突破鍛件-鍛件焊接研究局限：粉末HIP成形TA15鈦合金氬弧焊接頭異種組織界面過渡行為——從網籃組織到魏氏組織的相變路徑、力學性能匹配及工程應用可靠性評估

TA15鈦合金(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)是一種高鋁當量近α型鈦合金，具有優異的熱強性、抗蠕變性能和良好的焊接工藝性，廣泛應用于航空工業制造飛機發動機零部件和焊接承重部件，以及形狀復雜且大型集成部件的制造[1-2]。隨著現代航空發動機向高推重比、高可靠性和長壽命方向發展，鈦合金結構件的輕量化、整體化和精密化制造需求日益迫切,傳統的鍛造和鑄造工藝已難以滿足復雜構件的制備要求。粉末冶金熱等靜壓(hot isostatic pressing,HIP)技術通過在高溫下對粉末施加各向均等靜壓力實現固結成形，能夠消除鑄造缺陷、避免成分偏析，有利于實現微觀結構均勻性和晶粒精細化,在微觀結構控制方面具有明顯優勢[3-5]。近年來，HIP技術在航空領域應用廣泛，如粉末成形渦輪盤、機匣等部件已成功應用于先進航空發動機。然而，粉末HIP成形結構件在實際應用中不可避免地需要與鍛造或軋制件進行焊接裝配。因此系統評價粉末HIP成形TA15鈦合金的焊接性能，對于確保航空發動機結構可靠性和推廣HIP技術的工程應用具有重要意義。氬弧焊(tungsten inert gas welding,TIG)因其對裝配精度要求較低、操作靈活且適應性強，在航空領域被廣泛應用。TIG焊可以在焊接過程中引入氬氣，以保護焊縫免受鈦與氧、氮、碳和氫在溫度超過500℃時化學反應的影響[6]。TIG焊接頭通常由焊縫區(fusion zone,FZ)、熱影響區(heat-affected zone,HAZ)和母材區(base metal,BM)組成,然而由于熱集中和高溫，TIG焊接的TA15鈦合金接頭在受熱影響區和熔融區會出現粗顆粒，這影響了TA15合金TIG焊接元件的使用[7]。Ren等[8]研究發現,TA15合金TIG焊接接頭熱影響區和焊縫區形成的馬氏體α'相可顯著提高焊縫硬度，但會降低接頭韌性。對于粉末HIP成形TA15合金而言，其原始組織為細小的網籃或雙態組織，與鍛件的雙態組織存在差異，這種組織異質性可能導致焊接過程中界面過渡行為和組織演變機制的不同,進而影響力學性能[9]。目前,國內外關于鈦合金焊接性能的研究主要集中于同種工藝制備的母材連接，如鍛件-鍛件或鑄件-鑄件焊接，而針對不同制備工藝(如HIP與鍛造)組合的異種連接研究相對較少。Ren等[10]研究了鎢惰性氣體焊接鈦合金TA15在受拉伸和疲勞載荷下的斷裂行為。利用階梯測試方法，獲得了鈦合金的疲勞概率S-N(P-S-N)曲線,發現TIG焊接的TA15拉伸斷裂主要受焊件的幾何形狀和塑性變形能力影響。Wang等[11]研究了TC17/TA15焊接接頭的微觀結構、機械和腐蝕性質。結果顯示，焊接區(weldzone,WZ)中α相的比例隨著熱處理溫度的升高逐漸增加，由于再結晶范圍增加，晶粒細化發生在熱處理后，經過熱處理，焊接接頭的機械和耐腐蝕性能顯著改善。然而，上述研究均未涉及粉末HIP成形TA15合金與鍛件的焊接行為，缺乏粉末冶金態鈦合金焊接性能的系統數據。在航空發動機實際服役環境中，焊接結構不僅承受常溫靜載，還需在高溫、循環載荷等復雜工況下長期工作，因此焊接接頭的高溫持久性能和疲勞性能尤為關鍵。研究表明，TA15鈦合金焊接接頭在高溫長時受力條件下，焊縫區粗大的魏氏組織易成為裂紋萌生源，導致持久壽命離散性增大[12]。此外，焊接接頭的低周疲勞性能直接影響發動機結構件的服役壽命，熱影響區的組織不均勻性和殘余應力集中是疲勞失效的主要誘因[13]。因此，開展粉末HIP成形TA15合金氬弧焊接頭的室溫/高溫拉伸、高溫持久和低周疲勞性能測試，揭示其失效機理，對于評價該材料的焊接適用性和制定焊接工藝規范具有重要工程價值。

