專(zhuān)利名稱：：α型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲及制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明屬于焊接
技術(shù)領(lǐng)域：
，涉及一種焊絲材料，具體涉及一種a型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲，本發(fā)明還涉及該焊絲的制備方法。
背景技術(shù)：
：目前，工業(yè)純鈦TA1由于其塑韌性、耐蝕性、焊接性好和易于成型等特點(diǎn)，在化學(xué)工業(yè)領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。但是，利用純鈦當(dāng)作填充豐才料，通過(guò)手工鎢極氬弧焊焊接后得到的焊縫組織相當(dāng)粗大，不但影響了焊接接頭的力學(xué)性能及電化學(xué)性能，并且影響到焊件日后的使用性能。國(guó)外采用啞光處理來(lái)解決該問(wèn)題，可以解決焊縫處與母材電化學(xué)性能不均勻的問(wèn)題，但是對(duì)于大型的鈦構(gòu)件，這種處理方法就不能夠滿足要求了。為了使得大型結(jié)構(gòu)件可以方便于進(jìn)行加工處理，美國(guó)采用合金化的方法，在捍縫金屬中添加氧化釔以細(xì)化晶粒，并在焊接過(guò)程中趁焊道紅熱時(shí)進(jìn)行鍛打，再熱處理。日本采用對(duì)焊縫進(jìn)行整體壓彎加工，再壓回原狀并熱處理，如此進(jìn)行兩次，第三次再壓彎時(shí)進(jìn)行堆焊，將堆焊處壓至與母材相同厚度再熱處理。對(duì)焊縫處的加工率要達(dá)到60%以上，但不要超過(guò)80%，以免引起焊縫開(kāi)裂。但這些工藝明顯不適用于大型鈦構(gòu)件，且成本明顯過(guò)高。國(guó)內(nèi)用于獲得工業(yè)純鈦TA1高強(qiáng)度接頭的焊絲有2005年燕山大學(xué)申請(qǐng)的專(zhuān)利《鈮鈦硼微合金高強(qiáng)度氣體保護(hù)焊絲》(專(zhuān)利號(hào)ZL200510060033.6，公開(kāi)號(hào)CN1321777C，公開(kāi)日期2007年6月20n)，該專(zhuān)利提供了一種焊縫金屬組織性能均勻、抗拉強(qiáng)度高、低溫沖擊韌性高、焊接工藝性能良好、生產(chǎn)成本相對(duì)較低、廣泛用于相應(yīng)強(qiáng)度級(jí)別te合金高強(qiáng)鋼重要結(jié)構(gòu)多層焊的氣體保護(hù)焊絲。雖然該焊絲得到的焊縫金屬抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到^800MPa，但因?yàn)楹缚p組織晶粒依然粗大，導(dǎo)致焊縫處的電化學(xué)性能與母材存在較大差異，影響其接頭性能。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的是提供一種a型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲，將其應(yīng)用于工業(yè)純鈦TA1手工無(wú)機(jī)氬弧焊焊接大型鈦構(gòu)件時(shí)，其形成的焊縫金屬不僅具有高的抗拉強(qiáng)度、維氏硬度高，而且焊縫的組織晶粒小、焊接工藝性能良好、生產(chǎn)成本較低，焊縫處的電化學(xué)性能與母材的差異小。本發(fā)明的另一目的是提供一種上述焊絲的制備方法。木發(fā)明所采用的技術(shù)方案是，一種a型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲，按質(zhì)量百分比，該焊絲由以下組份組成3%~5%的Al、0%~0.4%的B、0%~1%的C、93.6%~96.2°/。的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100%，本發(fā)明所采用的另一技術(shù)方案是，一種制備a型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲的方法，按以下步驟進(jìn)行歩驟l:取A1、B的化合物、C，添加到O級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物，使該合金混合物中A1、B、C和O級(jí)海綿鈦的質(zhì)量百分比為3%~5°/0的Al、0。/00.4。/o的B、0%~1%的C、93.6%~96.2%的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100%;步驟2:將上步得到的合金混合物在真空自耗電弧爐中熔煉不少于3次，得到鑄錠；步驟3:將上步得到的鑄錠去縮孔、車(chē)表皮2~5mm的厚度后、開(kāi)坯鍛造，鍛造溫度為1300il(TC，保溫后自由鍛造，加熱溫度為970ilO'C，再次保溫后得到棒材；步驟4:將上步得到的棒材進(jìn)行退火處理，熱處理溫度為820±10'C，保溫、空冷后將其熱軋為細(xì)棒材；步驟5:將上步得到的細(xì)棒材拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800il0'C，保溫、空冷后得到目標(biāo)尺寸的焊絲；步驟6:對(duì)上步得到的焊絲進(jìn)行真空除氫處理，酸洗烘干后除氣，即完成。