0.   序言

钛合金拥有耐腐蚀、比强度大、韧性高、可焊接等优异综合性能，广泛应用于航空、航天、深潜、核能、化工装备制造领域^[1-2]. 基于装备大型化制造需求，焊接技术兼具耗材低、质量轻、连接强度高、整体性好等优势，成为一种有效可靠的连接方式. 加氢反应器多由钛-钢复合板制造，钛内衬焊接件在含氢环境下长期服役，钛-氢亲和力强，焊接件低氢浓度下常发生氢脆失效. 目前在充氢热处理技术改善钛合金加工性能方面研究较多^[3-4]，而低氢钛合金焊接件力学性能基础数据较为匮乏，但此研究对钛合金焊接件氢脆失效预防、安全设计、选材优化、寿命预测具有重要意义，如拉伸性能对材料结构静强度设计和加工工艺选用评定至关重要. 文中分析了不同充氢量TA10 (Ti-0.3Mo-0.8Ni)合金氩弧焊接头真应力-真应变、强度、塑性演变规律及氢作用机制，揭示充氢对钛合金焊接接头拉伸断裂方式转变影响.

1.   试验材料及方法

TA10合金常作为加氢反应器的内衬材料，热轧态TA10合金由西北有色金属研究院提供，经金相法测得该合金β相变温度为880 ℃. 板材原始尺寸为1 000 mm × 1 000 mm × 10 mm，沿板材纵向线切割成尺寸为1 000 mm × 38 mm × 10 mm的长板条供焊接试验取用. 选取ϕ2.5 mm TA10焊丝作为填充金属，退火规范为真空度0.1 MPa、温度900 ℃、保温5 h. 板条通过WS-400IGBT逆变式直流手工氩弧电焊机进行多道次双面对接焊，焊接与轧制方向平行，焊缝位于焊后板材中心，焊接工艺参数为焊接电流130 A、电弧电压20 V、焊接速度10 cm/min、喷嘴氩气流量50 L/min、拖罩氩气流量15 L/min，焊后接头未进行热处理.TA10合金及TA10焊丝主要化学成分如表1所示.

表  1  TA10合金及TA10焊丝主要化学成分 (质量分数，%)

Table  1.  Chemical composition of TA10 alloy and TA10 welding wire

材料	Mo	Ni	Fe	O	C	N	H	Ti
TA10合金	0.32	0.75	0.08	0.014	0.01	0.03	0.004	余量
TA10焊丝	0.31	0.80	0.05	0.011	0.01	0.02	0.001	余量

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焊接接头室温拉伸性能由INSTRON 5975型万能材料试验机按照GB/T 2651—2008^[5]相关规定进行测试. 两块尺寸为1 000 mm × 38 mm × 10 mm板条焊成一块尺寸为1 000 mm × 76 mm × 10 mm板条，沿垂直焊缝方向线切割成数块尺寸为76 mm × 10 mm × 10 mm的焊块，保证焊缝处于焊块中心，经机械加工获得标准拉伸试样几何形状与尺寸，如图1所示. 将加工完成的待充氢试样置于L2210II/2M型管式氢处理炉中进行高温气相充氢，控制充氢系统中H₂的平衡分压，取得目标充氢量(0.05%，0.12%，0.21%). 充氢后试样以0.5 mm/min加载速率完成室温拉伸测试，取3个有效试验数值平均值作为最终拉伸指标结果. 焊接接头拉伸断口形貌由JSM-6460型扫描电镜进行观察.

图  1  标准拉伸试样几何形状与尺寸

Figure  1.  Geometry and dimensions of tensile specimens

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2.   试验结果

2.1   室温拉伸真应力-应变曲线

图2为不同充氢量的钛合金焊接接头室温拉伸真应力-应变曲线. 各充氢量真应力-应变曲线存在均匀屈服现象. 曲线至上屈服点时，试样开始塑性变形，位错不断增殖，可移动位错密度增加，位错运动速率降低，应力骤降至下屈服点. 随塑性变形加剧，位错交互作用致位错运动受阻，试样开始形变硬化过程，应力升至最大值，曲线进入软化阶段. 充氢0.05%时，抗拉强度略有增加，屈服强度明显下降，断后伸长率小幅下降. 充氢0.12%时，抗拉强度持续增大，屈服强度开始增加，而断后伸长率急剧下降. 充氢0.21%时，抗拉、屈服强度大幅增加，断后伸长率略有增加. 充氢至0.21%过程，抗拉、屈服强度大幅增加，而断后伸长率急剧下降，充氢0.12%焊接接头断后伸长率下降幅度最大，宏观表现为拉伸试样脆性断裂. 综上所述，充氢至0.21%过程，焊接接头室温强度明显提升，但塑性指标显著恶化.

