鈦合金在工業(ye) 上的應用越來越廣泛，焊接鈦合金的方法不斷更新迭代。本文探討了一種焊接鈦合金的新趨勢與(yu) 新進展。本文為(wei) 第二部分。

4．鈦合金的異種焊接

異種鈦合金焊接需求的不斷增加，促使許多研究人員對各種應用中不同焊接工藝對異種接頭性能的影響進行了研究。對這些研究的回顧表明，對不同鈦合金焊接不同組合性能的研究對航空航天應用最有利。

雙激光實驗裝置

4.1異種鈦合金焊接件（DTW）的應用

在工業(ye) 中，主要關(guan) 注的問題之一是通過使用高效材料來減少環境影響並提高組件性能。其中一個(ge) 例子是開發集成式發動機。將高溫鈦合金（如Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-W-Si係列）與(yu) 相對低成本、中溫和高強度的鈦合金連接在一起。TA15合金與(yu) BTi-6431S的焊接，可用於(yu) 使用飛機發動機的關(guan) 鍵部件。另一個(ge) 潛在應用是具有高動態負載的壓縮機，其中需要連接葉片和磁盤等部件，並暴露在可變溫度下。在這種情況下，暴露在高溫和低工作應力下的葉片需要具有良好蠕變抗力和斷裂韌性的鈦合金，如Ti–22Al–25Nb。同樣，由於(yu) 高工作應力（例如TA15合金），圓盤材料應具有良好的延展性和低周疲勞性能。Ti17和Ti–6Al–4V合金的異種焊接也被報道用於(yu) 具有低溫斷裂韌性（Ti17的一個(ge) 屬性）和輕質特性（Ti–6Al–4V）的混合結構中。

在航空航天應用中，另一種可能用於(yu) 與(yu) Ti–6Al–4V焊接的鈦合金是Ti–22Al–25Nb合金。由於(yu) 有序的正交相，該合金具有較高的斷裂韌性、比強度和室溫延展性。Froend等人報告了異種cpTi/Ti-6-4焊接接頭在飛機工業(ye) 中的應用。他們(men) 指出，大多數航空航天鈦合金具有高強度和低成形性，因此在飛機外皮材料中使用它們(men) 具有挑戰性。因此，使用cpTi/Ti-6-4複合結構，其中cpTi用於(yu) 外皮材料，而高強度Ti-6-4合金用作縱梁材料（圖4）。

圖4 激光焊接t接頭在cpTi表麵和Ti-6Al-4V縱梁材料b之間Ti–6Al–4V界麵區域的高倍顯微圖

在所有上述研究中，可以觀察到，不同鈦合金之間DTW接頭的合成性能取決(jue) 於(yu) 許多因素，如化學成分、物理和機械性能等。例如，自生焊縫的抗拉強度可能高於(yu) 收到的鈦合金。類似地，在表2所示的其他趨勢中，焊接接頭強度與(yu) 低強度合金相當，甚至可以比高強度合金更高。然而，這種趨勢不能概括，因為(wei) 基於(yu) 合金化學，DTW接頭的強度可能低於(yu) 兩(liang) 種基礎合金。第4.2節討論了影響這些趨勢的潛在因素。

表2 異種鈦合金的焊接研究

4.2 DTAW中的問題和解決(jue) 方法

由於(yu) 材料性能的不兼容性，任何金屬組合的異種焊接都會(hui) 導致一些固有問題。在DTAW中，許多研究人員觀察到了焊接區軟化的問題。例如，在Ti–22Al–25Nb/TC11接頭的電子束焊接中，觀察到由於(yu) 軟B2相的形成，熱影響區的顯微硬度降低，衝(chong) 擊韌性降低。在Ti-22Al-25Nb/TA15的激光焊接、Ti-22Al-25Nb/TA15的TIG-激光混合焊接、Ti-6Al-4V/Ti-4.5A1-3V-2Fe-2Mo的CO2激光焊接、BTi-6431S/TA15的激光焊接、Ti-6-4/beta-C的激光焊接以及Ti–15V–3Cr–3Al–3Sn/Ti–6Al–4V的激光焊接和Ti55/TA15的電子束焊接中也觀察到了類似的行為(wei) 。

熔合區（FZ）軟化與(yu) 以不同組合焊接的鈦合金的MoEQ有關(guan) 。純鈦是一種α合金，由於(yu) α相結構完整，強度降低，但耐腐蝕性良好。在純鈦中添加合金會(hui) 導致AlEQ（穩定α相的元素）和MoEQ（穩定β相的元素）的值發生變化。不同合金元素轉化為(wei) Mo和Al當量的換算公式如下：