本發(fā)明還有一個(gè)技術(shù)方案是，一種a型鈦合金手工鶴極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲，按質(zhì)量百分比，該焊絲由以下組份組成0.4%~0.60/。的B、0.02%~0.40/0的Si、0.2%~0.4%的C、98.6%~99.380/0的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100%。本發(fā)明所采用的另一技術(shù)方案是，一種制備a型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲的方法，按以下步驟進(jìn)行步驟l:取B的化合物、Si、C，添加到O級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物，使該合金混合物中B、Si、C和O級(jí)海綿鈦的質(zhì)量百分比為0.4°/。~0.6%的B、0.02%~0.4%的Si、0.2%~0.4%的C、98.6%~99.38%的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100%;步驟2:將上步得到的合金混合物在真空自耗電弧爐中熔煉不少于3次，得到鑄錠；步驟3:將上步得到的鑄錠去縮孔、車(chē)表皮25rnm的厚度后、開(kāi)坯鍛造，鍛造溫度為1300±.10'C，保溫后自由鍛造加熱溫度為970士10'C，再次保溫后得到棒材；步驟4:將上步得到的棒材進(jìn)行退火處理，熱處理溫度為820土1(TC，保溫、空冷后將其熱軋為細(xì)棒材；步驟5:將上步得到的細(xì)棒材拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800土10'C，保溫、空冷后得到目標(biāo)尺寸的焊絲;步驟6:對(duì)上步得到的焊絲進(jìn)行真空除氫處理，酸洗烘干后除氣，即完成。本發(fā)明焊絲的有益效果是，1、本發(fā)明焊絲原料易于獲得，原料來(lái)源渠道多，所有原料都是國(guó)內(nèi)儲(chǔ)量較豐富的材料，且比較廉價(jià)，直接降低生產(chǎn)成本。2、采用純度為99%氬氣保護(hù)電弧焊時(shí)，釆用適宜的焊接工藝參數(shù)和層間溫度，焊縫金屬的抗拉強(qiáng)度可達(dá)到2399MPa，且焊縫晶粒組織明顯小于母材組織，接頭性能均勻穩(wěn)定?？蓮V泛使用在工程機(jī)械、海洋設(shè)備、高壓容器及化工設(shè)備等大型鈦容器手工鎢極氬弧焊的焊接中。3、本發(fā)明焊絲采用手工鎢極氬弧焊接時(shí)，焊絲工藝性能良好，焊接電弧穩(wěn)定、飛濺小、無(wú)氣孔、成型夷觀、適應(yīng)于全位置焊接。4、本發(fā)明焊絲所用合金體系合適，其盤(pán)條的冶煉、軋制和焊絲的拉拔都較容易實(shí)現(xiàn)，生產(chǎn)成本較低。5、本發(fā)明焊絲在使用手工鎢極氬弧焊后，得到相較于母材更為細(xì)小的組織晶粒，其組織主要以a相、Y相和TiB2為主，細(xì)針狀TiB2在三維空間上兩兩垂直相交，相互垂直交叉形成十字形、'T，字形或三維空間較復(fù)雜的十字或"T"字形的復(fù)合形，分布于晶界處。為了獲得與母材相近的組織及性能，可對(duì)焊縫進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚕?將其加熱到82(TC保溫0.5個(gè)小時(shí)就會(huì)得到與母材較接近的組織晶粒及電化學(xué)性能。.圖1是本發(fā)明T1-A1系焊絲實(shí)施例3進(jìn)行工業(yè)純鈦TA1焊接后焊縫細(xì)化效果圖2是本發(fā)明Ti-B系焊絲實(shí)施例3進(jìn)行工業(yè)純鈦TA1焊接后焊縫細(xì)化效果圖。具體實(shí)施例方式下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施方式對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。本發(fā)明焊絲，分為T(mén)i-Al系及Ti-B系兩種。其中，Ti-Al系焊絲，按質(zhì)量百分比，由以下組份組成.Al3%~5%，B0%~0.4°/。，C0%~1%,0級(jí)海綿鈦93.6%~96.2°/。上述組份總量100%。其中，Ti-B系焊絲，按質(zhì)量百分比，由以下組份組成B0.4%~0.6o/o，Si0.02%~0.40/0，C0.2%~0.40/0,0級(jí)海綿鈦98.6%~99.38%上述組份總量100°/o。要使焊縫得到均勻細(xì)小的晶粒組織的同時(shí)，熔敷金屬抗拉強(qiáng)度達(dá)到S79MPa，且獲得與母材相近的、良好的電化學(xué)性能，關(guān)鍵是形成與母材組織類(lèi)似，高密度晶粒細(xì)小的a相為主的焊縫組織。為此，本發(fā)明在焊絲中加入了適量的硼、鋁和其他(x穩(wěn)定元素，這類(lèi)合金元素主要是提高了a—P轉(zhuǎn)變溫度，當(dāng)這些合金元素過(guò)渡到焊縫中時(shí)，會(huì)對(duì)焊接接頭的組織和性能產(chǎn)生以下影響1.