面向深海装备轻量化设计的异质钛合金固相连接技术探析：固溶时效制度对Ti600/TC18惯性摩擦焊热力影响区相变行为、室温/450℃力学性能耦合跃升及人工海水失重腐蚀抑制机理的深度阐释

钛合金由于其高熔点、 高比强度和良好的耐腐蚀性，被广泛应用于航空航天、船舶制造、海洋工程 等领域[1-3] 。 其中，Ti600 合金可在 600℃以上高温长 时间服役，而TC18钛合金具有强度高、断裂韧性好、 淬透性高等优点，被广泛应用于中大型舰船、水下潜 艇及深潜器等大型承力构件[4-6] 。 钛合金结构件在海洋中长时间服役时，会受到海水腐蚀、静水压力、海 水流速等不同因素的影响，导致使用寿命下降[7] 。 而 异质合金构件可更大程度地发挥两种合金的优良性 能，实现不同部位对性能的不同要求，所以异质合金 构件在航海领域的使用前景良好。

异质钛合金构件与单合金构件相比，在保证较好 性能的同时可以降低材料成本，增加此类零部件的经 济效益。异质钛合金焊接是将两种或两种以上的金属 进行焊接， 得到综合性能优良结构件的连接技术，被 广泛运用到航天航海行业[8-10] 。 目前，异质钛合金的连 接工艺主要有激光焊、电子束焊、惯性摩擦焊等[11] 。 其 中，惯性摩擦焊（inertia friction welding，IFW）可有效 避免由于金属熔化而产生的孔洞、裂纹等缺陷，被广 泛用于生产异质钛合金结构件[12] 。

对于异质钛合金焊接构件而言，由于焊接时的冶金相容性及界面反应，形成了脆性化合物[13-15] 。 在焊接 过程中，焊缝区域的高温材料流动不充分，导致焊缝 和热影响区为裂纹及组织偏析等缺陷容易出现的部 位，从而影响焊接接头的力学性能及防腐性能[16-17] 。 乌 彦全等[18] 对比了惯性摩擦焊接 α+β 型钛合金焊态和 热处理态的组织性能， 发现热处理后在组织原有丝 织构基础上形成了取向织构， 从而降低了焊缝区硬 度， 拉伸断裂位置均位于远离焊缝中心的母材区。 高潘等[19] 研究表明 TC4-DT/TC21 线性摩擦焊接头 双重退火获得的综合力学性能明显优于一次退火处 理，双重退火后接头的强度和冲击韧性均显著增加， 同时塑性仍保持着较高的水平。Wang 等[20] 研究得到 随着焊后热处理温度的升高，TC17/TA15 焊接接头 焊缝区缝隙腐蚀受到抑制， 焊接接头的耐腐蚀性增 强。 赵强等[21] 研究了 Ti-22Al-25Nb 合金惯性摩擦焊 接接头试样焊态和经热处理后的组织变化。 结果表 明：热处理温度和时长共同决定了焊合区 O 相的数 量和尺寸，且热处理温度的影响更为明显。 综上，热 处理对于钛合金焊接接头的力学性能及耐腐蚀性能 均有着明显的提升。 因此，研究合适的热处理制度， 提高惯性摩擦焊接接头综合性能， 以制备高性能的 海洋工程焊接件至关重要。

本文研究了固溶（双重退火）后不同时效温度对 Ti600/TC18 合金惯性摩擦焊接接头显微组织、力学 性能及腐蚀性能的影响， 研究结果对海洋装备等领 域异质钛合金焊接件的制备及进一步应用提供了理 论依据及工艺技术指导。

引言

钛合金由于其高熔点、高比强度和良好的耐腐蚀性,被广泛应用于航空航天、船舶制造、海洋工程等领域。其中,Ti600合金可在600℃以上高温长时间服役，而TC18钛合金具有强度高、断裂韧性好、淬透性高等优点,被广泛应用于中大型舰船、水下潜艇及深潜器等大型承力构件[4-6]。钛合金结构件在海洋中长时间服役时，会受到海水腐蚀、静水压力、海水流速等不同因素的影响，导致使用寿命下降。而异质合金构件可更大程度地发挥两种合金的优良性能,实现不同部位对性能的不同要求,所以异质合金构件在航海领域的使用前景良好。

