TA15钛合金粉末-锻件焊接接头在复杂服役环境下的力学性能演变规律：从室温韧性断裂到500℃沿晶蠕变失效的"冰糖状"断口转变，及225℃蠕变-疲劳交互作用下组织敏感性放大效应

TA15钛合金(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)是一种高铝当量近α型钛合金，具有优异的热强性、抗蠕变性能和良好的焊接工艺性，广泛应用于航空工业制造飞机发动机零部件和焊接承重部件，以及形状复杂且大型集成部件的制造[1-2]。随着现代航空发动机向高推重比、高可靠性和长寿命方向发展，钛合金结构件的轻量化、整体化和精密化制造需求日益迫切,传统的锻造和铸造工艺已难以满足复杂构件的制备要求。粉末冶金热等静压(hot isostatic pressing,HIP)技术通过在高温下对粉末施加各向均等静压力实现固结成形，能够消除铸造缺陷、避免成分偏析，有利于实现微观结构均匀性和晶粒精细化,在微观结构控制方面具有明显优势[3-5]。近年来，HIP技术在航空领域应用广泛，如粉末成形涡轮盘、机匣等部件已成功应用于先进航空发动机。然而，粉末HIP成形结构件在实际应用中不可避免地需要与锻造或轧制件进行焊接装配。因此系统评价粉末HIP成形TA15钛合金的焊接性能，对于确保航空发动机结构可靠性和推广HIP技术的工程应用具有重要意义。氩弧焊(tungsten inert gas welding,TIG)因其对装配精度要求较低、操作灵活且适应性强，在航空领域被广泛应用。TIG焊可以在焊接过程中引入氩气，以保护焊缝免受钛与氧、氮、碳和氢在温度超过500℃时化学反应的影响[6]。TIG焊接头通常由焊缝区(fusion zone,FZ)、热影响区(heat-affected zone,HAZ)和母材区(base metal,BM)组成,然而由于热集中和高温，TIG焊接的TA15钛合金接头在受热影响区和熔融区会出现粗颗粒，这影响了TA15合金TIG焊接元件的使用[7]。Ren等[8]研究发现,TA15合金TIG焊接接头热影响区和焊缝区形成的马氏体a'相可显著提高焊缝硬度，但会降低接头韧性。对于粉末HIP成形TA15合金而言，其原始组织为细小的网篮或双态组织，与锻件的双态组织存在差异，这种组织异质性可能导致焊接过程中界面过渡行为和组织演变机制的不同,进而影响力学性能[9]。目前,国内外关于钛合金焊接性能的研究主要集中于同种工艺制备的母材连接，如锻件-锻件或铸件-铸件焊接，而针对不同制备工艺(如HIP与锻造)组合的异种连接研究相对较少。Ren等[10]研究了钨惰性气体焊接钛合金TA15在受拉伸和疲劳载荷下的断裂行为。利用阶梯测试方法，获得了钛合金的疲劳概率S-N(P-S-N)曲线,发现TIG焊接的TA15拉伸断裂主要受焊件的几何形状和塑性变形能力影响。Wang等[11]研究了TC17/TA15焊接接头的微观结构、机械和腐蚀性质。结果显示，焊接区(weldzone,WZ)中a相的比例随着热处理温度的升高逐渐增加，由于再结晶范围增加，晶粒细化发生在热处理后，经过热处理，焊接接头的机械和耐腐蚀性能显著改善。然而，上述研究均未涉及粉末HIP成形TA15合金与锻件的焊接行为，缺乏粉末冶金态钛合金焊接性能的系统数据。在航空发动机实际服役环境中，焊接结构不仅承受常温静载，还需在高温、循环载荷等复杂工况下长期工作，因此焊接接头的高温持久性能和疲劳性能尤为关键。研究表明，TA15钛合金焊接接头在高温长时受力条件下，焊缝区粗大的魏氏组织易成为裂纹萌生源，导致持久寿命离散性增大[12]。此外，焊接接头的低周疲劳性能直接影响发动机结构件的服役寿命，热影响区的组织不均匀性和残余应力集中是疲劳失效的主要诱因[13]。因此，开展粉末HIP成形TA15合金氩弧焊接头的室温/高温拉伸、高温持久和低周疲劳性能测试，揭示其失效机理，对于评价该材料的焊接适用性和制定焊接工艺规范具有重要工程价值。

