Microstructure and high-temperature compression performance of the hydrogenated titanium alloy welded joint
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摘要:
航改燃气轮机焊接修复的钛合金叶片服役于含氢环境中常发生氢脆损伤. 试验重点研究了不同置氢量的钛合金氩弧焊接头的微观组织、维氏硬度及氢作用机理、高温压缩性能. 结果表明，置氢0.12%(质量分数)焊接接头组织中析出大层片δ氢化物，其尺寸随H元素含量增加而增大，母材、热影响区及焊缝微观组织发生明显改变；置氢0.21%的硬度明显高于其它置氢量，高氢提升焊接接头硬度；低氢时氢固溶强化使α晶粒硬度略提升，高氢时氢化物析出伴随晶格体积膨胀使金属局部塑性变形产生大量位错，位错运动需绕或切过氢化物，导致α晶粒硬度明显提升. 压下量对高温压缩流变应力影响有限，再结晶软化作用主要受变形温度控制，随压下量增大，焊缝组织中层片α晶粒连同氢化物沿垂直压下方向被拉长或与压下方向呈一定角度被弯折，氢化物沿层片α晶界生长，热压缩过程中组织再结晶现象不明显.
Abstract:Titanium alloy blades repaired by welding in aero-derivative gas turbines often suffer from hydrogen embrittlement damage during service in hydrogen containing environments. The microstructure, Vickers hardness and hydrogen action mechanism, high-temperature compression performance of titanium alloy argon arc welded joints with different hydrogen content were studied in detail. The results show that large lamellar of δ hydride precipitated from the 0.12% H welded joint, with the increase of hydrogen content, the size of the hydride increased, and the microstructure of base metal, heat affected zone and weld zone evolved significantly. The hardness value of the 0.21% H was significantly higher than that of other hydrogen levels, and high hydrogen enhanced the hardness of the welded joint. The H solid solution strengthening effect at low hydrogen levels slightly increased the hardness of α grains. The precipitation of hydrides at high hydrogen levels was accompanied by lattice volume expansion, which caused local plastic deformation of the metal and subsequently generated a large number of dislocations. The movement of dislocations required winding or cutting through hydrides, which caused a significant increase in the hardness of α grains. The amount of compression had limited influence on the high-temperature compression rheological stress, and the recrystallization softening effect was mainly controlled by the deformation temperature. As the amount of compression increased, the α grains along with hydrides were elongated along the vertical compression direction or bent at a certain angle with the compression direction. The hydride grew along the grain boundaries of lamellar α, and the phenomenon of tissue recrystallization was not obvious during hot compression.
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0. 序言
作为金属制造业中常见的焊接方法，熔化极气体保护焊(gas metal arc welding，GMAW) 工艺具有成本低、适应性强、操作简单、易实现自动化等优点. 随着现代制造业市场的竞争日趋激烈，为提高焊接生产效率，大幅提高GMAW焊接速度的需求也越来越迫切[1-3]. 由文献[4]可知，焊接速度的提高总是伴随焊接电流的增大，以确保焊接过程中单位距离内的热输入量充足. 但是，当焊接速度或焊接电流高于某一临界值时，GMAW会产生驼峰焊缝等缺陷[5-7]，严重制约了焊接生产效率的进一步提高. 因此，如何采取有效措施来抑制驼峰焊缝的产生，消除其对GMAW焊接速度提高的有害影响成为近年来的研究热点.
深入理解驼峰焊缝的形成机制，是抑制其产生的前提条件. 对此，科研工作者提出了大量的理论模型来解释驼峰焊缝的形成机理[8-12]. 其中，Nguyen等人[12]提出的熔池壁面流理论被广大学者广泛接受. 该理论认为，熔池中由电弧压力和熔滴冲击力作用下产生的动量很大的后向液体流是高速GMAW形成驼峰焊缝的主要原因. 杨战利等人[13]利用上坡焊和下坡焊试验对该理论进行了焊接试验验证. Chen等人[14]通过研究焊接速度和焊接电流两项主要工艺参数与驼峰焊缝形成之间的关系进一步验证了这一理论的合理性. 基于此，科研工作者采取一系列技术措施来抑制驼峰焊缝的产生.Zähr等人[15]通过数值模拟发现，TIG焊过程中选用合适的保护气氛可显著抑制驼峰焊缝的产生，并进行了试验验证；陈焕名等人[16]通过调整焊接电源的电流波形改善了高速CO2焊的焊缝成形质量；Wu等人[17]通过有限元模拟来阐述双丝焊工艺在高速焊接过程中抑制驼峰焊缝的机理；Meng等人[18]采用TIG-MAG复合焊工艺，对2和2.5 mm厚的低碳钢分别实现4.5和3.5 m/min的焊接速度，且焊缝外观质量良好；王林等人[19]通过外加横向磁场利用熔池中竖直向下的电流分量与外加横向磁场相互作用产生指向熔池前方的洛伦磁力，对熔池中后向液体流起到抑制作用，从而抑制驼峰焊缝的产生.