图  2  不同充氢量钛合金焊接接头室温拉伸真应力-应变曲线

Figure  2.  True stress-strain curves of the welded joints with different hydrogen content at room temperature

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2.2   焊接接头强度与塑性指标演变

常用拉伸强度、塑性指标包括抗拉强度 (R_m)、屈服强度 (R_eL)和断后伸长率 (A)、断面收缩率 (Z). 图3为充氢量与钛合金焊接接头室温拉伸性能指标关系曲线. 随充氢量增加，焊接接头抗拉强度逐渐增加，充氢0.21%时，抗拉强度为695 MPa，相比未充氢时557 MPa，增幅达24.78%. 屈服强度先降至最小值，随后又逐渐增加. 充氢0.05%时，屈服强度降至最小值337 MPa，相比未充氢时373 MPa，降幅为9.65%；充氢0.21%时，屈服强度增至455 MPa，增幅达21.98%. 随充氢量增加，抗拉、屈服强度总体上逐渐增加，室温强度明显提高；而断面收缩率、断后伸长率急剧下降，充氢0.12%后，焊接接头塑性基本丧失，塑性指标显著恶化.

图  3  充氢量与钛合金焊接接头室温拉伸性能指标曲线

Figure  3.  Relationship between hydrogen content and tensile parameters of welded joints at room temperature

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2.3   氢致拉伸性能演变微观机制

前期研究表明^[6-7]，氢量低于0.12%时，焊接接头组织中存在固溶氢，氢量至0.12%后，组织中析出氢化物，充氢0.21%焊缝组织中析出大层片FCC δ、长板条FCC δ和长针FCT γ三类氢化物. 充氢0.05%时，抗拉强度略有增加，原因为氢作为溶质原子致组织固溶强化效应，晶格畸变大小决定固溶强化效果，氢固溶越多，晶格畸变越大，强化效果越好. 室温时，多数氢处在氢陷阱中，固溶氢量仅约为5 × 10⁻¹⁰%^[8]，充氢0.05%致钛合金焊接接头固溶强化效果并不明显，抗拉强度仅略有增加. 氢在钛合金中可移动性较好，占据大量晶格间隙，氢加入进一步降低了钛与其它溶质原子对位错运动的“钉扎”作用，释放更多可动位错，促进基体位错运动，屈服强度降低.

充氢0.12%后，抗拉、屈服强度增大与室温组织中氢化物析出密切相关. 氢化物对室温强度作用机制如下. ①氢化物的“钉扎”作用. 位错开始运动时，除需克服点阵阻力和其它位错阻力以外，还需克服氢化物及其周围富氢气团对位错运动的“钉扎”作用，氢化物数量增多，位错运动所需外力越大，室温强度增大；②氢致位错交叉滑移更为困难. 氢化物析出改变了周围应力场，基体产生弹性或塑性畸变，位错密度增加，部分位错开始交叉滑移，氢致位错交叉滑移更为困难.

充氢0.05%时，断后伸长率、断面收缩率略有下降，原因为焊接接头组织中固溶氢仅仅依靠扩散聚集，致局部氢浓度增加，接头塑性损失不大. 充氢0.12%时，室温塑性急剧下降，氢化物对塑性作用机制如下. ①氢化物作为脆性第二相，导致塑性下降. 氢化物数量增多，室温塑性急剧下降，脆性相致室温强度明显提高. 一般材料塑性随强度升高而下降^[9]，氢化物致塑性下降为其强度升高的必然结果；②氢化物析出特征. 板条δ氢化物易产生局部应力集中，提升焊接接头组织氢脆敏感性^[10]；③氢化物与基体加速分离. 氢化物与基体失配度较高，位错塞积致局部应力集中，氢化物与基体加速分离萌生二次裂纹，如图4所示，充氢0.12%试样室温拉伸断口上存在明显二次裂纹形貌.