综上所述，本文以粉末HIP成形TA15钛合金与锻造TA15合金为对象，采用氩弧焊工艺制备异种焊接接头，系统研究接头的显微组织演变、力学性能匹配关系及断裂行为,重点评价室温/高温拉伸性能、高温持久性能和低周疲劳性能,并与粉末/锻件母材进行对比分析。通过阐明粉末HIP态与锻造态TA15合金焊接接头的组织性能特征，揭示焊接工艺对粉末冶金钛合金性能的影响规律,为航空发动机粉末成形结构件的焊接装配和可靠性评估提供理论依据与数据支撑。

1、实验材料和方法

实验合金分别为粉末HIPTA15合金和锻造TA15合金(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)。通过将等离子体旋转电子工艺制备的预合金TA15粉末封入直径40mm、高280mm的不锈钢容器中,随后在950℃、160MPa下进行5h热等静压，获得粉末HIP态TA15合金;通过线切割分别从粉末HIP TA15和锻造TA15合金所需尺寸的样品进行氩弧焊连接。将沿锻造和粉末HIP态TA15合金，以及焊接接头切割的试样经过标准金相抛光程序后，用Kroll试剂(HF:HNO3:H2O=1:3:7)蚀刻30s,用于显微结构表征。微观结构通过OLYMPUS/PMG3光学显微镜(OM)进行表征。通过线切割获取标准的室温拉伸、高温拉伸、高温持久以及低周疲劳试样进行测试,评估焊接接头和粉末本体的力学性能。室温拉伸实验采用DDL-100电子万能试验机;高温拉伸实验在达到设定温度(225或500℃)后,保温20min再进行加载,确保试样温度均匀;低周疲劳测试采用MTS 810型电液伺服疲劳机在实验室大气环境下进行，应力比R=0.1,循环频率f=0.5Hz,加载波形为三角波。同时通过VEGA3TESCAN扫描电子显微镜(SEM)上的背散射电子(BSE)模式进行断口表征,分析断裂机制。

2、实验结果及讨论

2.1初始组织

基于对TA15粉末热等静压态与锻态氩弧焊接头的系统表征,该接头形成了“锻态双态组织-焊缝魏氏组织-粉末HIP网篮组织”的组织配置。锻态TA15合金的双态组织源于α+β两相区的热机械加工,呈现典型的“等轴初生α+片层次生α”复合形貌。β基体上分布着球形或近球形等轴初生α颗粒,尺寸均匀;次生片层a则在后续空冷过程中通过扩散型β→α相变析出，形成分布于β基体中的细密片层组织。在高温高压下,粉末热等静压态TA15合金的预合金粉末颗粒发生烧结、致密化与再结晶,原始β晶界因破碎或不连续化而无法形成完整的晶界a网络;晶内a片层在等静压应力作用下发生短粗化与交错排列,形成典型的网篮组织。与锻态双态组织中的a片层相比，HIP态网篮组织的α片层更短、更粗、交错编织,板条间距更小。氩弧焊过程中，焊接电弧的热输入使近缝区快速加热至β单相区,α相部分或完全溶解并发生a→β转变，形成粗大β晶粒;随后较快冷却时,β相通过扩散型相变析出完整晶界α,晶内片层a规则排列成集束，导致该区域的原始β晶粒及魏氏组织集束尺寸较为粗大。然而，由于焊接冷却速度较快,这些粗大集束内部析出的次生a针状板条发生了显著细化，最终形成这种特定形态的魏氏组织。由此形成了锻态端双态组织、焊缝魏氏组织、粉末HIP态网篮组织的组织配置。