焊絲材料中加入鋁，可降低熔點(diǎn)和提高p轉(zhuǎn)變溫度，鋁原子以置換方式存在于a相中。并且鋁的加入也可以改變鈦合金相的組成。在鈦合金里硼化物的形態(tài)和組成主要受鋁含量的影響，鋁含量相對(duì)較低時(shí)合金基體為O"Tl，硼化物為單一的TiB，鉬量增加時(shí)基體中形成02相及Y相，并開(kāi)始出現(xiàn)TiB2含量逐步增加，最終全部的硼以T1B2形式存在。鉅含Jl在59625%范圍內(nèi)的相區(qū)范圍內(nèi)存在有序化的oa相，為了防止有序相II3X(CX2相)的出現(xiàn)，鉅當(dāng)量一般都控制在8*9*。當(dāng)合金中鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在7*以下時(shí)，隨含鋁量的增加，合金的強(qiáng)度提高，而塑性無(wú)明顯降低。而當(dāng)鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò)7%后，由于合金組織中出現(xiàn)脆性的Ti3Al化合物，使塑性顯著降低，故鉬在鈦合金中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般不超過(guò)7*。本發(fā)明將鋁含量控制在3/『5%，這樣過(guò)渡到焊縫中后對(duì)塑性的影響不大而強(qiáng)度明顯升髙，組織以a-Tl為主'2.焊絲材料中硼的含量控制在0*《6*。硼屬于表面活性元素，其主要作用是細(xì)化晶粒，從促進(jìn)變形的均勻和改善硅化物的分布，微量硼的加入可改變晶界形貌，增加晶界結(jié)合能，從而降低晶界運(yùn)動(dòng)，當(dāng)硼含量為0.2%和0.4%時(shí)，晶間和枝晶間有大量TiB析出物。硼化物束有幾乎相同的位相。枝晶間硼化物的存在對(duì)合金的可銀性無(wú)不利影響。含硼合金比含碳合金的再結(jié)晶程度高得多，說(shuō)明硼化物在促進(jìn)再結(jié)晶形核上更有成效。3.焊絲材料中碳的含量控制在0.1%~1.2%。通過(guò)加入少量的碳可以擴(kuò)大高溫鈦合金的a+p相區(qū)熱處理窗口，仍然保持細(xì)小的P晶粒，提髙強(qiáng)度和疲勞性能。含量小于0.0996的碳完全固溶于基體中，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化效果，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，同時(shí)合金仍然保持細(xì)小的晶粒，提高了合金強(qiáng)度和蠕變性能。碳含量繼續(xù)增加，形成粗大的碳化物，產(chǎn)生應(yīng)力集中降低了合金的塑性和蠕變性能。隨著碳含量的增加，在P原始晶界和晶粒內(nèi)部析出碳化物。晶界碳化物的析出阻礙了P晶粒長(zhǎng)大?？拷Ы邕吘壍奶蓟?，可能是晶界遷移過(guò)程中掙脫了碳化物釘扎作用留下來(lái)的。碳化物基本上呈球狀，晶界上的碳化物不規(guī)則，沿著晶間a長(zhǎng)大。4.焊絲材料中常見(jiàn)的元素還有O、N、H、Fe及Si等合金元素。它們對(duì)純鈦的冷加工性能及機(jī)械性能有很大的影響。這些合金含量一旦控制不當(dāng)，就會(huì)使鈦材的性能得不到保障，甚至造成廢品。這些合金元素與鈦形成間隙固溶體，F(xiàn)e及Si與鈦形成置換固溶體，過(guò)量時(shí)形成脆性化合物。0、N與鈦能形成間隙固溶體，屬于間隙性雜質(zhì)，提高a—p轉(zhuǎn)變溫度，擴(kuò)大a相區(qū)，是穩(wěn)定a的元素，顯著提高鈦的強(qiáng)度和硬度。O在a相中的溶解度0)(0)高達(dá)14.5%，占據(jù)八面體間隙位置，產(chǎn)生點(diǎn)陣畸變，一般氧的含量為0.1%0.2%。N與O類(lèi)似，是強(qiáng)穩(wěn)定a相元素，溶解度達(dá)6.5%7.4%，形成間隙固溶體，明顯提高強(qiáng)度，使塑性降低，實(shí)際合金中氮的含量為0.03%0.06%水平。.Fe、Si與鈦形成置換固溶體，屬于置換型雜質(zhì)，也能起到固溶強(qiáng)化作用，但—K強(qiáng)化作用很弱，遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于間隙性雜質(zhì)。因此，為保證接頭的性能良好，應(yīng)控制0當(dāng)<0.45%，N<0.05%，O<0.30%。制備ct型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲的方法，具體按以下步驟進(jìn)行-1.制備Ti-Al系焊絲步驟l:取A1、B的化合物、C，添加到0級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物，Al、B的化合物、(和0級(jí)海綿鈦的質(zhì)量百分比為3%~5%:0%~0.4%:0%1%:93.6%~96.2%;歩驟2:將上步得到的合金混合物在真空自耗電弧爐中熔煉不少于3次，得到鑄錠；步驟3:將t步得到的鑄錠去縮孔，車(chē)表皮2~5mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在18002000°F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)坯，鍛造溫度為1300士10。