綜上所述，本文以粉末HIP成形TA15鈦合金與鍛造TA15合金為對象，采用氬弧焊工藝制備異種焊接接頭，系統研究接頭的顯微組織演變、力學性能匹配關系及斷裂行為,重點評價室溫/高溫拉伸性能、高溫持久性能和低周疲勞性能,并與粉末/鍛件母材進行對比分析。通過闡明粉末冶金態與鍛造態TA15合金焊接接頭的組織性能特征，揭示焊接工藝對粉末冶金鈦合金性能的影響規律,為航空發動機粉末成形結構件的焊接裝配和可靠性評估提供理論依據與數據支撐。

1、實驗材料和方法

實驗合金分別為粉末HIP TA15合金和鍛造TA15合金(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)。通過將等離子體旋轉電子工藝制備的預合金TA15粉末封入直徑40mm、高280mm的不銹鋼容器中,隨后在950℃、160MPa下進行5h熱等靜壓，獲得粉末HIP態TA15合金;通過線切割分別從粉末HIP TA15和鍛造TA15合金所需尺寸的樣品進行氬弧焊連接。將沿鍛造和粉末HIP態TA15合金，以及焊接接頭切割的試樣經過標準金相拋光程序后，用Kroll試劑(HF:HNO?:H?O=1:3:7)蝕刻30s,用于顯微結構表征。微觀結構通過OLYMPUS/PMG3光學顯微鏡(OM)進行表征。通過線切割獲取標準的室溫拉伸、高溫拉伸、高溫持久以及低周疲勞試樣進行測試,評估焊接接頭和粉末本體的力學性能。室溫拉伸實驗采用DDL-100電子萬能試驗機;高溫拉伸實驗在達到設定溫度(225或500℃)后,保溫20min再進行加載,確保試樣溫度均勻;低周疲勞測試采用MTS 810型電液伺服疲勞機在實驗室大氣環境下進行，應力比R=0.1,循環頻率f=0.5Hz,加載波形為三角波。同時通過VEGA3 TESCAN掃描電子顯微鏡(SEM)上的背散射電子(BSE)模式進行斷口表征,分析斷裂機制。

2、實驗結果及討論

2.1初始組織

基于對TA15粉末熱等靜壓態與鍛態氬弧焊接頭的系統表征,該接頭形成了“鍛態雙態組織-焊縫魏氏組織-粉末HIP網籃組織”的組織配置,如圖1。鍛態TA15合金的雙態組織源于α+β兩相區的熱機械加工,呈現典型的“等軸初生α+片層次生α”復合形貌。β基體上分布著球形或近球形等軸初生α顆粒,尺寸均勻;次生片層α則在后續空冷過程中通過擴散型β→α相變析出，形成分布于β基體中的細密片層組織,見圖1a。在高溫高壓下,粉末熱等靜壓態TA15合金的預合金粉末顆粒發生燒結、致密化與再結晶,原始β晶界因破碎或不連續化而無法形成完整的晶界α網絡;晶內α片層在等靜壓應力作用下發生短粗化與交錯排列,形成典型的網籃組織，見圖1b。與鍛態雙態組織中的α片層相比，HIP態網籃組織的α片層更短、更粗、交錯編織,板條間距更小。氬弧焊過程中，焊接電弧的熱輸入使近縫區快速加熱至β單相區,α相部分或完全溶解并發生α→β轉變，形成粗大β晶粒;隨后較快冷卻時,β相通過擴散型相變析出完整晶界α,晶內片層α規則排列成集束，導致該區域的原始β晶粒及魏氏組織集束尺寸較為粗大。然而，由于焊接冷卻速度較快,這些粗大集束內部析出的次生α針狀板條發生了顯著細化，最終形成這種特定形態的魏氏組織，如圖1c。由此形成了鍛態端雙態組織、焊縫魏氏組織、粉末HIP態網籃組織的組織配置。