虽然科研工作者在高速GMAW驼峰焊缝的形成机理和抑制技术方面作了大量研究工作，但主要针对的是平向焊接过程，而对竖向高速GMAW焊接过程中驼峰焊缝的研究报道甚少.
文中用自主研发的爬壁机器人研究竖向高速GMAW焊接过程，分析驼峰焊缝的形成机理，并研究焊接速度和焊接电流对驼峰焊缝形貌的影响规律，以期为寻找抑制竖向高速GMAW驼峰焊缝产生的技术措施提供理论基础.
1. 试验方法
试验选用Q235B钢作为母材，尺寸为800 mm × 100 mm × 5 mm，选用ER50-6焊丝作为焊接材料，直径为1.0 mm. 两者化学成分如表1所示. 爬壁机器人焊接工艺参数如表2所示.爬壁机器人由广东省智能制造研究所自主开发，与控制柜、GMAW焊机、焊缝追踪系统和焊接平台组成爬壁机器人焊接试验平台，如图1所示. 该平台能够获得不同焊接速度(0 ~ 12 000 mm/min)，可实现竖直平面上水平、垂直以及曲线焊接.
在焊接试验过程中，爬壁机器人进行立向上焊，如图2所示. 图中v为焊接速度，H为焊枪到钢板距离，θ为焊丝与母材法向线的夹角. 此外，利用加装滤光片的高速摄像机对竖向高速GMAW焊接过程进行视觉检测，实时获得不同时刻的熔池图像.
表 1 试验材料的化学成分(质量分数, %)Table 1. Chemical compositions of materials材料 C Mn Si Cu P S Fe Q235B 0.18 1.27 0.32 — 0.04 0.04 余量 ER50-6 0.14 1.65 0.87 0.2 0.02 0.02 余量 表 2 爬壁机器人焊接工艺参数Table 2. Welding parameters of wall-climbing robot焊接方式 焊接速度 v/(mm·min−1) 焊接电流 I/A 保护气体 保护气流量 Q/(L·min−1) 堆焊 120 ~ 2 100 100 ~ 250 82%Ar + 18%CO2 15 2. 试验结果与讨论
2.1 竖向高速GMAW驼峰焊缝的形成
图3为焊接电流为100 A时，不同焊接速度下竖向高速GMAW焊缝的成形情况. 在焊接速度为120 ~ 360 mm/min 时，焊缝成形良好，如图3a ~ 图3c所示；在焊接速度为480 mm/min时，焊缝成形连续，但开始出现形成驼峰焊缝的趋势，如图3d所示；当焊接速度升高到600 mm/min时，形成驼峰焊缝，如图3e所示. 由此可见，焊接电流一定时，焊接速度增加到某一临界值时，竖向高速GMAW会形成驼峰焊缝.
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图 3 不同焊接速度下竖向高速GMAW焊缝Figure 3. Welds of vertical high-speed GMAW with different welding speeds.(a) 120 mm/min; (b) 240 mm/min; (c) 360 mm/min; (d) 480 mm/min; (e) 600 mm/min图4为焊接电流为100 ~ 150 A、焊接速度为120 ~ 600 mm/min范围内的竖向高速GMAW驼峰焊缝形成分布图. O表示未形成驼峰焊缝，× 表示形成驼峰焊缝. 由图4可知，当焊接电流为100，110，120，130和140 A时，形成驼峰焊缝的临界焊接速度分别为600，480，360，360和240 mm/min；当焊接速度为120，240，360和480 mm/min时，形成驼峰焊缝的临界焊接电流分别为150，140，120和110 A. 因此，在进行竖向高速GMAW时，随着焊接电流的增加，形成驼峰焊缝的临界焊接速度不断减小；同样，随着焊接速度的增加，形成驼峰焊缝的临界焊接电流也不断减小.