C，保溫lh，開(kāi)坯鍛后的焊料自由鍛為①16咖的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970ilO'C，保溫時(shí)間0.5lh，保溫時(shí)間隨焊料橫截面的縮小而相應(yīng)縮短，得到棒材；步驟4:將上步得到的棒材進(jìn)行退火處理，熱處理溫度為820tlO'C，保溫lh，空冷，然后在熱軋?jiān)O(shè)備上將其軋為細(xì)棒材；步驟5:將上步得到的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800tlO'C，保溫0.511，空冷，直至將其拉拔為目標(biāo)尺寸的焊絲；步驟6:對(duì)上步得到的焊絲進(jìn)行真空除氫處理。將焊絲酸洗烘干后，放入真空爐內(nèi)除氣。2.制備Ti-B系焊絲步驟l:取B的化合物、Si、C，添加到O級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物，B的化合物、Si、C和0級(jí)海綿鈦的質(zhì)量百分比為0.4%~0.6°/0:0.02%~0,4%:0.2%~0.4%:98.6%~99.38%;步驟2:將上步得到的合金混合物在真空自耗電弧爐中熔煉不少于3次，得到鑄錠；步驟3:將上步得到的鑄錠去縮孔，車(chē)表皮2-5mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在1S002000。F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)坯，鍛造溫度為1300土10。C，保溫lh，開(kāi)坯鍛后的焊料自由鍛為016nmi的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970il(TC，保溫時(shí)間0.5lh，保溫時(shí)間隨焊料橫截面的縮小而相應(yīng)縮短，得到棒材；步驟4:將上步得到的棒材進(jìn)行退火處理，熱處理溫度為820土10'C，保溫lh，空冷，然后在熱軋?jiān)O(shè)備上將其軋為細(xì)棒材；步驟5:將上步得到的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800±10'C，保溫0.5h，空冷，直至將其拉拔為目標(biāo)尺寸的焊絲；步驟6:對(duì)上步得到的焊絲進(jìn)行真空除氫處理。將焊絲酸洗烘干后，放入真空爐內(nèi)除氣。Ti-Al系實(shí)施例1取450gAl，60g氟硼酸鉀，14475g0級(jí)海綿鈦，將A1、氟硼酸鉀添加到O級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物，將得到的合金混合物采用15公斤真空自耗電弧爐熔煉鑄錠不少于3次。冶煉后，將鑄錠去縮孔，并將表皮車(chē)掉34mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在18002000°F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)壞，鑒于本實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)純鈦，選用鍛造規(guī)范為1300±10°C，保溫lh;丌坯鍛后的焊料自由鍛為016mm的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970±10°C，保溫時(shí)間0.51h;為消除應(yīng)力，使組織均勻，將自由鍛造后的棒材先進(jìn)行退火處理。熱處理溫度為820士1(TC，保溫lh,空冷。將熱軋后的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800士10'C，保溫0.5h，空冷，直至加工成為規(guī)格為2mm的焊絲，并對(duì)其進(jìn)行真空除氫處理。本發(fā)明焊絲采用氬氣保護(hù)進(jìn)行熔敷金屬試板的焊接，且對(duì)熔敷金屬的力學(xué)性能及電化學(xué)性能和焊絲的工藝性能進(jìn)行評(píng)定。焊接規(guī)范為工藝參數(shù)為電流140180A，焊接電壓1625V，焊接層數(shù)34，鎢極直徑4mm，氬氣流量為14-16升/分。實(shí)驗(yàn)選取規(guī)格為320x320x8mm的工業(yè)純鈦TA1板材，并對(duì)接焊縫為60。角V型坡口，留鈍邊。焊前對(duì)坡口及其周?chē)?0mm范圍內(nèi)嚴(yán)格清理，然后采用自制焊絲進(jìn)行焊接。焊接接頭按ASTM標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢驗(yàn)，拉伸和硬度檢驗(yàn)結(jié)果如表1所示。表l工業(yè)純鈦TA1氬弧焊接接頭拉^一和硬度試l<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>從表1可以看出，接頭由于合金化作用導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度較母材有所提高，而掣性則相對(duì)有所下降，但仍符合使用要求。