MoEQ值較高的合金組合焊件在焊態（AW）條件下表現出較高的顯微硬度。例如，在表3中，一些合金組合以及MOEQ和相應的FZ顯微硬度在焊態條件下給出。可以看出，對於(yu) 異種鈦合金接頭，如果任何合金的MoEQ較高，則產(chan) 生的FZ硬度可達到400HV，並且有利於(yu) 在FZ中形成馬氏體(ti) 。這表明，顯微硬度以及由此產(chan) 生的異種接頭的機械性能是MoEQ值的強大函數，可以通過改變合金成分在特定應用中進行控製。

表3 不同DTWs具有不同MOEQs值的FZ硬度

4.2.1DTWs中的微觀結構演變

DTWs中焊縫微觀結構演變涉及的許多影響因素包括焊接參數、光束偏移條件以及母材中α和β穩定劑的數量及其初始微觀結構。對於(yu) 大多數鈦合金焊接件，由於(yu) 在凝固過程中經曆了快速冷卻，FZ由針狀針狀α相和馬氏體(ti) α相組成（圖5）。焊接工藝及其參數對DTW的FZ和HAZ顯微組織有重要影響。通過焊接過程的加熱部分，當熔化過程中超過β轉變溫度時，α相完全轉變為(wei) β相。

然而，在隨後的冷卻過程中，隻有當溫度梯度高於(yu) 410℃−1時，β向α的轉變才無擴散(完全馬氏體(ti) )。

圖5 電子束焊接TA15/Ti55DTWs的FZ顯微組織——接頭b針狀α區、c馬氏體(ti) α'區概述

冷卻速度取決(jue) 於(yu) 焊接過程加熱階段的峰值溫度以及焊接加熱和後加熱階段的保護氣體(ti) 流量。在焊接過程中，加熱的峰值溫度取決(jue) 於(yu) 相關(guan) 熱源的功率密度。如圖3所示，因為(wei) 激光和電子束中放大光的密集熱源以及預期的高冷卻速，LBW和EBW具有比TIG和FSW工藝更高的功率密度。

然而，EBW中沒有保護氣體(ti) 會(hui) 降低冷卻效果，FZ中很難實現完全的馬氏體(ti) 相變，尤其是鈦合金，因為(wei) 它們(men) 的導熱性較低，耐熱性增強。這可以在圖5中觀察到，其中TA15/Ti55 DTW EB焊接件的FZ中存在針狀α和馬氏體(ti) α'。在LBW中，最佳焊接參數的組合可能導致完全的馬氏體(ti) 相變，並且可以在圖6c中Ti-6-4/SP-700 DTW的CO2激光焊接FZ中觀察到。

圖6 Ti-6-4/SP-700 CO2激光焊接的不同區域顯微組織，a為(wei) 接收態Ti-6-4, b為(wei) 接收態SP-700 c為(wei) FZ, d為(wei) FZ,PWHT為(wei) 704℃。

DTWs FZ中馬氏體(ti) 相變的程度也取決(jue) 於(yu) 兩(liang) 種合金中β穩定劑的數量。β穩定元素數量的增加增加了對馬氏體(ti) 轉變的抵抗力，並導致馬氏體(ti) 起始溫度（Ms）的降低。由於(yu) 焊接過程中FZ的峰值溫度較高，與(yu) 相鄰HAZ相比，相應的溫度梯度也非常高。由於(yu) 這個(ge) 原因，與(yu) 熱影響區相比，高溫區的馬氏體(ti) 相變程度非常顯著，熱影響區的溫度略高於(yu) β透射溫度，從(cong) 而在一定程度上導致相變和微觀結構演變。

4.2.2時效和焊後熱處理（PWHT）

另一個(ge) 重要方麵是異種焊接接頭對時效硬化的響應，這也是MoEQ的強大功能。具有高MoEQ的焊接接頭具有較高的保留β含量，因此在PWHT期間經曆相對較多的硬化。另一方麵，AlEQ的增加和MoEQ的降低降低了保留的β，從(cong) 而導致異種鈦合金焊接態FZ中形成更粗的晶粒，從(cong) 而提高了的衝(chong) 擊韌性。