2.2拉伸性能及斷裂行為

TA15鈦合金粉末-鍛件焊接接頭的室溫拉伸試驗結果如表1所示，對應的粉末本體室溫拉伸性能見表2,對應的拉斷試樣如圖2a所示,結果表明，該焊接工藝實現了較為理想的冶金結合。接頭平均屈服強度達到947.3MPa,抗拉強度達到999MPa,相較于粉末冶金本體分別提升了3.7%和1.4%,強度指標已接近TA15鍛件母材的典型性能水平。但焊接接頭的塑性指標呈現明顯下降趨勢，平均斷后伸長率僅為10.3%,較粉末冶金本體(13.6%)降低約24.3%，這一塑性損失幅度在鈦合金異種材料焊接中屬于中等水平。斷裂位置分析表明,3件試樣中2件斷于粉末端,1件斷于鍛件端,未見焊縫中心斷裂,說明焊縫本身強度儲備充足,并非接頭最薄弱環節,但同時也反映了焊縫區強度的不均勻性。這主要由于鍛件母材雙態組織、粉末本體網籃組織與焊縫魏氏組織的三元組合，形成獨特的組織梯度，決定了接頭的變形行為和斷裂特征[14]。鍛件母材雙態組織兼具強度與塑性,粉末本體網籃組織塑性較好但強度略低，焊縫區由于集束內部析出的α片層顯著細化，提高焊縫強度[15]，但同一粗大集束內的片層取向單一，變形協調性差，拉伸過程中片層界面易開裂形成微裂紋源。若靠近粉末側的區域因原始孔隙殘留或氧化膜未完全破碎，或靠近鍛件側的區域則可能因熱輸入波動導致魏氏組織粗化，均會形成局部弱區。因此，微裂紋傾向于向鄰近一側偏轉，最終導致斷裂位置偏離焊縫中心。與航空領域常用焊接工藝對比[16],電子束焊接TA15鍛件-鍛件接頭強度系數約0.90,塑性系數約0.65,斷裂多位于焊縫中心。本研究粉末-鍛件焊接接頭強度系數0.95,塑性系數0.76,斷裂位置分散,顯示出較優的綜合性能。然而,魏氏組織的固有脆性仍是制約接頭塑性的關鍵因素,后續可通過優化焊接熱輸入或實施焊后熱處理細化焊縫組織,進一步改善接頭塑性。

表1 粉末-鍛件氬弧焊接接頭室溫拉伸性能

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

表2 粉末本體室溫拉伸性能

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

TA15鈦合金粉末-鍛件焊接接頭與對應的粉末本體的225℃高溫拉伸試驗結果列于表3和表4,對應的拉斷試樣如圖2b所示。結果表明,接頭平均屈服強度為685.6MPa,抗拉強度為836.6MPa,斷后伸長率為11.8%。與室溫性能相比,屈服強度和抗拉強度分別降低27.6%和16.3%,伸長率較室溫提高14.6%,屈強比從0.95降至0.82。由于225℃時鍛件雙態組織中的等軸α相發生熱軟化,粉末側網籃組織的α集束粗化雖然緩解了室溫時的脆性,但使其承載能力下降[17]。此外，焊縫魏氏組織的片層界面擴散蠕變變形機制的介入，即225℃時位錯攀移和晶界滑移啟動,使應力重新分布,魏氏組織片層界面通過擴散協調變形，延緩了裂紋萌生[18]。與粉末本體相比,225℃時接頭強度仍保持優勢，屈服強度提高2.9%,抗拉強度提高2.0%,但塑性明顯下降，僅為粉末本體的56.2%，說明高溫服役時接頭的塑性匹配性更差。斷裂位置分析表明,3件試樣中2件斷于粉末端，1件斷于鍛件端，與室溫斷裂規律一致,但斷裂位置與強度水平的關聯性增強,鍛件端斷裂試樣的屈服強度略高于粉末端斷裂試樣,這是由于粉末側熱影響區高溫強度穩定性不足。這種三元組織的異步軟化導致接頭與母材的性能失配加劇。本研究氬弧焊接頭225℃強度與TA15激光焊接頭250℃水平相當[19],但塑性顯著優于典型熔焊接頭[16,20],說明采用氬弧焊焊接TA15粉末-鍛件的材料高溫穩定性更好。