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图 4 竖向高速GMAW驼峰焊缝形成分布Figure 4. Distribution diagram of forming humping bead of vertical high-speed GMAW2.2 竖向高速GMAW驼峰焊缝的形成机理
图5为焊接电流200 A、焊接速度1 200 mm/min恒定值时竖向高速GMAW驼峰焊缝正视图和侧视图. 从图5a可以看出，竖向高速GMAW驼峰焊缝沿焊接方向呈现规则的、周期性的波峰和波谷交替分布. 从图5b可以看出，竖向高速GMAW驼峰焊缝的驼峰有向焊接反方向下坠的趋势.
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图 5 竖向高速GMAW驼峰焊缝Figure 5. Humping bead of vertical high-speed GMAW.(a) front elevation；(b) side elevation通过高速摄像机实时观测竖向高速GMAW驼峰焊缝的形成过程，图6为开始焊接后2.8，3.0，3.2和3.4 s实时高速摄影图像. 从图6可以看出，电弧压力、熔滴冲击力和重力三者同时作用促使过渡到熔池的熔滴和熔化的母材形成动量很大的后向液体流，朝熔池尾部流动，并在熔池后部堆积，出现隆起，如图6a和6b所示. 同时，电弧向前运动，液体流通道被拉长并率先凝固，形成驼峰焊缝的谷底，如图6c所示. 凝固的谷底阻止了液态金属继续向后流动，隆起部分开始凝固，形成驼峰焊缝的波峰. 刚凝固的谷底紧靠新的熔池尾部，液态金属重新在该处堆积. 周而复始，呈周期性的驼峰焊缝形成，如图6d所示. 同时，在重力作用下，竖向高速GMAW驼峰出现下坠现象.因此，在进行竖向高速GMAW时，熔池中由电弧压力、熔滴冲击力和重力作用下产生的动量很大的后向液体流是形成驼峰焊缝的主要原因.
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图 6 竖向高速GMAW驼峰焊缝高速摄影图像Figure 6. High-speed photographic image of humping bead of vertical high-speed GMAW. (a) 2.8 s；(b) 3.0 s；(c) 3.2 s；(b) 3.4 s2.3 焊接速度和焊接电流对驼峰焊缝形貌的影响
图7为焊接电流200 A恒定值时不同焊接速度下竖向高速GMAW驼峰焊缝形貌. 经测量，各焊缝的驼峰间距、驼峰高度及焊缝宽度如表3所示.
表 3 不同焊接速度下竖向高速GMAW驼峰焊缝相关尺寸Table 3. Related dimensions of humping bead of vertical high-speed GMAW with different welding speeds焊接速度v/(mm·min−1) 驼峰间距
S/mm驼峰高度
H/mm焊缝宽度
W/mm600 金属液下淌 金属液下淌 6.52 900 16.12 4.70 5.65 1 200 14.92 4.45 5.20 1 500 13.84 3.48 4.67 1 800 12.81 2.78 4.16 2 100 12.60 2.53 3.88 ![]()
图 7 不同焊接速度下竖向高速GMAW驼峰焊缝Figure 7. Humping beads of vertical high-speed GMAW with different welding speeds. (a) 600 mm/min；(b) 900 mm/min；(c) 1 200 mm/min；(d) 1 500 mm/min；(e) 1 800 mm/min；(f) 2 100 mm/min图8为焊接速度对竖向高速GMAW驼峰焊缝形貌的影响规律. 在焊接电流不变的情况下，随着焊接速度的提高，竖向高速GMAW驼峰焊缝的驼峰间距和驼峰高度呈现出先稳定减小后缓慢减小的趋势，如图8a和图8b所示；而焊缝宽度则平稳减小，如图8c所示. 此外，在焊接速度较小时，金属液出现熔滴下淌现象.
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图 8 焊接速度对竖向高速GMAW驼峰焊缝形貌影响规律Figure 8. Effects of welding speed on the morphology of humping bead of vertical GMAW.(a) humping spacing; (b) humping height; (c) bead width图9为焊接速度1 200 mm/min恒定值时不同焊接电流下竖向高速GMAW驼峰焊缝形貌. 经测量，各焊缝的驼峰间距、驼峰高度及焊缝宽度如表4所示.
表 4 不同焊接电流下竖向高速GMAW驼峰焊缝相关尺寸Table 4. Related dimensions of humping bead of vertical high-speed GMAW with different welding currents焊接电流
I/A驼峰间距
S/mm驼峰高度
H/mm焊缝宽度
W/mm150 11.27 2.48 3.93 175 12.28 2.91 4.17 200 14.92 4.45 5.20 225 14.67 4.45 6.27 250 金属液下淌 金属液下淌 7.10 ![]()
图 9 不同焊接电流下竖向高速GMAW驼峰焊缝Figure 9. Humping beads of vertical high-speed GMAW with different welding currents.(a) 150 A；(b) 175 A；(c) 200 A；(d) 225 A；(e) 250 A图10为焊接电流对竖向高速GMAW驼峰焊缝形貌的影响规律. 在焊接速度不变的情况下，随焊接电流增加，竖向高速GMAW驼峰焊缝的驼峰间距先增加后减小，如图10a所示；驼峰高度则是先增加后不变，如图10b所示；而焊缝宽度则稳定增加，如图10c所示. 此外，在焊接电流较大时，熔滴金属液出现下淌现象.