圖7顯示了具有不同MOEQ量的許多DTW的顯微硬度隨焊後熱處理溫度的變化。可以觀察到，隨著焊後熱處理溫度增加到480°C，FZ的顯微硬度增加。這歸因於(yu) FZ中α（針狀馬氏體(ti) 和針狀α）含量的增加，由於(yu) 熱處理程序，導致更致密和細化的沉澱。為(wei) 了進一步理解這種現象，考慮Ti-6 4/Ti-6—6-2 DTWS（39）的FZ的TEM顯微照片（圖8），其中對α-集落進行了焊接和熱處理（480°C）的樣品。

圖7 PWHT溫度對不同焊縫Ti-6-4/Ti-15-3、Ti-6-4/Ti-6-6-2、Ti-6-4/SP700中FZ顯微硬度的影響

在焊態條件下，α板條之間的區域僅(jin) 由β相組成（圖8a），而對於(yu) 480°C下的PHWT，在圖8b中可以看出，存在纖維狀α+β結構，其導致硬度增加。在Ti-6-4/Ti-15-3 DTW的焊態熔合區中未觀察到α板條之間的α+β層間形態（圖8c）。焊後熱處理溫度升高超過480°C導致Ti-6-4/Ti-15-3[41]、Ti-6-4/Ti-6-6-2、Ti-6-4/SP700 DTW的FZ硬度降低，如圖7所示。這是因為(wei) 在DTWs的FZ中，血小板α的形成和晶界處厚α層的生長。

圖8 Ti-6-4/Ti-6-6-2DTWs a在480°C下焊後熱處理時的FZ TEM圖像和Ti-6-4/Ti-15-3 DTWs在焊後熱處理時的FZ TEM圖像

此外，可以在圖7中觀察到，在Ti-6-4/Ti-15-3的DTW中，與(yu) Ti-6-4/Ti-6-2（從(cong) 室溫下的380 HV到483°C下的412 HV）或Ti-6-4/SP700相比，高達427°C的焊後熱處理導致顯微硬度的最大增加（從(cong) 室溫下的289 HV到427°C下的近483HV）（從(cong) 室溫下的398 HV到478°C下的約437 HV）這是因為(wei) 如圖9所示，Ti-15-3母材中的MoEQ約為(wei) 13.8。從(cong) 圖7和圖10中可以進一步看出，顯微硬度和NTS值對PWHT的敏感性隨著DTWs中任何合金MoEQ的降低而降低，就像Ti-6-6-4/Ti-6-4焊縫的情況一樣。

圖9 a Ti-6-4/Ti-15–3、b Ti-6-4/Ti-6-6-2和cTi-6-4/SP700三種不同類型焊縫的AlEQ和MoEQ變化規律

圖10和圖7的比較表明，焊後熱處理對顯微硬度的影響與(yu) 對NTS值的影響相反。焊後熱處理溫度升高至近483°C導致所有異種焊接件的維氏硬度增加，NTS值降低。焊後熱處理溫度進一步升高超過500°C會(hui) 降低維氏硬度並增加NTS值。這種行為(wei) 可歸因於(yu) DTW中FZ顯微硬度的增加導致缺口脆性的增加

圖10 PWHT溫度對Ti-6-4/Ti-15-3、Ti-6-4/ ti -6-2、Ti-6-4/SP700焊縫FZ NTS值的影響

4.2.3光束偏移的影響

在這種方法中，焊接過程中的能源束稍微偏離焊縫中心線。Ti55/TA15電子束焊接中光束偏移位置示意圖如圖11所示。這種方法隻能在一定程度上用於(yu) 束焊工藝，如LBW、EBW和攪拌摩擦焊。偏移梁的目的是改變每個(ge) BM對焊縫區成分的貢獻，以改善焊縫性能。該技術最初用於(yu) 鈦合金與(yu) 其他金屬（如鋁合金）的焊接，其中光束偏移的目的是減少焊接接頭中形成脆性金屬間相的程度。在這種方法中，向特定基底材料偏移光束會(hui) 增加其對FZ的貢獻。

例如，在圖12中，可以觀察到FZ的MoEQ和AlEQ是Ti55/TA15接頭焊接中電子束偏移的強大函數。這種依賴性是由於(yu) 梁相對於(yu) 焊縫中心線的位置變化對焊縫區合金元素夾雜物的影響。焊接中光束的實際偏移通常並不直接，需要一個(ge) 反饋回路（LBW情況下為(wei) 光電探測器）來檢測光束的位置。