2.2拉伸性能及断裂行为

TA15钛合金粉末-锻件焊接接头的室温拉伸试验结果如表1所示，对应的粉末本体室温拉伸性能见表2,对应的拉断试样如图2a所示,结果表明，该焊接工艺实现了较为理想的冶金结合。接头平均屈服强度达到947.3MPa,抗拉强度达到999MPa,相较于粉末冶金本体分别提升了3.7%和1.4%,强度指标已接近TA15锻件母材的典型性能水平。但焊接接头的塑性指标呈现明显下降趋势，平均断后伸长率仅为10.3%,较粉末冶金本体(13.6%)降低约24.3%，这一塑性损失幅度在钛合金异种材料焊接中属于中等水平。断裂位置分析表明,3件试样中2件断于粉末端,1件断于锻件端,未见焊缝中心断裂,说明焊缝本身强度储备充足,并非接头最薄弱环节,但同时也反映了焊缝区强度的不均匀性。这主要由于锻件母材双态组织、粉末本体网篮组织与焊缝魏氏组织的三元组合，形成独特的组织梯度，决定了接头的变形行为和断裂特征[14]。锻件母材双态组织兼具强度与塑性,粉末本体网篮组织塑性较好但强度略低，焊缝区由于集束内部析出的α片层显著细化，提高焊缝强度[15]，但同一粗大集束内的片层取向单一，变形协调性差，拉伸过程中片层界面易开裂形成微裂纹源。若靠近粉末侧的区域因原始孔隙残留或氧化膜未完全破碎，或靠近锻件侧的区域则可能因热输入波动导致魏氏组织粗化，均会形成局部弱区。因此，微裂纹倾向于向邻近一侧偏转，最终导致断裂位置偏离焊缝中心。与航空领域常用焊接工艺对比[16],电子束焊接TA15锻件-锻件接头强度系数约0.90,塑性系数约0.65,断裂多位于焊缝中心。本研究粉末-锻件焊接接头强度系数0.95,塑性系数0.76,断裂位置分散,显示出较优的综合性能。然而,魏氏组织的固有脆性仍是制约接头塑性的关键因素,后续可通过优化焊接热输入或实施焊后热处理细化焊缝组织,进一步改善接头塑性。

表1 粉末-锻件氩弧焊接接头室温拉伸性能

Tab.1 Room-temperature tensile properties of the powder-forging TIG welded joint

表2 粉末本体室温拉伸性能

Tab.2 Room-temperature tensile properties of the PM material

TA15钛合金粉末-锻件焊接接头与对应的粉末本体的225℃高温拉伸试验结果列于表3和表4,对应的拉断试样如图2b所示。

结果表明,接头平均屈服强度为685.6MPa,抗拉强度为836.6MPa,断后伸长率为11.8%。与室温性能相比,屈服强度和抗拉强度分别降低27.6%和16.3%,伸长率较室温提高14.6%,屈强比从0.95降至0.82。由于225℃时锻件双态组织中的等轴α相发生热软化,粉末侧网篮组织的α集束粗化虽然缓解了室温时的脆性,但使其承载能力下降[17]。此外，焊缝魏氏组织的片层界面扩散蠕变变形机制的介入，即225℃时位错攀移和晶界滑移启动,使应力重新分布,魏氏组织片层界面通过扩散协调变形，延缓了裂纹萌生[18]。与粉末本体相比,225℃时接头强度仍保持优势，屈服强度提高2.9%,抗拉强度提高2.0%,但塑性明显下降，仅为粉末本体的56.2%，说明高温服役时接头的塑性匹配性更差。断裂位置分析表明,3件试样中2件断于粉末端，1件断于锻件端，与室温断裂规律一致,但断裂位置与强度水平的关联性增强,锻件端断裂试样的屈服强度略高于粉末端断裂试样,这是由于粉末侧热影响区高温强度稳定性不足。这种三元组织的异步软化导致接头与母材的性能失配加剧。本研究氩弧焊接头225℃强度与TA15激光焊接头250℃水平相当[19],但塑性显著优于典型熔焊接头[16,20],说明采用氩弧焊焊接TA15粉末-锻件的材料高温稳定性更好。