實(shí)例1由于Al、B元素的影響，強(qiáng)度增加明顯，且塑性優(yōu)良。實(shí)施例2取600gAl，卯g石墨，14295g0級(jí)海綿鈦，將Al、石墨添加到0級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物；將得到的合金混合物采用15公斤真空自耗電弧爐熔煉鑄錠不少于3次。冶煉后，將鑄錠去縮孔，并將表皮車(chē)掉34mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在1S002000。F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)坯，鑒亍本實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)純鈦，選用鍛造規(guī)范為1300il(TC，保溫lh;開(kāi)坯鍛后的焊料自由鍛為016mm的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970±10°C，保溫時(shí)間0.51h;為消除應(yīng)力，使組織均勻，將自由鍛造后的棒材先進(jìn)行退火處理。熱處理溫度為820il(TC，保溫lh，空冷。將熱軋后的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800士10'C，保溫0.5h，空冷，直至加工成為規(guī)格為2mm的焊絲，并對(duì)其進(jìn)行真空除氫處理。本發(fā)明焊絲采用氬氣保護(hù)進(jìn)行熔敷金屬試板的焊接，且對(duì)熔敷金屬的力學(xué)性能及電化學(xué)性能和焊絲的工藝性能進(jìn)行評(píng)定。焊接規(guī)范為工藝參數(shù)為電流140180A，焊接電壓1625V，焊接層數(shù)34，鎢極直徑4mm，氬氣流量為14~16升/分。實(shí)驗(yàn)選取規(guī)格為320x320x8mm的工業(yè)純鈦TA1板材，并對(duì)接焊縫為60。角V型坡口，留鈍邊。焊前對(duì)坡口及其周?chē)?0mm范圍內(nèi)嚴(yán)格清理，然后采用自制焊絲進(jìn)行焊接。焊接接頭按AS1M標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢驗(yàn)，拉伸和硬度檢驗(yàn)結(jié)果如表2所示。表2工業(yè)純4汰TA1氬弧焊接接頭拉〈E一和硬度試驗(yàn)<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>從表2可以看出，接頭由于合金化作用導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度較母材有所提高,而塑性則相對(duì)有所下降，但處于正常范圍內(nèi)。實(shí)例2由于A1、C元素的影響，強(qiáng)度增加明顯，而塑性較實(shí)例1則減小，但仍符合使用要求。實(shí)施例3取750gAl，142.5g石墨，14100g0級(jí)海綿鈦，將Al、石墨添加到0級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物；將得到的合金混合物采用15公斤真空自耗電弧爐熔煉鑄錠不少于3次。冶煉后，將鑄錠去縮孔，并將表皮車(chē)掉3~4mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在18002000°F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)坯，鑒于本實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)純鈦，選用鍛造規(guī)范為1300±10°C，保溫lh;開(kāi)坯鍛后的焊料自由鍛為016mm的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970士10'C，保溫時(shí)間0.51h;為消除應(yīng)力，使組織均勻，將自由鍛造后的棒材先進(jìn)行退火處理。熱處理溫度為820ilO'C，保溫lh，空冷。將熱軋后的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800±10'C，保溫0.5h,空冷，直至加工成為規(guī)格為2mm的焊絲，并對(duì)其進(jìn)行真空除氫處理。本發(fā)明焊絲采用氬氣保護(hù)進(jìn)行熔敷金屬試板的焊接，且對(duì)烙敷金屬的力學(xué)性能及電化學(xué)性能和焊絲的工藝性能進(jìn)行評(píng)定。焊接規(guī)范為工藝參數(shù)為電流140180A，焊接電壓1625V，焊接層數(shù)3^4，鵒極直徑4mm，氬氣流量為14~16升/分。實(shí)驗(yàn)選取規(guī)格為320x320x8mm的工業(yè)純鈦TA1板材，并對(duì)接焊縫為60。角V型坡口，留鈍邊。焊前對(duì)坡口及其周?chē)?0mm范圍內(nèi)嚴(yán)格清理，然后采用自制焊絲進(jìn)行焊接。