圖11 Ti55/TA15焊縫電子束焊接束偏移位置示意圖

圖12 電子束偏移對Ti55/TA15焊縫FZ中AlEQ和MoEQ的影響

光束偏移對DTW FZ中的馬氏體(ti) 變換也存在顯著影響。通常，將光束向含有大量β穩定元素的合金偏移會(hui) 導致FZ中αʹ馬氏體(ti) 的減少。這種效應歸因於(yu) 由於(yu) FZ中β穩定元素的增加而導致馬氏體(ti) 起始溫度（Ms）的降低。Zhang等人研究了激光束偏移對BTi-6431S/TA15異種焊縫性能的影響。他們(men) 觀察到，馬氏體(ti) 相變也受到光束偏移量變化的影響。例如，如圖13所示，將光束向TA15（β穩定含量較低）側(ce) 偏移可增強馬氏體(ti) 相變並增加焊縫的顯微硬度。這是因為(wei) FZ中的β穩定元素減少導致馬氏體(ti) 起始溫度升高。

圖13 BTi-6431S/TA15焊接中不同激光束偏移的FZ顯微結構，a向TA/15偏移0.2 mm，b向BTi-6431S偏移0.2 mm，c向BTi-6431S偏移0.2 mm

在DTWs中，朝向特定基底金屬的熱影響區寬度隨著基底合金導熱性的增加而增加。兩(liang) 種基材的熱膨脹係數之間的顯著差異也會(hui) 顯著扭曲熔池形狀，使其不對稱。此外，光束偏移也會(hui) 顯著影響HAZ區域，相當大的偏移可能會(hui) 導致焊縫金屬接合處未對準，如圖14所示，其中有一個(ge) 朝向DTW 21S側(ce) 的顯著光束偏移（圖14b），而在圖14a中，T50/T-6-4DTW是在沒有光束偏移的情況下獲得的。

圖14 DTWs a T50A/T-6-4、b T50A/21S的焊縫金屬接合處未對準

4.2.4焊接區氣孔

DTWs的另一個(ge) 重要方麵是FZ中孔隙的形成。在將β-鈦合金與(yu) α-或α+β-鈦合金焊接時，這是一個(ge) 更值得關(guan) 注的問題。由於(yu) 熔池的動態對流及其吸收先前溶解氣體(ti) （主要是氫）的限製，會(hui) 產(chan) 生孔隙。氣孔形成的位置取決(jue) 於(yu) 許多因素，如焊接速度或FZ與(yu) HAZ/FZ界麵的距離，該界麵起到氣孔移動的固體(ti) 壁的作用。氣孔的產(chan) 生歸因於(yu) β-鈦合金中高鉬和铌含量的存在，這降低了焊接過程熔融階段焊接池中氫的溶解度。由於(yu) BTi-6431S是一種β-鈦合金，因此在BTi-6431S/TA15 DTW的LBW中觀察到相當大的孔隙率。同樣，在TA6V/21S的激光焊接中，也通過SEM因子圖（圖15）觀察到顯著的孔隙率，其中21S（Ti–15Mo–3Al–2.7Nb–0.2Si）為(wei) β-鈦合金。報告的氣孔形成的另一個(ge) 可能原因是激光焊接操作中從(cong) 焊接傳(chuan) 導模式過渡到小孔模式。

圖15 TA6V/21S DTWs激光焊接中通過SEM因子圖獲得的孔隙率圖像

通過偏移光束，孔隙率的形成可以得到相當大的控製。在DTWs中，當兩(liang) 種基材的顯微硬度存在顯著差異時，兩(liang) 個(ge) 方向上相當大的光束偏移會(hui) 促進FZ中孔隙的產(chan) 生，導致拉伸試驗期間過早斷裂。然而，光束向較軟合金偏移更容易產(chan) 生氣孔。Yeganeh等人的工作對此進行了研究，重點是研究電子束偏移對Ti55/TA15焊接接頭性能的影響，特別是顯微硬度和抗拉強度。他們(men) 觀察到，無論光束偏移如何，FZ的硬度始終小於(yu) Ti55 BM。他們(men) 進一步觀察到，通過將光束移動到Ti55側(ce) ，FZ的硬度可以在一定程度上增加；然而，考慮到溶質原子的蒸發，這種增加是有限度的。此外，當光束未朝母材TA15側(ce) 偏移時，孔隙率顯著降低。