异质钛合金构件与单合金构件相比,在保证较好性能的同时可以降低材料成本,增加此类零部件的经济效益。异质钛合金焊接是将两种或两种以上的金属进行焊接，得到综合性能优良结构件的连接技术，被广泛运用到航天航海行业[8-10]。目前，异质钛合金的连接工艺主要有激光焊、电子束焊、惯性摩擦焊等。其中,惯性摩擦焊(inertiafriction welding,IFW)可有效避免由于金属熔化而产生的孔洞、裂纹等缺陷，被广泛用于生产异质钛合金结构件[12]。

对于异质钛合金焊接构件而言,由于焊接时的冶金相容性及界面反应，形成了脆性化合物[13-15]。在焊接过程中，焊缝区域的高温材料流动不充分，导致焊缝和热影响区为裂纹及组织偏析等缺陷容易出现的部位，从而影响焊接接头的力学性能及防腐性能[16-17]。乌彦全等[18]对比了惯性摩擦焊接α+β型钛合金焊态和热处理态的组织性能，发现热处理后在组织原有丝织构基础上形成了取向织构，从而降低了焊缝区硬度，拉伸断裂位置均位于远离焊缝中心的母材区。高潘等研究表明TC4-DT/TC21线性摩擦焊接头双重退火获得的综合力学性能明显优于一次退火处理,双重退火后接头的强度和冲击韧性均显著增加，同时塑性仍保持着较高的水平。Wang等[20]研究得到随着焊后热处理温度的升高，TC17/TA15焊接接头焊缝区缝隙腐蚀受到抑制，焊接接头的耐腐蚀性增强。赵强等[2]研究了Ti-22Al-25Nb合金惯性摩擦焊接接头试样焊态和经热处理后的组织变化。结果表明:热处理温度和时长共同决定了焊合区O相的数量和尺寸，且热处理温度的影响更为明显。综上，热处理对于钛合金焊接接头的力学性能及耐腐蚀性能均有着明显的提升。因此，研究合适的热处理制度，提高惯性摩擦焊接接头综合性能，以制备高性能的海洋工程焊接件至关重要。

本文研究了固溶(双重退火)后不同时效温度对Ti600/TC18合金惯性摩擦焊接接头显微组织、力学性能及腐蚀性能的影响，研究结果对海洋装备等领域异质钛合金焊接件的制备及进一步应用提供了理论依据及工艺技术指导。

1、试验材料及方法

1.1试验材料

试验采用的两种母材分别为高温Ti600合金和高强TC18合金，两种的母材显微组织如图1所示。

其中,Ti600(Ti-4Al-3.8Sn-4.5Zr-0.2Mo-0.3Si)为近  α型合金，主要由等轴的初生  α相和少量片状的  α+β相组成,相界较为清晰;TC18(Ti-3.5Al-4Mo-5.5V-0.4Cr-1Fe)为α+β型高强度高韧性合金,组织主要为由针状  α相与  β相组成的网篮组织。两种母材合金的主要化学成分及力学性能分别见表1和表2。

表1 母材合金的化学成分(质量分数，%)

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

表2 母材合金的力学性能[22]

Tab.2 Mechanical properties of base materials[22]

1.2试验方法

1.2.1惯性摩擦焊接

采用250BX型惯性摩擦焊机(图2)进行惯性摩擦焊试验。具体过程如下:焊前采用丙酮或酒精对待焊件进行整体清洗处理，去除试样表面的锈、残留氧化物、水分和油污等杂质;之后将锥度为11°的Φ107 mmx60mm的Ti600圆环和∅73.5mmx56mm的TC18内轴;其中Ti600安装在焊机的旋转端,TC18安装在焊机的移动端，并使两者保持在同一水平面上,确保其焊接的顺利进行。惯性摩擦焊接参数为:转动惯量105.35kg·m2、顶锻压力5.52MPa、转速600r/min。