焊接接頭按ASTM標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢驗(yàn)，拉伸和硬度檢驗(yàn)結(jié)果如表3所示。焊絲的晶粒細(xì)化效果如圖1所示。表3工業(yè)純鈦TA1氬弧焊接接頭拉作<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>從表3可以看出，接頭由于合金化作用導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度較母材有所提高，而'塑性則相對(duì)有所下降，但處于正常范圍內(nèi)。實(shí)例3由于Al、C元素的影響,強(qiáng)度增加明顯，而伴隨C含量的上升，塑性較實(shí)例2進(jìn)一步減弱，但仍符合使角要求。從圖l可以看出，在立式宏觀顯微鏡的觀察下，焊縫處的組織晶粒明顯比母材細(xì)小，在熱影響區(qū)處組織由于過(guò)冷度較大，較為粗大。但是焊縫處的晶粒完全細(xì)小且均勻分布，且最底層焊縫組織分布最密。Ti-B系實(shí)施例1取卯g氟硼酸鉀，.60g純硅粉，52.5g石墨，14782.5g0級(jí)海綿鈦，將氟硼酸鉀、純硅粉、石墨添加到O級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物；將得到的合金混合物采用15公斤真空自耗電弧爐熔煉鑄錠不少于3次。冶煉后，將鑄錠去縮孔，并將表皮車(chē)掉23mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在18002000°F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)坯，鑒于本實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)純鈦，選用鍛造規(guī)范為1300±10°C，保溫lh;開(kāi)坯鍛后的焊料自由鍛為016mm的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970士10'C,保溫時(shí)間0.5lh;為消除應(yīng)力，使組織均勻，將自由鍛造后的棒材先進(jìn)行退火處理。熱處理溫度為820ilO'C，保溫1h，空冷。將熱軋后的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800士1(TC，保溫0.5h，空冷，直至加工成為規(guī)格為2mm的焊絲，并對(duì)其進(jìn)行真空除氫處理。本發(fā)明焊絲采用氬氣保護(hù)進(jìn)行熔敷金屬試板的焊接，且對(duì)熔敷金屬的力學(xué)性能及電化學(xué)性能和焊絲的工藝性能進(jìn)行評(píng)定。焊接規(guī)范為工藝參數(shù)為電流140180A，焊接電壓1625V，焊接層數(shù)3~4，鎢極直徑4mm，氬氣流量為14-16升/分。實(shí)驗(yàn)選取規(guī)格為320x320x8mm的工業(yè)純鈦TA1板材，并對(duì)接焊縫為60。角V型坡口，留鈍邊。焊前對(duì)坡口及其周?chē)?0mm范圍內(nèi)嚴(yán)格清理，然后采用自制焊絲進(jìn)行焊接。焊接接頭按ASTM標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢驗(yàn)，拉伸和硬度檢驗(yàn)結(jié)果如表4所示。表4工業(yè)純鈦TA1氬弧焊接接頭拉刊一和硬度試驗(yàn)<table>tableseeoriginaldocumentpage0</column></row><table>從表4可以看出，接頭由于合金化作用導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度較母材有所提高，而塑性則相對(duì)有所下降，但處于正常范圍內(nèi)。實(shí)例1由于B、C、Si元素的影響，強(qiáng)度及硬度都增加明顯，而伴隨C含量的上升，塑性減弱，但仍符合使用要求。實(shí)施例2取60g氟硼酸鉀、15g純硅粉、15g石墨、14895g0級(jí)海綿鈦，將氟硼酸鉀、純硅粉、石墨粉添加到0級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物；將得到的合金混合物采用15公斤真空自耗電弧爐熔煉鑄錠不少于3次。冶煉后，將鑄錠去縮孔，并將表皮車(chē)掉2~3mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在18002000°F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)坯，鑒于本實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)純鈦，選用鍛造規(guī)范為1300ilO'C，保溫lh;開(kāi)坯鍛后的焊料自由鍛為016mm的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970ilO'C，保溫時(shí)間0.5lh;為消除應(yīng)力，使組織均勻；將自由鍛造后的棒材先進(jìn)行退火處理。熱處理溫度為820士101C，保溫1h，空冷。