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图 10 焊接电流对竖向高速GMAW驼峰焊缝形貌影响规律Figure 10. Effects of welding speed on the morphology of humping bead of vertical high-speed GMAW. (a) humping spacing; (b) humping height; (c) bead width对于驼峰间距和驼峰高度的变化，当焊接速度提高时，驼峰产生的频率变大、周期变短，驼峰间距与驼峰高度逐渐下降；随着焊接电流的增大，电弧压力和熔滴冲击力增大，产生的后向液体流动量增大，尾部金属液更易积聚，使驼峰产生的频率减小、周期变长，从而导致驼峰间距和驼峰高度不断增加，增加到一定程度后，在重力的作用下驼峰开始下坠，驼峰间距和驼峰高度相应下降，甚至出现金属液下淌现象.
对于焊缝宽度稳定的变化，主要与焊接过程中电弧单位距离热输入的变化有关. 由文献[4]可知，电弧单位距离热输入E为
$$ E = {\rm{ \eta }}UI/v $$ (1) 式中：η为效率；U为电弧电压；I为焊接电流；v为焊接速度.
由式(1)可知，随着焊接速度的稳定增加，单位距离热输入稳定减小，焊缝宽度则稳定减小；相应地，随着焊接电流的稳定增加，单位距离热输入稳定增加，焊缝宽度则稳定增加.
3. 结论
(1) 当焊接速度或焊接电流增加到某一临界值时，竖向GMAW会形成驼峰焊缝. 随着焊接电流的增加，形成驼峰焊缝的临界焊接速度不断减小；同样，随着焊接速度的增加，形成驼峰焊缝的临界焊接电流也在不断减小.
(2) 熔池中由电弧压力、熔滴冲击力和重力作用下产生的动量很大的后向液体流是形成驼峰焊缝的主要原因.
(3) 焊接速度和焊接电流显著影响驼峰焊缝形貌. 当焊接电流不变时，随焊接速度提高，驼峰焊缝的驼峰间距和驼峰高度先稳定减小后缓慢减小；而焊缝宽度则稳定减小. 当焊接速度不变时，随焊接电流增加，驼峰焊缝的驼峰间距先增加后减小，驼峰高度则是先增加后不变；而焊缝宽度则稳定增加. 此外，焊接速度过小或焊接电流过大均出现金属液下淌现象.
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图 2 组织观察和硬度测量位置
Figure 2. Microstructure observation and and hardness measurement location
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图 3 置氢焊接接头金相组织
Figure 3. Microstructure of the hydrogenated welded joint. (a) 0.12%H welded joint; (b) 0.12%H BM; (c) 0.12%H HAZ; (d) 0.12%H WZ; (e) uncharged WZ; (f) 0.05%H WZ; (g) 0.21%H WZ
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图 4 置氢焊接接头纵剖面维氏硬度分布
Figure 4. Vickers hardness distribution of longitudinal section of the hydrogenated welded joint. (a) uncharged; (b) 0.05%H; (c) 0.12%H; (d) 0.21%H
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图 5 置氢0.21%焊缝真应力−应变曲线
Figure 5. True stress-strain curves of the hydrogenated 0.21% weld zone
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图 6 置氢0.21%焊接接头压缩变形区金相组织
Figure 6. Microstructure of compression deformation zone in the hydrogenated 0.21%H H welded joint. (a) 60% BM; (b) 20% WZ; (c) 40% WZ; (d) 60% WZ
表 1 不同置氢量焊接接头各区域平均维氏硬度
Table 1 Regional average Vickers hardness of the welded joint with different hydrogen contents
置氢量w(%) 平均维氏硬度H/HV BM HAZ WZ 未置氢 156.4 170.5 175.8 0.05 152.7 168.4 178.6 0.12 151.7 164.4 186.5 0.21 169.0 186.2 196.8 
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1. 谭锦红，张新平，曹姗姗，王鹏，曾庆瑞，陈斌. U71Mn钢闪光-摩擦复合焊接头组织性能. 焊接学报. 2024(09): 62-68 . 
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