采用电火花数控线切割机在Ti600/TC18焊后试样上取金相试样与拉伸试样，取样位置如图3所示,其中金相试样的切割尺寸为∅10mmx10mm,拉伸试样的切割尺寸为Φ10mm45mm。

1.2.2热处理

对焊后试样采用GSL-1700X型管式炉进行热处理。固溶处理阶段采用双重退火以释放残余应力，之后进行时效处理，具体双重退火+时效处理参数见表3。

表3 双重退火+时效处理的工艺参数

Tab.3 Process parameters of double annealing plus ageing treatment

1.2.3组织观察

微观组织采用OLYMPUS GX51光学显微镜、VEGAII扫描电子显微镜观察，腐蚀液配比为HF:HNO3:H2O=2:10:88。采用D8ADVANCEA25型XRD观察焊缝的相组成。

1.2.4力学性能测试

室温拉伸试验按照GB/T228-2010方法,高温(450℃)拉伸试验依据GB/T4338-2006规定,分别在Instron5985电子式万能试验机上进行试验,拉伸试样尺寸如图4所示。拉伸试样断口形貌采用VEGA II式扫描电子显微镜观察。采用MICROMET5104型维氏硬度计对热处理后Ti600/TC18合金试样界面进行显微硬度值测试,其中加载力为200g,加载时间为15s;显微硬度测量以Ti600合金热机影响区(thermo-mechanicalaffectedzone,TMAZ)和焊缝区交点为起点,分别向两边以500μm为间隔测量一个点,最终左侧到达-2250μm、右侧到达3750μm处。

1.2.5耐腐性能测试

(1)电化学腐蚀试验

电化学腐蚀试验采用P4000电化学工作站,对Ti600/TC18IFW接头焊后热处理试样进行电化学腐蚀试验，腐蚀介质为3.5wt%NaCl溶液。电化学腐蚀试验均在室温下进行，设置开路电位(OCP)测试时间300s。极化曲线测试设置试验数据为:测试电压范围-1~0.5V，扫描速度1mV/s，工作电极为Ti600/TC18合金焊后热处理试样，测试面积为0.25 cm2,参比电极为饱和甘汞电极，辅助电极为铂电极。

(2)浸泡试验

用失重法计算Ti600/TC18合金焊后热处理试样在3.5wt%NaCl溶液中的腐蚀速率。浸泡试验具体操作如下:将Ti600/TC18试样垂直放入装有3.5wt%NaCl溶液的烧杯中。随后,将烧杯放入水浴加热箱中加热至50℃，并保持恒温(温差不超过1°C)。本次浸泡腐蚀试验的一个周期为10d,每2d取出试样;取出试样后,用软毛刷清除Ti600/TC18接头表面的杂物和腐蚀产物，用流动水清洗5~10 min,然后用去离子水和酒精各进行5~10min的超声波清洗，清洗后使用精度为0.0001g的天平进行称重;称重后，更换新的腐蚀液，再次将试样放入烧杯中，并重复上述操作。

2、试验结果及分析

2.1 Ti600/TC18接头焊态形貌

图5为Ti600/TC18异质合金惯性摩擦接头焊态的宏观形貌和晶粒结构图。由图5(a)可以看出，焊接界面可以分为5个区域,从左至右分别为Ti600基体区(substratezone,SZ)、Ti600侧热影响区(heat affected zone,HAZ)、焊缝(weldzone,WZ)、TC18侧热影响区、TC18基体区,并形成了结合较为紧密、明显的圆弧形状的焊接界面(约1mm)。其中,SZ和HAZ组成热力影响区TMAZ。在IFW过程中,由于严重的热机械效应,  α相和  β相沿旋转方向被拉长(图5(b))。