表3 粉末-鍛件氬弧焊接接頭225℃拉伸性能

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

表4 粉末本體225℃拉伸性能

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

TA15鈦合金焊接接頭在室溫和225℃兩種溫度條件下的拉伸斷口如圖3所示。兩種斷裂行為均表現為典型的韌性斷裂機制,但從宏觀到微觀尺度均呈現出顯著的差異特征。室溫條件下，斷口宏觀形貌粗糙不平、起伏明顯，微觀上呈現尺寸較大且分布不均勻的韌窩結構，并伴有明顯的撕裂棱和塑性變形痕跡，表明室溫斷裂過程中材料經歷了充分的塑性變形，裂紋擴展路徑曲折，能量吸收能力較強。當溫度升高至225℃時，斷口宏觀形貌變得相對平整光滑，起伏程度明顯降低，微觀尺度發現韌窩尺寸顯著細化、分布更加均勻致密，密度明顯增高。這種韌窩形貌的細化現象主要歸因于高溫環境下材料內部動態回復和再結晶過程的增強，使位錯運動方式發生改變，同時晶界滑移機制更加活躍，從而導致微孔洞形核增多而長大減緩。但拉伸結果顯示，TA15鈦合金焊接接頭在225℃高溫下拉伸伸長率高于室溫，這主要歸因于高溫激活的動態回復機制使位錯持續湮滅、加工硬化率降低，同時多系滑移和晶界滑動協調作用增強[21],從而緩解應力集中使材料在斷裂前累積更大宏觀應變，變形更加均勻而延遲頸縮，賦予了其良好的中溫塑性儲備和損傷容限特性。

2.3高溫持久性能及斷裂行為

高溫持久性能測試表明，粉末本體憑借高相界面密度與裂紋偏轉能力，展現出優異的高溫持久性能，在500℃/470MPa條件下50h未破壞，見表5。而接頭高溫持久性能離散性顯著(30~60h),且100%斷裂于焊縫，壽命最短30h55min，僅為母材的62%，見表6。在500℃/470MPa條件下,HIP母材的持久壽命達到50h未斷裂，處于行業中等水平，基本滿足航空標準對棒材的最低技術要求(≥50h);粉末-鍛件焊接接頭的持久壽命僅為30~60h且全部斷裂于焊縫。

表5 粉末本體高溫持久測試結果

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

表6 粉末-鍛件焊接接頭高溫持久測試結果

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

圖4展示了TA15粉末-鍛件焊接接頭高溫持久測試前后的試樣狀態。由初始狀態可以看出，試樣整體完整無變形，焊縫區域可見。高溫持久測試后，試樣表面顏色變深，呈灰黑色，高溫氧化明顯。試樣1和2已經斷裂，斷裂位置都在焊縫區域(中間較窄處)。試樣3未斷。斷裂只發生在焊縫處，說明焊縫是薄弱環節，盡管魏氏組織內部的α片層較細,但其粗大的集束邊界與連續的晶界α在高溫長時拉應力下容易成為蠕變失效的優先通道。

圖5為TA15粉末-鍛件焊接接頭高溫持久斷口形貌。由圖5a可見，斷口為典型“冰糖狀”沿晶斷裂形貌,表面呈現多面體晶粒輪廓,晶粒間界面清晰,形成類似“冰糖”或“巖石”的立體形貌,可見明顯的晶界臺階和棱線。這種宏觀形貌是高溫蠕變沿晶斷裂的典型標志,表明斷裂過程受晶界控制,而非晶內滑移主導。放大觀察其微觀特征，如圖5b所示。可見表面光滑平整，以及α片層的層狀痕跡(片狀α的解理面),但無韌窩結構。這種脆性沿晶斷裂形貌證實了前文猜測的連續晶界α是裂紋擴展的優先通道。

2.4室溫及高溫低周疲勞性能及失效機理

盡管靜載拉伸性能優異，但在交變載荷作用下，粉末-鍛件焊接接頭表現出了與拉伸完全不同的損傷累積行為。為了全面評估其服役可靠性，分別在室溫及高溫環境下對其進行了低周疲勞測試，其結果見表7。

在室溫條件下,采用缺口試樣(K=3,圖6a)模擬結構件在實際服役過程中可能存在的應力集中情況。實驗結果顯示，在350MPa的循環應力作用下,3組試樣的實測壽命分別為14167、14398和17848周次，表現出良好的一致性，表明該粉末-鍛件焊接接頭在常溫、高應力集中環境下具有較高的安全裕度。此外,所有試樣均斷裂于焊縫處,盡管靜載拉伸時焊縫強度高于基材，但在K=3的強缺口敏感性下，與粉末基體細小的網籃組織相比，焊縫區由于集束尺寸較大導致循環變形的均勻性較差，缺口根部的局部塑性變形使得微裂紋易在粗大的魏氏組織集束邊界或原始β晶界處優先萌生。