表3 粉末-锻件氩弧焊接接头225℃拉伸性能

Tab.3 Tensile properties of the powder-forging TIG welded joint at 225℃

表4 粉末本体225℃拉伸性能

Tab.4 Tensile properties of the PM material at 225℃

TA15钛合金焊接接头在室温和225℃两种温度条件下的拉伸断口如图3所示。两种断裂行为均表现为典型的韧性断裂机制,但从宏观到微观尺度均呈现出显著的差异特征。室温条件下，断口宏观形貌粗糙不平、起伏明显，微观上呈现尺寸较大且分布不均匀的韧窝结构，并伴有明显的撕裂棱和塑性变形痕迹，表明室温断裂过程中材料经历了充分的塑性变形，裂纹扩展路径曲折，能量吸收能力较强。当温度升高至225℃时，断口宏观形貌变得相对平整光滑，起伏程度明显降低，微观尺度发现韧窝尺寸显著细化、分布更加均匀致密，密度明显增高。这种韧窝形貌的细化现象主要归因于高温环境下材料内部动态回复和再结晶过程的增强，使位错运动方式发生改变，同时晶界滑移机制更加活跃，从而导致微孔洞形核增多而长大减缓。但拉伸结果显示，TA15钛合金焊接接头在225℃高温下拉伸伸长率高于室温，这主要归因于高温激活的动态回复机制使位错持续湮灭、加工硬化率降低，同时多系滑移和晶界滑动协调作用增强[21],从而缓解应力集中使材料在断裂前累积更大宏观应变，变形更加均匀而延迟颈缩，赋予了其良好的中温塑性储备和损伤容限特性。

2.3高温持久性能及断裂行为

高温持久性能测试表明，粉末本体凭借高相界面密度与裂纹偏转能力，展现出优异的高温持久性能，在500℃/470MPa条件下50h未破坏，见表5。而接头高温持久性能离散性显著(30~60h),且100%断裂于焊缝，寿命最短30h55min，仅为母材的62%，见表6。在500℃/470MPa条件下,HIP母材的持久寿命达到50h未断裂，处于行业中等水平，基本满足航空标准对棒材的最低技术要求(≥50h);粉末-锻件焊接接头的持久寿命仅为30~60h且全部断裂于焊缝。

表5 粉末本体高温持久测试结果

Tab.5 High-temperature stress rupture test results of the PM material

表6 粉末-锻件焊接接头高温持久测试结果

Tab.6 High-temperature stress rupture test results of the powder-forging welded joint

图4展示了TA15粉末-锻件焊接接头高温持久测试前后的试样状态。由初始状态可以看出，试样整体完整无变形，焊缝区域可见。高温持久测试后，试样表面颜色变深，呈灰黑色，高温氧化明显。试样1和2已经断裂，断裂位置都在焊缝区域(中间较窄处)。试样3未断。断裂只发生在焊缝处，说明焊缝是薄弱环节，尽管魏氏组织内部的α片层较细,但其粗大的集束边界与连续的晶界a在高温长时拉应力下容易成为蠕变失效的优先通道。

图5为TA15粉末-锻件焊接接头高温持久断口形貌。由图5a可见，断口为典型“冰糖状”沿晶断裂形貌,表面呈现多面体晶粒轮廓,晶粒间界面清晰,形成类似“冰糖”或“岩石”的立体形貌,可见明显的晶界台阶和棱线。这种宏观形貌是高温蠕变沿晶断裂的典型标志,表明断裂过程受晶界控制,而非晶内滑移主导。放大观察其微观特征，如图5b所示。可见表面光滑平整，以及α片层的层状痕迹(片状α的解理面),但无韧窝结构。这种脆性沿晶断裂形貌证实了前文猜测的连续晶界a是裂纹扩展的优先通道。

2.4室温及高温低周疲劳性能及失效机理

尽管静载拉伸性能优异，但在交变载荷作用下，粉末-锻件焊接接头表现出了与拉伸完全不同的损伤累积行为。为了全面评估其服役可靠性，分别在室温及高温环境下对其进行了低周疲劳测试，其结果见表7。

在室温条件下,采用缺口试样(K=3,图6a)模拟结构件在实际服役过程中可能存在的应力集中情况。实验结果显示，在350MPa的循环应力作用下,3组试样的实测寿命分别为14167、14398和17848周次，表现出良好的一致性，表明该粉末-锻件焊接接头在常温、高应力集中环境下具有较高的安全裕度。此外,所有试样均断裂于焊缝处,尽管静载拉伸时焊缝强度高于基材，但在K=3的强缺口敏感性下，与粉末基体细小的网篮组织相比，焊缝区由于集束尺寸较大导致循环变形的均匀性较差，缺口根部的局部塑性变形使得微裂纹易在粗大的魏氏组织集束边界或原始β晶界处优先萌生。