2.2热处理后Ti600/TC18接头的组织

2.2.1 Ti600/TC18合金接头的微观组织

图6为热处理后Ti600/TC18合金IFW接头的显微组织。由图6可以看出，随时效温度的升高，TC18合金侧组织变化较为明显,其中TMAZ组织中初生  α相( α_p相)的形态变化不大,次生  α相(  α_s 相)尺寸增大且含量增加。由于双重退火的高温温度为880℃,已超过相变点,元素配分完成,因此  α_p相几乎完全转变为β相,且原始β晶界上开始析出晶界  α相(  α CB ),长而直的片状α_s相按一定方向交叉排列，从而提高接头强度。经590℃时效处理后，β基体上散布着粗大的板条α相(图6(a2))。进一步提高时效温度至610℃时，次生α_ps相粗大、平直，且具有明显的方向性,呈现出网篮组织(图6(b2))。随着时效处理温度进一步升高，当时效温度为630℃,Ti600合金侧晶间β相上析出了少量针状α相,α_s相长大形成片层组织(图6(c1));此外, α_s相的形核率降低、片状αs相长大(图6(c2))。

综上，时效处理工艺参数对Ti600合金侧TMAZ组织的影响较小,而对TC18合金侧TMAZ组织影响较大，时效处理主要影响亚稳定相β分解的析出方式。

2.2.2 Ti600/TC18合金接头的相成分

图7为热处理后Ti600/TC18接头焊缝区的XRD图。可以看出，双重退火处理对Ti600/TC18合金试样焊缝区相组成影响较小，三组试样均可观察到α相和β相衍射峰，且α相衍射峰强度较大。其中,α相(101)衍射峰最强,β相衍射峰相对较弱,原因为惯性摩擦焊接过程中发生马氏体相变，组织中的β相转变为α'相,同时TC18合金侧部分β相开始析出α_s相,故β相含量相对  α相少。XRD分析结果表明，热处理对Ti600/TC18合金试样焊接接头相成分的影响较小。

2.3热处理后Ti600/TC18接头的力学性能

2.3.1拉伸性能

图8为热处理后Ti600/TC18接头的室温拉伸性能，图9为其断口形貌，室温拉伸断裂位置出现在Ti600侧。合金在室温下变形能力有限，故裂纹仅沿着远离TMAZ的方向扩展。由图8可以看出，随时效处理温度的升高,Ti600/TC18接头的室温强度先升高后下降。当时效处理温度为610℃(2#)时,抗拉强度和屈服强度分别为1007、972MPa,且室温屈服强度最低可达Ti600合金母材的99%，此时接头的强度与塑性匹配值达到最佳,这与图6(b2)、(b3)中出现明显的网篮组织有关。TC18合金侧大量短而弯的相互交叉的α相可不断改变裂纹的传播方向，从而减小裂纹的扩散速率，提高接头的断裂韧性。而Ti600/TC18接头的伸长率、断面收缩率随时效处理温度的升高无明显变化，其中590、610、630℃的室温伸长率分别为6.5%、6%、6%，室温断面收缩率分别为14%、13%、14%。此外，由图9可以看出，不同时效温度下试样的宏观断口形貌均较平坦(图9(a)~(c));微观断口由微坑和等轴韧窝构成,韧窝数量较多且深(图9(d)~(f)),有明显的放射棱线,为韧性断裂。

图10和图11分别为经双重退火后不同温度时效时Ti600/TC18接头的高温拉伸性能及其断口形貌，高温拉伸断裂位置也发生在Ti600合金侧。高温下合金扩展速度和晶界滑移可以显著提高  α相的应变速率，获得更高的拉伸塑性;裂纹先沿着远离TMAZ方向扩展，而后再朝向顶端TMAZ扩展。从图10可以看出，随时效温度的升高，Ti600/TC18合金接头的高温强度逐渐降低。而随着时效温度的升高,Ti600/TC18合金接头的伸长率、断面收缩率随时效温度升高均无明显变化:高温断面收缩率分别为23%、17%,23%,3组试样的高温伸长率均为4.5%。当时效温度为590℃(1#)时,接头的强度与塑性匹配值达到最佳,这是由于图6(a2)的组织在高温拉伸过程中次生  α S 相进一步粗大,变平直,提高了接头的强度。不连续  α GB 相的存在可以减少在原始β晶界处的应变积累，同时抑制沿晶界的裂纹传播。从图11可以看出，不同时效温度时接头的宏观断口形貌均较平坦(图11(a)~(c)),为韧性断裂;微观断口由一定数量的微坑和大小不一的等轴韧窝构成,韧窝数量较多且深，有明显的放射棱线，表明焊件为韧性断裂。