將熱軋后的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800士1(TC，保溫0.5h，空冷，直至加工成為規(guī)格為2mm的焊絲，并對(duì)其進(jìn)行真空除氫處理。本發(fā)明焊絲采用氬氣保護(hù)進(jìn)行熔敷金屬試板的焊接，且對(duì)熔敷金屬的力學(xué)性能及電化學(xué)性能和焊絲的工藝性能進(jìn)行評(píng)定。焊接規(guī)范為工藝參數(shù)為電流140180A，焊接電壓1625V，焊接層數(shù)3~4，鎢極直徑4mm，氬氣流量為14~16升/分。實(shí)驗(yàn)選取規(guī)格為320x320x8mm的工業(yè)純鈦TA1板材，并對(duì)接焊縫為60。角V型坡口，留鈍邊。焊前對(duì)坡口及其周?chē)?0mm范圍內(nèi)嚴(yán)格清理，然后采用自制焊絲進(jìn)行焊接。焊接接頭按ASTM標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢驗(yàn)，拉伸和硬度檢驗(yàn)結(jié)果如表5所示。表5工業(yè)純鈦TA1氬弧焊接接頭拉作卩和硬度試驗(yàn)項(xiàng)目IW(MPa)Rn/MPa伸長(zhǎng)率A(%)收縮率Akv/J硬度(HvlO)要求>313364~3932426》《263從表5可以看出，接頭由于合金化作用導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度較母材有所提高，而塑性則相對(duì)有所下降，但處于正常范圍內(nèi)。實(shí)例2由于B、C、Si元素的影響，強(qiáng)度及硬度較母材都增加明顯，而伴隨C含量的減少，因此塑性性能有所回升，而強(qiáng)度、硬度則略低于實(shí)例l。實(shí)施例3按照質(zhì)量百分比，取75g氟硼酸鉀，37.5g純硅粉，30g石墨，14850g0級(jí)海綿鈦，將氟硼酸鉀、純硅粉、石墨添加到0級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物；將得到的合金混合物采用15公斤真空自耗電弧爐熔煉鑄錠不少于3次。冶煉后，將鑄錠去縮孔，并將表皮車(chē)掉23mm的厚度后，進(jìn)行開(kāi)坯鍛造，鑄錠在TL8002000。F用壓力機(jī)鍛造來(lái)進(jìn)行開(kāi)坯，鑒于本實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)純鈦，選用鍛造規(guī)范為1300il(TC，保溫lh;開(kāi)坯鍛后的焊料自由鍛為016mm的棒材，自由鍛造規(guī)范為加熱溫度970士10'C，保溫時(shí)間0.5lh;為消除應(yīng)力，使組織均勻，將自由鍛造后的棒材5^進(jìn)行退火處理。熱處理溫度為82p±10°C，保溫lh，空冷。將熱軋后的細(xì)棒材在拉絲設(shè)備上進(jìn)行拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800ilO'C，保溫0.5.h，空冷，直至加工成為規(guī)格為2mm的焊絲，并對(duì)其進(jìn)行真空除氫處理。本發(fā)明焊絲采用氬氣保護(hù)進(jìn)行熔敷金屬試板的焊接，且對(duì)熔敷金屬的力學(xué)性能及電化學(xué)性能和焊絲的工藝性能進(jìn)行評(píng)定。焊接規(guī)范為工藝參數(shù)為電流140180A，焊接電壓1625V，焊接層數(shù)34，鎢極直徑4mm，氬氣流量為14~16升/分。實(shí)驗(yàn)選取規(guī)格為320x320x8mm的工業(yè)純鈦TA1板材，并對(duì)接焊縫為60。角V型坡口，留鈍邊。焊前對(duì)坡口及其周?chē)?0mm范圍內(nèi)嚴(yán)格清理，然后采用自制焊絲進(jìn)行焊接。焊接接頭按ASTM標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行檢驗(yàn)，拉伸和硬度檢驗(yàn)結(jié)果如表6所示。焊絲的晶粒細(xì)化效果如圖2所示。表6工業(yè)純鈦TA1氬弧焊接接頭拉作卩和硬度試金'項(xiàng)目IW(MPa)Rn/MPa伸長(zhǎng)率A(%)收縮率Akv/J硬度(HvlO)要求》33038M062223>《274從表6可以看出，接頭由于合金化作用導(dǎo)致強(qiáng)度和硬度較母材有所提高，而塑性則相對(duì)有所下降，但處于正常范圍內(nèi)。實(shí)例3由于B、C、Si元素的影響，強(qiáng)度及硬度較母材也都增加明顯，而其C含量處于實(shí)例1及實(shí)例2之間，因此塑性性優(yōu)于實(shí)例l，但略低于實(shí)例2，而強(qiáng)度、硬度則高于實(shí)例2，略低于實(shí)例1。從圖2可以看出，在立式宏觀顯微鏡的觀察下，焊縫處的組織晶粒明顯比母材細(xì)小，熱影響區(qū)處組織長(zhǎng)大沒(méi)有Ti-Al系焊絲焊接接頭HAZ處組織長(zhǎng)大明顯，而焊縫處的晶粒完全細(xì)小且均勻分布。本發(fā)明焊絲是一種高強(qiáng)度、高硬度、綜合性能優(yōu)良的氬弧焊焊絲，特別適用于工業(yè)純鈦TA1焊縫處晶粒細(xì)化條件下，焊縫熔敷金屬(TS^399Mpa，且電化學(xué)性能與母材保持接近的鎢極氬弧焊接，同時(shí)適用于相應(yīng)強(qiáng)度級(jí)別鈦合金的鎢極氬弧焊接。