图  4  充氢0.12%试样拉伸断口二次裂纹形貌

Figure  4.  Secondary crack micrographs of tensile fracture in the hydrogenated 0.12% H tensile specimens

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2.4   室温拉伸断口形貌

图5为不同充氢量的钛合金焊接接头室温拉伸宏观断口形貌. 如图5a所示，未充氢试样宏观断口呈椭圆状，存在明显颈缩；断口纤维、放射、剪切唇三区分界线清晰，纤维区占比越大，材料塑性越好，接头室温塑性良好. 如图5b所示，充氢0.05%时，断口颈缩程度下降，塑性略有降低；纤维区粗糙度下降，放射区占比略有增加，剪切唇区占比下降，接头室温塑性损伤不明显. 如图5c，5d所示，充氢0.12%和0.21%时，断口无明显颈缩且齐平，沿垂直于拉伸方向断裂. 随充氢量增加，宏观上脆性断裂特征越发明显，断裂方式由韧性断裂转为脆性断裂.

图  5  不同充氢量钛合金焊接接头拉伸宏观断口形貌

Figure  5.  Macro fracture surfaces of titanium alloy welded joints with different hydrogen content: (a) the as-received; (b) 0.05% H; (c) 0.12% H; (d) 0.21% H

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图6为不同充氢量的钛合金焊接接头室温拉伸微观断口形貌. 如图6a所示，未充氢时，断口均布大量等轴韧窝，呈典型韧性断裂. 如图6b所示，充氢0.05%时，断口仍呈韧性断裂特征，韧窝大小、数量、形状未见明显变化，但深度略有变浅；韧窝变浅表明材料室温变形能力下降，接头室温塑性略有降低. 如图6c所示，充氢0.12%时，焊接接头微观断口呈现局部脆性断裂特征，断裂模式由单一韧窝延性断裂转为韧窝为主 + 局部脆性混合型断裂. 如图6d所示，充氢0.21%时，脆性断裂主导焊接接头断裂过程，脆性小断裂面光滑、齐平，其表面上存在鸡爪花纹，晶界棱线相对清晰，整个断口形貌多面体感较强. 如图6e所示，拉力作用于上下叠加的两个晶粒时，呈韧性撕裂分离，上晶粒移除后，撕裂面局部存在少量韧窝；当两个晶粒拼接处于同一平面时，晶界接触位置常出现过渡台阶，撕裂过程中，过渡台阶由韧窝带互相连接. 充氢0.21%试样断口呈脆性断裂形貌，断裂方式以脆性断裂为主 + 少量韧窝或韧窝带混合型断裂.

图  6  不同充氢量钛合金焊接接头室温拉伸微观断口形貌

Figure  6.  Micro fracture surfaces of titanium alloy welded joints with different hydrogen content. (a) the as-received; (b) 0.05% H; (c) 0.12% H; (d) 0.21% H (low power); (e) 0.21% H (high power)

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随充氢量增加，焊接接头断裂方式改变；充氢量越高，室温塑性越差. 金属材料常沿原子键合力最弱晶面断裂，材料是否发生脆性断裂取决于晶界状态^[11]. 固溶氢、氢化物对接头断裂方式转变影响显著. 晶格脆化理论研究表明，固溶氢在晶界/相界处偏聚，高氢浓度致金属晶格中原子间结合力下降，降至局部张应力以下时，加速晶界/相界处裂纹萌生与扩展，引发接头脆性断裂. 微裂纹萌生优先沿氢化物析出取向扩展，氢化物沿晶界析出，致晶界局部应力集中，界面结合能降低^[12]，若降至原子键合力最弱界面表面能以下时，加速晶界处微裂纹萌生与扩展，焊接接头发生脆性断裂.

3.   结论

(1) 随充氢量增加，抗拉强度、屈服强度总体上逐渐增加，室温强度指标明显提高；而断面收缩率、断后伸长率急剧下降，室温塑性指标显著恶化.

(2) 充氢0.05%时，固溶氢对组织强化效果有限，抗拉强度略有增加；氢降低了溶质原子对位错运动的“钉扎”作用，屈服强度降低；固溶氢仅依靠扩散聚集，致局部氢浓度微增加，断后伸长率、断面收缩率下降有限.

(3) 充氢0.12%后，氢化物“钉扎”作用增强，氢致位错交叉滑移更为困难，上述两者致室温强度显著增大；脆性氢化物自身断裂、析出特征或加速与基体分离，室温塑性显著降低.

(4) 未充氢或0.05% H，焊接接头发生韧性断裂，充氢0.12%后，以脆性断裂为主. 随充氢量增加，断裂方式由单一韧性断裂转为脆性断裂为主 + 少量韧窝混合型断裂，固溶氢、氢化物对断裂方式转变产生直接影响.