综上,双重退火高温阶段温度880℃、低温温度700℃、时效温度为610℃时，Ti600/TC18合金接头的强度与塑性匹配较好，且高温及室温拉伸性能均较好，表明该热处理制度对接头综合性能的提高效果较好。

2.3.2显微硬度

图12为不同温度的时效处理后Ti600/TC18合金接头的显微硬度分布。可以看出，随着时效处理温度的升高,接头焊缝区及两侧合金的显微硬度变化均较小。当时效温度为610℃时，接头的硬度达到峰值，其中焊缝区、Ti600合金侧母材、TC18合金侧母材硬度值分别可达370、348、350HV0.2。结合图6分析得出,随时效处理温度提高,αs相含量增加,次生αs相变得粗大、平直，且具有明显方向性的网篮组织,使Ti600/TC18合金接头的显微硬度值较高。

2.4热处理后Ti600/TC18接头的耐腐蚀性能

2.4.1接头的极化曲线

为进一步表征热处理制度对Ti600/TC18接头耐腐蚀性能的影响，采用P4000电化学工作站对接头在3.5wt%NaCl溶液中的电化学腐蚀过程进行表征。采用塔菲尔外推法进行极化曲线分析双重退火后不同时效温度对Ti600/TC18合金IFW接头耐腐蚀性能的影响，结果如图13和表4所示。随着时效温度的升高，Ti600/TC18合金焊接接头的  E corr 值先增大后减小，I值呈增大趋势，Ti600/TC18焊接接头的耐腐蚀性能逐渐减弱，且当时效温度为590℃时,接头的耐腐蚀性能最好。

表4 热处理后试样的自腐蚀电位和自腐蚀电流密度

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

2.4.2接头的浸泡腐蚀性能

双重退火后590、610、630℃下时效的Ti600 TC18接头在3.5wt%NaCl溶液中腐蚀10d后的失重率分别为0.33、0.10、2.83mg/(cm²·d),可见随着时效温度的升高，试样的失重率呈现先减小后增大的趋势。失重结果表明，Ti600/TC18合金焊接接头的耐腐蚀性能先增强后减弱，且当时效处理温度为610℃时，其耐腐蚀性能最好。

图14为双重退火后不同温度时效处理后Ti600/TC18接头在3.5wt%NaCl溶液中浸泡10d后的腐蚀形貌。对比腐蚀前的微观组织(图6)可以看出,经不同温度时效处理后，Ti600/TC18合金接头腐蚀形貌变化与原始形貌相比均较小，表面几乎无腐蚀痕迹，这进一步表明Ti600/TC18焊接接头在3.5wt%NaCl溶液(人工海水)中具有较好的耐腐蚀性能。

3、结论

(1)经固溶(双重退火)+时效处理后,Ti600/TC18合金焊接接头主要由β相及α'相构成,时效温度的改变主要影响亚稳定相β的分解，组织呈现明显的网篮组织。随时效处理温度升高，室温拉伸强度先升高后下降，高温拉伸强度逐渐降低，但塑性随温度变化相对较小;显微硬度随时效温度升高变化较小,当时效温度为610℃时,接头的硬度值达到峰值。

(2)随时效温度的升高,试样的失重率呈先减小后增大的趋势,最小失重率为0.10mg/(cm2·d)。不同温度时效处理后,Ti600/TC18接头在3.5wt%NaCl溶液中浸泡后，表面几乎无腐蚀痕迹，耐腐蚀性能较好。

(3)当双重退火高温为880℃、低温为700℃，时效温度为610℃时，接头强韧性匹配最佳且耐腐蚀性能也较好。

参考文献:

[1]宋庭丰,蒋小松,莫德锋,等.不锈钢和钛合金异种金属焊接研究进展[J].材料导报,2015,29(11):81-87.

