在焊接钛时所注意的事项

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1、l纯钛是一种银白色金属882.5℃以下它具有密排六方结构（a相），高于此温度，发生同素异构转变，成为体心立方结构（b相）。a-Ti882.5℃b-Til钛与氧的化学亲合力强，甚至在室温下其清洁的表面也会迅速地形成稳定而坚韧的氧化层这种行为产生自然钝化，因而钛具有良好的耐盐、耐氧化性酸和无机酸腐蚀性能。l在退火状态下工业纯钛的抗拉强度为350～700MPa，伸长率为20～30％，冷弯角80o～130o具有良好的低温性能。l钛的热膨胀系数和导热率小，具有良好的焊接性。l工业纯钛：根据最低的力学性能和最大的间隙杂质含量来分类。TA1、TA2、TA3。la钛合

2、金：是一种固溶强化钛合金TA4、TA5、TA6……TA19。lb钛合金：含b相稳定元素百分率高（实际上不是单相钛合金），a相转变非常缓慢，室温显微组织几乎全部为b相，可通过热处理来提高强度，优良的成形性能和加工性能，焊接性一般TB2、TB3…..TB6。la+b钛合金：可用固溶—时效热处理进行强化，含有a稳定元素和少量的b相稳定元素。TC1、TC2…TC12。la相稳定元素：可以大量固溶在a相中扩大a区的元素Al、O、N。lb相稳定元素：可以大量固溶在b相中扩大b区的元素V、Mo、Co、Cr、Fe、Mn、H等。l气体等杂质污染而引起焊接接头脆化：常温下

3、，钛及其合金比较稳定，随着温度的升高，钛及其合金吸收氧、氮及氢的能力也随之上升。①氧的影响：从400℃开始吸氧，600℃快速吸氧，氧以间隙固溶体的形式存在，晶格畸变固溶强化，导致钛及其合金强度提高、塑性韧性下降。焊缝含氧量随保护气体中的氧含量增加而直线上升。在a钛中最大固溶量为14.5％。在b钛中最大固溶量为1.8％。含氧量越高固溶强化越严重。氧会导致钛合金氧化，钛是一种活性元素，当钛及其合金表面为银白色和浅黄色时钛合金几乎未发生氧化；当钛及其合金表面为青灰色是中度氧化；为黑色和出现白色粉末时是严重氧化。②氮的影响：从600℃开始吸氮，700℃快速吸氮

4、，在a钛中最大固溶量为7％；在b钛中最大固溶量为2％。氮是从空气中进入的。当钛及其合金中的氮未超过饱和溶解度时，氮存在于钛及其合金的间隙位置，形成间隙固溶体，导致晶格畸变，强度增加，塑韧性下降。当钛及其合金中的氮超过饱和溶解度时，一部分氮存在于钛及其合金的间隙位置，形成间隙固溶体，导致晶格畸变，强度增加，塑韧性下降；其他氮与钛反应生成硬脆的TiN，使得材料的塑韧性和强度显著下降。③氢的影响：从250℃开始吸氢，300℃快速吸氢。氢在金属中会形成间隙固溶体，固溶量很小，对强度提高和塑韧性下降的效果不明显；更为重要的是钛和氢在325℃会形成针状和片状的Ti

5、H2，硬脆的TiH2增加了缺口的敏感性，使得焊接接头的冲击韧性显著下降。氢还会造成氢致冷裂纹。④碳的影响：碳可以固溶在a钛中，使得焊缝的强度有所提高，塑韧性有所下降；当碳的含量过高时在焊缝中会形成网状的TiC，使得焊缝的塑性急剧下降并会诱导产生裂纹。l焊接相变引起的性能变化1.工业纯钛：E大的情况下，因为Ti的比热和导热系数小，冷却速度比钢慢，导致HAZ高温停留时间长（相同的E下，为钢的2～3倍），晶粒过热粗大，过热区面积增大，使得接头脆化，塑韧性降低。如Ti中含有0.05％的Fe，焊接时会产生针状b相，使得塑韧性下降，耐腐蚀性下降。E小的情况下，冷却

6、速度过快，a相经过无扩散性的共格相变，形成a’相，针状的Ti马氏体a’相使得塑韧性下降。2.a钛：a钛大部分有Sn、Al，E小的情况下，冷却速度过快，过饱和的a相经过无扩散性的共格相变，形成a’相，针状的Ti马氏体a’相使得塑韧性下降；E大的情况下，冷却速度比钢慢，导致HAZ高温停留时间长，晶粒过热粗大，过热区面积增大，使得接头脆化，塑韧性降低。3.a+b钛：TC1～TC4这些钛合金是以a相为主，少量b相。当E小时，冷却速度快，会发生aa’相，ba’相，过饱和的a’相会使得塑韧性下降，冷却速度越快a’越细，量越多，塑韧性下降越多。以退火态TC4为例焊接

7、接头强度系数为100％，但塑性只有母材的50％。当E大时，因为这类Ti合金，合金化程度高，晶粒长大倾向小，对塑韧性影响不大。TC9～TC17这些钛合金合金化元素高，在焊接时b相会变为脆性w相，小E产生a’相，不但接头塑韧性下降且会产生HAZ裂纹。采用焊前预热的方法可以避免产生a’相，提高塑韧性。4.b钛：亚稳态b钛合金TB2，b+极少量的a相，焊接时得到亚稳定的b相，焊后热处理和高温使用会析出a相，使得接头脆化。这种钛合金焊接时塑性好，但强度下降。稳态b钛合金Ti-33Mo焊接时无相变，焊接性良好。l钛及其合金对热裂纹不敏感，其原因是S、C等杂质少，低

8、熔共晶数量少；线膨胀系数小，应力变形小，不易产生热裂纹。a+b钛合金b稳定元素多，有可能产生热