫拉伸斷裂位置出現在Ti600側。合金在室溫下變形能力有限，故裂紋僅沿著遠離TMAZ的方向擴展。由圖8可以看出，隨時效處理溫度的升高,Ti600/TC18接頭的室溫強度先升高后下降。當時效處理溫度為610℃(2#)時,抗拉強度和屈服強度分別為1007、972MPa,且室溫屈服強度最低可達Ti600合金母材的99%，此時接頭的強度與塑性匹配值達到最佳,這與圖6(b2)、(b3)中出現明顯的網籃組織有關。TC18合金側大量短而彎的相互交叉的α相可不斷改變裂紋的傳播方向，從而減小裂紋的擴散速率，提高接頭的斷裂韌性。而Ti600/TC18接頭的伸長率、斷面收縮率隨時效處理溫度的升高無明顯變化，其中590、610、630℃的室溫伸長率分別為6.5%、6%、6%，室溫斷面收縮率分別為14%、13%、14%。此外，由圖9可以看出，不同時效溫度下試樣的宏觀斷口形貌均較平坦(圖9(a)~(c));微觀斷口由微坑和等軸韌窩構成,韌窩數量較多且深(圖9(d)~(f)),有明顯的放射棱線,為韌性斷裂。

圖10和圖11分別為經雙重退火后不同溫度時效時Ti600/TC18接頭的高溫拉伸性能及其斷口形貌，高溫拉伸斷裂位置也發生在Ti600合金側。高溫下合金擴展速度和晶界滑移可以顯著提高  α相的應變速率，獲得更高的拉伸塑性;裂紋先沿著遠離TMAZ方向擴展，而后再朝向頂端TMAZ擴展。從圖10可以看出，隨時效溫度的升高，Ti600/TC18合金接頭的高溫強度逐漸降低。而隨著時效溫度的升高,Ti600/TC18合金接頭的伸長率、斷面收縮率隨時效溫度升高均無明顯變化:高溫斷面收縮率分別為23%、17%,23%,3組試樣的高溫伸長率均為4.5%。當時效溫度為590℃(1#)時,接頭的強度與塑性匹配值達到最佳,這是由于圖6(a2)的組織在高溫拉伸過程中次生  α S 相進一步粗大,變平直,提高了接頭的強度。不連續  α GB 相的存在可以減少在原始β晶界處的應變積累，同時抑制沿晶界的裂紋傳播。從圖11可以看出，不同時效溫度時接頭的宏觀斷口形貌均較平坦(圖11(a)~(c)),為韌性斷裂;微觀斷口由一定數量的微坑和大小不一的等軸韌窩構成,韌窩數量較多且深，有明顯的放射棱線，表明焊件為韌性斷裂。

綜上,雙重退火高溫階段溫度880℃、低溫溫度700℃、時效溫度為610℃時，Ti600/TC18合金接頭的強度與塑性匹配較好，且高溫及室溫拉伸性能均較好，表明該熱處理制度對接頭綜合性能的提高效果較好。

2.3.2顯微硬度

圖12為不同溫度的時效處理后Ti600/TC18合金接頭的顯微硬度分布。可以看出，隨著時效處理溫度的升高,接頭焊縫區及兩側合金的顯微硬度變化均較小。當時效溫度為610℃時，接頭的硬度達到峰值，其中焊縫區、Ti600合金側母材、TC18合金側母材硬度值分別可達370、348、350HV0.2。結合圖6分析得出,隨時效處理溫度提高,αs相含量增加,次生αs相變得粗大、平直，且具有明顯方向性的網籃組織,使Ti600/TC18合金接頭的顯微硬度值較高。

2.4熱處理后Ti600/TC18接頭的耐腐蝕性能

2.4.1接頭的極化曲線

為進一步表征熱處理制度對Ti600/TC18接頭耐腐蝕性能的影響，采用P4000電化學工作站對接頭在3.5wt%NaCl溶液中的電化學腐蝕過程進行表征。采用塔菲爾外推法進行極化曲線分析雙重退火后不同時效溫度對Ti600/TC18合金IFW接頭耐腐蝕性能的影響，結果如圖13和表4所示。隨著時效溫度的升高，Ti600/TC18合金焊接接頭的  E corr 值先增大后減小，I值呈增大趨勢，Ti600/TC18焊接接頭的耐腐蝕性能逐漸減弱，且當時效溫度為590℃時,接頭的耐腐蝕性能最好。

表4 熱處理后試樣的自腐蝕電位和自腐蝕電流密度

Tab.4 Corrosion potential and corrosion current density of the samples after heat treatment

2.4.2接頭的浸泡腐蝕性能

雙重退火后590、610、630℃下時效的Ti600 TC18接頭在3.5wt%NaCl溶液中腐蝕10d后的失重率分別為0.33、0.10、2.83mg/(cm2·d),可見隨著時效溫度的升高，試樣的失重率呈現先減小后增大的趨勢。失重結果表明，Ti600/TC18合金焊接接頭的耐腐蝕性能先增強后減弱，且當時效處理溫度為610℃時，其耐腐蝕性能最好。

圖14為雙重退火后不同溫度時效處理后Ti600/TC18接頭在3.5wt%NaCl溶液中浸泡10d后的腐蝕形貌。對比腐蝕前的微觀組織(圖6)可以看出,經不同溫度時效處理后，Ti600/TC18合金接頭腐蝕形貌變化與原始形貌相比均較小，表面幾乎無腐蝕痕跡，這進一步表明Ti600/TC18焊接接頭在3.5wt%NaCl溶液(人工海水)中具有較好的耐腐蝕性能。

3、結論

(1)經固溶(雙重退火)+時效處理后,Ti600/TC18合金焊接接頭主要由β相及α'相構成,時效溫度的改變主要影響亞穩定相β的分解，組織呈現明顯的網籃組織。隨時效處理溫度升高，室溫拉伸強度先升高后下降，高溫拉伸強度逐漸降低，但塑性隨溫度變化相對較小;顯微硬度隨時效溫度升高變化較小,當時效溫度為610℃時,接頭的硬度值達到峰值。

(2)隨時效溫度的升高,試樣的失重率呈先減小后增大的趨勢,最小失重率為0.10mg/(cm2·d)。不同溫度時效處理后,Ti600/TC18接頭在3.5wt%NaCl溶液中浸泡后，表面幾乎無腐蝕痕跡，耐腐蝕性能較好。

(3)當雙重退火高溫為880℃、低溫為700℃，時效溫度為610℃時，接頭強韌性匹配最佳且耐腐蝕性能也較好。

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（注，原文標題：固溶時效對Ti600_TC18合金慣性摩擦焊接頭組織和性能的影響_劉曉飛）