在225℃、最大應力提高至680MPa的光滑試樣(K=1,圖6b)測試中,焊接接頭的疲勞行為呈現出不同的特征。盡管其平均壽命仍維持在萬周次量級，但數據離散性顯著增加(最低6133周次，最高13417周次),同時其斷裂也不再局限于焊縫中心,而是擴展至鍛件側及粉末側的焊縫邊緣。這些結果表明焊接接頭在高溫高應力下具有組織敏感性，此時的實驗溫度(225℃)已進入材料的蠕變-疲勞交互作用區間,組織中的微觀缺陷及晶界狀態對疲勞壽命的貢獻被放大，在光滑試樣中，組織梯度最大的焊接熔合區成為了服役過程中的薄弱區域。

表7 粉末-鍛件焊接接頭低周疲勞測試結果

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

采用SEM分別對室溫及高溫疲勞試樣斷口形貌進行分析，結果如圖7所示。從圖7a和b斷口宏觀形貌中可以發現，室溫及高溫低周疲勞斷口可以分為疲勞源區、裂紋擴展區及瞬斷區。對于室溫疲勞試樣，疲勞源清晰地起源于缺口根部的表面位置(圖7c),呈現出典型的多源萌生特征;斷口宏觀較為平整，說明在較低應力下，裂紋起裂受到幾何缺口主導。而高溫疲勞試樣中可見裂紋有時起源于靠近表面的組織不均勻處，在高溫高應力作用下，斷口形貌變得更加粗糙，反映了高溫下材料局部塑形變形的增加及組織敏感性的提升。

在裂紋擴展區可以觀察到典型的疲勞條帶及次生裂紋。這些清晰的疲勞條帶垂直于裂紋擴展方向排列,由于焊縫區為粗大的魏氏組織,這些條帶在跨越不同取向的α片層集束時發生明顯偏轉,導致擴展路徑曲折，這種“穿晶+沿片層”的擴展模式消耗了更多的斷裂能。同時，在擴展區觀察到少量的次生裂紋(圖7d),說明在交變載荷下,魏氏組織的片層界面成為了應力松弛的位置，從而有助于延緩主裂紋的擴展速率。

在斷口末端可以觀察到大量的等軸韌窩和撕裂棱,相比之下,高溫疲勞試樣的韌窩尺寸更大且分布更為密集，表現出更好的動態塑性。然而，由于高溫加快了氧化及蠕變損傷，使得裂紋萌生時間縮短，從而導致了高溫下整體壽命的下降及離散性增大。

綜合來看，由于斷裂均發生在焊縫或焊縫邊緣，斷口分析進一步證明了魏氏組織是疲勞薄弱區,粉末-鍛件接頭的疲勞性能受到幾何和環境因素的雙重影響。粉末側細小的網籃組織具有較多的相界面，能有效阻礙裂紋擴展,表現出比焊縫魏氏組織更優的抗疲勞性能;接頭由拉伸時的基材斷裂演變為疲勞時的焊縫或焊縫邊緣斷裂，根本原因在于循環載荷對顯微組織不均勻性的敏感度遠高于單向靜載。焊縫區由于冷卻速率變化導致的組織粗化使其在抵抗交變剪切應力和循環軟化方面弱于經過熱等靜壓的粉末基體。

3、結論

(1)粉末HIP成形TA15鈦合金氬弧焊接頭室溫強度達到母材水平(接頭系數1.0),實現等強匹配,但塑性下降約24%,斷裂位置分散于焊縫兩側,反映組織梯度導致的局部性能不均。焊縫區集束粗大但內部α板條細化的魏氏組織與兩側母材組織差異顯著，形成“軟-硬-軟”三明治結構，決定了接頭的變形協調與斷裂行為。

(2)225℃高溫拉伸呈現“強度損失小、塑性改善”特征，強度保持率84%，伸長率較室溫提高14.6%。但高溫持久性能暴露明顯短板,500℃/470 MPa下接頭壽命僅30~60h且100%斷于焊縫，魏氏組織粗大的集束邊界及晶界α相在高溫長時拉應力下成為蠕變裂紋優先通道，導致持久壽命離散且遠低于母材(>50h)。

(3)低周疲勞性能呈現溫度與應力相關性。室溫高應力缺口試樣(K=3)疲勞壽命14000~18000周次,斷裂于焊縫中心;225℃試樣疲勞壽命離散性大(6000~13000周次),斷裂擴展至焊縫邊緣。循環載荷下組織敏感性遠高于靜載，魏氏組織的粗大集束邊界成為裂紋萌生源和擴展通道，而粉末側細密網籃組織的相界面有效阻礙疲勞裂紋擴展。

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（注，原文標題：粉末HIP成形TA15鈦合金氬弧焊接頭組織與性能研究_陰中煒）