權(quán)利要求1.一種α型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲，其特征在于，按質(zhì)量百分比，該焊絲由以下組份組成3％～5％的Al、0％～0.4％的B、0％～1％的C、93.6％～96.2％的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100％，2.--種權(quán)利要求l所述焊絲的制備方法,其特征在于，按以下步驟進(jìn)行:歩驟l:取A1、B的化合物、C，添加到0級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物，'使該合金混合物中A1、B、C和O級(jí)辨綿鈦的質(zhì)量百分比為3%~5%的Al、0%~0.4°/。的B、0%~1%的C、93.6%~96.2%的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100%;步驟2:將上步得到的合金混合物在真空自耗電弧爐中熔煉不少于3次，得到鑄錠；'步驟3:將上步得到的鑄錠去縮孔、車(chē)表皮25mm的厚度后、開(kāi)坯鍛造，鍛造溫度為1300±10°C，保溫后自由鍛造，加熱溫度為970士10'C，再次保溫后得到棒材；步驟4:將上步得到的棒材進(jìn)行退火處理，熱處理溫度為820ilO'C，保溫、空冷后將其熱軋為細(xì)棒材；步驟5:將上步得到的細(xì)棒材拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800ilO'C，保溫、空冷后得到目標(biāo)尺寸的焊絲；.步驟6:對(duì)上步得到的焊絲進(jìn)行真空除氫處理，酸洗烘干后除氣，即完成。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的焊絲的制備方法，其特征在于，所述的B的化合物選取氟硼酸鉀。4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的焊絲的制備方法，其特征在于，所述的C選取石墨。5.—種ot型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲，其特征在于，按質(zhì)量百分比，該焊絲由以下組份組成0.4%~0.6%的B、0.02%~0.4%的Si、0.2%~0.4%的C、98.6%^99.38%的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100%。6.-種權(quán)利要求5所述焊絲的制備方法，其特征在于，按以下步驟進(jìn)行:步驟l:取B的化合物、Si、C，添加到0級(jí)海綿鈦中，得到合金混合物，使該合金混合物中B、Si、C和O級(jí)海綿鈦的質(zhì)量百分比為0.4%~0.6%的B、0.02%~0.4%的Si、0.2%~0.4%的C、98.6%~99.38%的0級(jí)海綿鈦，上述各組份總量100%;.步驟2:將上步得到的合金混合物在真空.自耗電弧爐中熔煉不少于3次，得到鑄錠.步驟3:將上步得到的鑄錠去縮孔、車(chē)表皮2~5mm的厚度后、開(kāi)坯鍛造，鍛造溫度為1300士1(TC，保溫后自由鍛造，加熱溫度為970il(TC，再次保溫后得到棒材；步驟4:將上步得到的棒材進(jìn)行退火處理，熱處理溫度為820ilO'C，保溫、空冷后將其熱軋為細(xì)棒材；.步驟5:將上步得到的細(xì)棒材拉拔，并在拉絲過(guò)程中，不斷對(duì)細(xì)棒材進(jìn)行退火處理，退火的規(guī)范為800il0t:，保溫、空冷后得到目標(biāo)尺寸的焊絲；.步驟6:對(duì)上步得到的焊絲進(jìn)行真空除氫處理，酸洗烘干后除氣，即完成。7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的焊絲的制備方法，其特征在于，所述的B的化合物選取氟硼酸鉀。8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的焊絲的制備方法，其特征在于，所述的C選全文摘要本發(fā)明公開(kāi)了一種α型鈦合金手工鎢極氬弧焊細(xì)化晶粒型焊絲及制備方法，焊絲分為T(mén)i-Al系及Ti-B系，Ti-Al系按質(zhì)量百分比由3％～5％Al、0％～0.4％B、0％～1％C以及93.6％～96.2％0級(jí)海綿鈦組成；Ti-B系按質(zhì)量百分比由0.4％～0.6％B、0.02％～0.4％Si、0.2％～0.4％C以及98.6％～99.38％0級(jí)海綿鈦組成。通過(guò)熔煉、去縮孔、車(chē)表皮、開(kāi)坯鍛造、退火處理、熱軋、拔拉、真空除氫，制得焊絲。本發(fā)明焊絲焊縫組織小、抗拉強(qiáng)度高、維氏硬度高、焊接工藝性能良好、生產(chǎn)成本較低、適用于大型鈦構(gòu)件，且焊縫處的電化學(xué)性能與母材存在的差異小。文檔編號(hào)B23K35/22GK101456102SQ20091002080公開(kāi)日2009年6月17日申請(qǐng)日期2009年1月5日優(yōu)先權(quán)日2009年1月5日發(fā)明者娜呂,敏張,李繼紅申請(qǐng)人:西安理工大學(xué)