[2]高山,袁明强.Ti60/TC17异种钛合金惯性摩擦焊接头组织性能研究[J].电焊机,2023,53(8):115-121.

[3]方乃文，黄瑞生，龙伟民，等.填充金属对TC4钛合金激光填丝焊接头组织性能影响[J].稀有金属材料与工程,2023,52(5):1725-1736.

[4]弭光宝，谭勇，陈航，等.增材制造600℃高温钛合金研究进展[J].航空材料学报,2024,44(1):15-30.

[5]袁战军.TC18钛合金锻造异常组织分析[J].锻造与冲压，2024(3):48-52.

[6]Zhu Y, Wu X. Heterostructured materials[J]. Progress in Materials Science,2023,131:101019.

[7]常辉，董月成，淡振华，等.我国海洋工程用钛合金现状和发展趋势[J].中国材料进展,2020,39(Z1):585-590.

[8]方溱.异种金属材料物理性质对焊接的影响[J].中国金属通报,2022(10):138-140.

[9]郝雪龙，禄璐，张东晖，等.异种金属焊接构件腐蚀疲劳性能研究[J].大型铸锻件,2022(6):79-82.

[10]刘伟,李能,周标,等.复杂结构与高性能材料增材制造技术进展[J].机械工程学报,2019,55(20):128-151.

[11]赵博,李国元,许广兴.钛合金焊接技术在飞机制造中的应用和展望[J].航空制造技术,2013(16):122-125.

[12]高福洋,廖志谦,李文亚.钛及钛合金焊接方法与研究现状[J].航空制造技术,2012(Z2):86-90.

[13]冯吉才.异种材料连接研究进展综述[J].航空学报,2022,43(2):6-42.

[14] Hossein G, Aboozar T, Behzad S, et al. Metallurgical characteristics of aluminum-steel joints manufactured by rotary friction welding:a review and statistical analysis[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,30:2520-2550.

[15]Kimura M,Iijima T,Kusaka M,et al. Joining phenomena and tensile strength of friction welded joint between Ti-6Al-4V titanium alloy and low carbon steel[J]. Journal of Manufactur-ing Processes,2016,24:203-211.

[16]张露,张春波,廖仲祥,等.IN718/FGH96惯性摩擦焊接头焊缝区微观组织状态与织构分布特征[J].电焊机,2022,52(4):8-13.

[17] Zhang C Q,Qin Z,Chen R,et al. The preliminary exploration of micro-friction stir welding process and material flow of copper and brass ultra-thin sheets[J]. Materials,2020,13(10):2401.

[18]乌彦全,周军,张春波,等.α+β型钛合金惯性摩擦焊接头焊态/热处理态组织特征及性能[J].稀有金属材料与工程，2022,51(6):2144-2150.

[19]高潘，曾卫东，张传臣，等.热处理对TC4-DT/TC21钛合金线性摩擦焊接头组织和性能的影响[J].航空科学技术,2021,32(9):50-56.

[20]Wang C M, Guo Q L, Zhu X T, et al. Effect of post-weld heat treatment on microstructure and property of linear friction welded TC17/TA15 titanium alloy joint[J]. Materials Charac-terization,2023,199:1044-5803.

[21]赵强,祝文卉,邵天巍,等.Ti-22Al-25Nb合金惯性摩擦焊接头显微组织与力学性能[J].材料工程,2020,48(6):140-147.

[22]Alireza N, Abdol R S, Khosro F, et al. The effect of post-weld heat treatment on the corrosion behavior of different weld zones of titanium Ti-6Al-4V alloy by friction stir welding[J]. Journal of Materials Engineering and Performance,2022,9(29):6784-6789.

（注，原文标题：固溶时效对Ti600_TC18合金惯性摩擦焊接头组织和性能的影响_刘晓飞）