钛合金焊接通用知识.doc

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1、钛及钛合金1物理化学性能良好的耐腐蚀性能（常温表面形成致密氧化膜），优于不锈钢10倍，在还原性介质中稍差，经氮化处理后增强；比强度大。工业用量最大的是TC4，其次是工业纯钛和TA7。纯钛抗拉强度350-700Mpa，伸长率20-30%，冷弯角80-130，具有良好的低温性能，线膨胀系数和热导率小，利于焊接。钛合金中合金元素分类相α稳定元素β中性元素置换式置换式SnZrHfAl(<6%或10%)VCrCoCuFeMnNiWMoPaTa间隙式间隙式O(<0.2%)N(<0.05)C(<0.1)H(<0.015%)说明Α稳定元素，提高α相的稳定性

2、，扩大α相区范围，提高同素异构体转变温度。有实用价值的只有Al，起到强化α钛的作用，是最重要的合金元素，超过10%时会形成Ti3Al化合物而变脆；ONC3元素间隙固溶与钛，使其晶格畸变，变形抗力增加，强度、硬度和耐磨性增加，但塑性会严重降低，要限制其含量，牌号差别在于间隙元素，特别是O含量不同。提高β相稳定性，扩大β相区范围，降低同素异构转变温度，大量β稳定元素加入，可使β相一致稳定到室温以下。此外，还影响钛合金相变速度，VMo与β无限固溶，与α有限固溶；CrCuFeMn能缓慢的与钛发生共析反应生成化合物；CuFeSi能与钛发生共析反应生成

3、脆性化合物，应限制其含量。H在共析转变温度325℃以上时，溶解度随温度降低而急剧下降，常温时仅为0.00009%（质量分数）过剩的H以片状或针状TiH2析出。缓慢冷却时，TiH2沉淀在α相及晶界上，引起缺口敏感性增加，低速变形条件下α钛氢脆敏感性更大，而β钛比α钛溶解氢能力大得多，固α+β钛合金氢脆敏感性小。对同素异构转变温度影响不大，他们在钛中都有很大的溶解度，对钛起强化作用。工业纯钛在化学工业得到广泛应用，w(Pd)0.2%的钛-0.2Pd合金抗间隙腐蚀能力比工业纯钛好。TA7（美国称ELI级）具有良好的超低温性能，ONH等间隙元素含量

4、很低，可用于液氢、液氦贮箱和其他超低温构件。钛合金分为α、β、α+β相，牌号分别为TA、TB、TC。α型钛合金不能热处理强化，可进行退火消除残余应力；α+β型钛合金可热处理强化，代表合金TC4，淬火-时效处理比退火状态抗拉强度提高180Mpa，综合性能良好，广泛应用于航空航天工业，缺点是淬透性较差，不超过25mm，为此发展了高淬透性和强度略高的TC10。TB2钛合金是近年研制的高强钛合金，属于亚稳β合金，强度高、冷成形性好、焊接性尚可。Ti-33Mo属于稳定β合金，耐腐蚀非常好。常用钛及钛合金室温力学性能见表13-32钛及钛合金的焊接性2.

5、1间隙元素玷污引起脆化钛是一种活性金属，常温下与氧生成致密的氧化膜而保持高的稳定性和耐腐蚀性。540℃以上生成的氧化膜不致密，300℃以上快速吸氢，600℃以上快速吸氧，700℃以上快速吸氮，在空气中容易进行。必须对其焊缝及热影响区进行保护，焊接过程中，要求对其400以上区域进行保护。O和N间隙固溶于钛，变形抗力增加，强度和硬度增加，塑性和韧性下降。H含量增加，焊缝金属冲击韧度急剧降低，而塑性下降较少，氢化物引起脆性。C间隙固溶于α型钛合金中，强度提高，塑性下降，超过溶解度时生成硬而脆的TiC，呈网状分布，易于引起裂纹，焊前应注意清理工件及

6、焊丝上的油污。2.2焊接相变引起的性能变化由于钛熔点高，比热及热到系数小，冷却速度慢，焊接热影响区在高温下停留时间长，使高温β晶粒极易过热粗化，接头塑性降低。2.2.1α型钛合金工业纯钛，TA7和耐蚀合金Ti-0.2Pd。合金焊缝和热影响区是锯齿状α和针状α组织。焊接性能良好，接头强度系数接近100%，塑性稍差，原因为：焊缝为铸造组织，比轧制状态塑性低；粗晶；焊接时若加快冷却，易产生针状α组织，对接头塑性不利，冷速以10-200℃/s较好，太慢过热，太快易产生针状α组织。2.2.2α+β型钛合金TC1、TC4、TC10三种，室温平衡组织为α

7、+β。TC1合金退火状态下β相少，焊接性能良好，冷却速度以12-150℃/s较好；TC4合金以α相为主，加热到β转变温度996±14℃以上快冷时β-α’，α’为钛过饱和针状马氏体，晶粒粗大的原始β相晶界清晰可见。焊接接头塑性，特别是断面收缩率较低，但断裂韧性较高，可提高20%。TC4合金可淬火状态下焊接，焊后时效。退火状态下焊接时接头强度系数可达100%，塑性约为母材的一半，焊接时合适的冷却速度2-40℃/s，可以采用较大的热输入，不宜采用太小的热输入。TC10合金元素含量较高，焊接性较差，12mm合金焊接时会出现热影响区裂纹。预热250℃

8、可预防裂纹并能提高接头塑性。2.2.3β型钛合金分为亚稳和稳定两种，亚稳是β相（TB2）加入极少量α相，焊后热处理析出α相，容易引起脆性。TB2合金抗拉强度可达1320Mpa，焊