在225℃、最大应力提高至680MPa的光滑试样(K=1,图6b)测试中,焊接接头的疲劳行为呈现出不同的特征。尽管其平均寿命仍维持在万小时量级，但数据离散性显著增加(最低6133周次，最高13417周次),同时其断裂也不再局限于焊缝中心,而是扩展至锻件侧及粉末侧的焊缝边缘。这些结果表明焊接接头在高温高应力下具有组织敏感性，此时的实验温度(225℃)已进入材料的蠕变-疲劳交互作用区间,组织中的微观缺陷及晶界状态对疲劳寿命的贡献被放大，在光滑试样中，组织梯度最大的焊接熔合区成为了服役过程中的薄弱区域。

表7 粉末-锻件焊接接头低周疲劳测试结果

Tab.7 Low-cycle fatigue test results of the powder-forging welded joint

采用SEM分别对室温及高温疲劳试样断口形貌进行分析，结果如图7所示。从图7a和b断口宏观形貌中可以发现，室温及高温低周疲劳断口可以分为疲劳源区、裂纹扩展区及瞬断区。对于室温疲劳试样，疲劳源清晰地起源于缺口根部的表面位置(图7c),呈现出典型的多源萌生特征;断口宏观较为平整，说明在较低应力下，裂纹起裂受到几何缺口主导。而高温疲劳试样中可见裂纹有时起源于靠近表面的组织不均匀处，在高温高应力作用下，断口形貌变得更加粗糙，反映了高温下材料局部塑形变形的增加及组织敏感性的提升。

在裂纹扩展区可以观察到典型的疲劳条带及次生裂纹。这些清晰的疲劳条带垂直于裂纹扩展方向排列,由于焊缝区为粗大的魏氏组织,这些条带在跨越不同取向的α片层集束时发生明显偏转,导致扩展路径曲折，这种“穿晶+沿片层”的扩展模式消耗了更多的断裂能。同时，在扩展区观察到少量的次生裂纹(图7d),说明在交变载荷下,魏氏组织的片层界面成为了应力松弛的位置，从而有助于延缓主裂纹的扩展速率。

在断口末端可以观察到大量的等轴韧窝和撕裂棱,相比之下,高温疲劳试样的韧窝尺寸更大且分布更为密集，表现出更好的动态塑性。然而，由于高温加快了氧化及蠕变损伤，使得裂纹萌生时间缩短，从而导致了高温下整体寿命的下降及离散性增大。

综合来看，由于断裂均发生在焊缝或焊缝边缘，断口分析进一步证明了魏氏组织是疲劳薄弱区,粉末-锻件接头的疲劳性能受到几何和环境因素的双重影响。粉末侧细小的网篮组织具有较多的相界面，能有效阻碍裂纹扩展,表现出比焊缝魏氏组织更优的抗疲劳性能;接头由拉伸时的基材断裂演变为疲劳时的焊缝或焊缝边缘断裂，根本原因在于循环载荷对显微组织不均匀性的敏感度远高于单向静载。焊缝区由于冷却速率变化导致的组织粗化使其在抵抗交变剪切应力和循环软化方面弱于经过热等静压的粉末基体。

3、结论

(1)粉末HIP成形TA15钛合金氩弧焊接头室温强度达到母材水平(接头系数1.0),实现等强匹配,但塑性下降约24%，断裂位置分散于焊缝两侧，反映组织梯度导致的局部性能不均。焊缝区集束粗大但内部α板条细化的魏氏组织与两侧母材组织差异显著，形成“软-硬-软”三明治结构，决定了接头的变形协调与断裂行为。

(2)225℃高温拉伸呈现“强度损失小、塑性改善”特征，强度保持率84%，伸长率较室温提高14.6%。但高温持久性能暴露明显短板,500℃/470 MPa下接头寿命仅30~60h且100%断于焊缝，魏氏组织粗大的集束边界及晶界α相在高温长时拉应力下成为蠕变裂纹优先通道，导致持久寿命离散且远低于母材(>50h)。

(3)低周疲劳性能呈现温度与应力相关性。室温高应力缺口试样(K=3)疲劳寿命14000~18000周次,断裂于焊缝中心;225℃试样疲劳寿命离散性大(6000~13000周次),断裂扩展至焊缝边缘。循环载荷下组织敏感性远高于静载，魏氏组织的粗大集束边界成为裂纹萌生源和扩展通道，而粉末侧细密网篮组织的相界面有效阻碍疲劳裂纹扩展。

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（注，原文标题：粉末HIP成形TA15钛合金氩弧焊接头组织与性能研究_阴中炜）