5結束語

本文概述了鈦合金異種焊接研究中的突出貢獻。提出了一些工業(ye) 應用，如與(yu) 航空航天和加工工業(ye) 有關(guan) 的應用，其中可以收獲將不同的鈦合金組合在單一組分中的好處。在一些暴露於(yu) 高溫的應用中，目標是利用一種合金的高溫穩定性，降低二次成本，以合理的成本製造高性能部件。類似地，對於(yu) 其他應用，輕質鈦合金可與(yu) 另一種在低溫下具有良好斷裂韌性的鈦合金結合。異種鈦合金焊接件的關(guan) 鍵特征是整個(ge) 焊接接頭的性能變化，導致連接操作的複雜性。然而，對於(yu) 鈦合金而言，熔合區成分梯度的變化比異種焊接物理性能的變化更令人關(guan) 注。具體(ti) 結論如下：

1.α'馬氏體(ti) 和針狀α的形成是鈦合金焊接件FZ區強化的主要來源。在相變過程中促進β穩定的合金元素也會(hui) 影響焊接性，合金元素中β穩定劑的增加會(hui) 抑製焊接區強度的增加。這會(hui) 導致熔合區顯著軟化或硬化，並降低焊接接頭的可靠性。

2.所有常規焊接技術，如TIG、激光、EBW和FSW均可成功應用於(yu) 異種鈦合金的連接。為(wei) 了獲得最佳效果，可以引入不同的工藝改進，如TIG和激光中的脈衝(chong) 、電子束焊接中的光束振蕩模式、導通或焊接的小孔模式。然而，隻有在高能密度聚焦束焊接作業(ye) （如LBW和EBW）中，強化階段的比例最高。

3，在有關(guan) 異種鈦合金焊接件接頭強度的現有研究中，觀察到了一些有趣的趨勢。例如，接頭強度可大於(yu) 兩(liang) 種賤金屬或取決(jue) 於(yu) 賤合金的組合；它可以小於(yu) 兩(liang) 種基底合金的抗拉強度。合金化學或焊接區硬度等因素影響焊接接頭強度的趨勢。通過使用合適的鈦合金（如Ti–6Al–4V）稀釋，控製FZ中的彈性模量，可以提高DTW的硬度和強度。其他選擇可能是含有鉬、鉭、铌、鎢、釩、鉻、鎳、鈷、錳和鐵的鈦合金。如果任何基合金具有高MoEQ，則產(chan) 生的焊接接頭硬度可能顯著較高，並將以積極的方式影響焊接接頭的抗拉強度。

4.焊後熱處理也可用於(yu) 改善DTW的焊接接頭性能。焊後熱處理溫度的選擇在很大程度上取決(jue) 於(yu) DTW接頭的MoEQ，而MoEQ值高的接頭對焊後熱處理更敏感。一般而言，增加焊後熱處理溫度會(hui) 增加α含量，進一步細化α含量，並在α板條之間引入α+β層間形態，導致顯微硬度增加，但會(hui) 降低DTW的缺口拉伸強度。

5.氣孔的形成是鈦合金焊接過程中的另一個(ge) 重要方麵，尤其是當合金具有不同類型的相穩定劑時。這歸因於(yu) 氫的溶解度降低，因為(wei) 存在β-穩定元素或過渡到小孔焊接模式。焊接速度和夾層等其他因素也可能是影響因素。EBW和LBW中的光束偏移可用於(yu) 控製每種母材對熔合區的貢獻，從(cong) 而影響最終的馬氏體(ti) 相變。在某種程度上，可以通過將光束向相對堅硬的基體(ti) 合金偏移來控製氣孔的形成。孔隙度產(chan) 生的實際機製尚未完全了解，需要進一步研究。

來源：Infuence of welding processon the properties of dissimilar titanium alloy weldments:a review，JMST Advances (2020) 2:61–76，10.1007/s42791-020-00034-4

參考文獻：Z.L.Lei,Z.J.Dong,Y.B. Chen,L.Huang,R.C.Zhu,Microstruc-ture and mechanical properties of laser welded Ti–22Al–27Nb/ TC4 dissimilar alloys. Mater. Sci. Eng. A 559, 909–916(2013)；D. Banerjee, J.C. Williams,Perspectives on titanium science and technology. ActaMater. 61(3), 844–879(2013)；G. Lütjering, J.C. Williams, Titanium(Springer, Berlin,2007)；Rti, “Titanium alloy guide,” pp. 43–74(2013).