i2alnb高溫合金的組織與性能

i2alnb高溫合金的組織與性能

1高溫基礎(chǔ)材料ti-3al基金的屬間化合物主要由ti-25al組成的有序、混合結(jié)構(gòu)2個(gè)相組成，具有高比強(qiáng)度和低溫室彈性。本工程應(yīng)用的原料范圍為ti-（22-25）al-（11-17）nb（摩爾比，%，以下）。在研究ti3al基金中的涂層化合物時(shí)，mcader和simcoe首先提出添加穩(wěn)定元素nb，以改善有序金屬根的室溫塑造、斷裂帶的耐候性和高溫耐氧化性。1988年，binerjee等人使用c-iii特定相（coed）確定了o（或o相）的形成機(jī)制、微組織、變量、滑動(dòng)和力學(xué)。Ti2AlNb是以有序正交結(jié)構(gòu)O相為基礎(chǔ)的金屬間化合物合金(可簡(jiǎn)稱為Ti2AlNb基合金),成分通常在Ti-(18-30)Al-(12.5-30)Nb范圍,并含有少量的Mo、V和Ta等合金元素.由于長(zhǎng)程有序的超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)減弱了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和高溫?cái)U(kuò)散,因而該合金不僅具有較高的比強(qiáng)度、比剛度,還有高溫蠕變抗力、斷裂韌性高、抗氧化性好、熱膨脹系數(shù)低等特點(diǎn),因此它已經(jīng)成為最具潛力的新型航空航天用輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料,作為高密度鎳基高溫合金的替代材料被寄予了極大的期待.Ti2AlNb基合金性能對(duì)相組成和組織敏感,如何實(shí)現(xiàn)材料組織與性能的精確控制成為研究的難點(diǎn).目前,國(guó)內(nèi)外的研究主要集中在成分設(shè)計(jì)和熱加工成形等方面.需要指出的是,航空航天飛行器關(guān)鍵部件的制備,要求降低Ti2AlNb基合金的相對(duì)密度,提高飛行器的性能,因而如何在保證其力學(xué)性能的基礎(chǔ)上,降低相對(duì)密度,也是該領(lǐng)域研究中亟待解決的問(wèn)題.由于宇航部件結(jié)構(gòu)復(fù)雜,多為同種或異種材料連接,因此,Ti2AlNb基合金的焊接研究已經(jīng)成為此類材料推廣應(yīng)用的關(guān)鍵問(wèn)題.由于Ti2AlNb基合金具有上述性能特征,發(fā)達(dá)國(guó)家相繼開(kāi)展了積極的研究,并逐漸發(fā)展成為輕質(zhì)耐高溫材料的前沿陣地.20世紀(jì)70年代,美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室和美國(guó)通用電氣(GE)公司在改善Ti3Al塑性方面取得突破,已經(jīng)批量生產(chǎn)Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo合金.美國(guó)通用電氣公司的Rowe等人申請(qǐng)了第一份關(guān)于Ti2AlNb基合金的專利(見(jiàn)表1[7,8,9,10,11,12,13]),并在航空發(fā)動(dòng)機(jī)零部件的試制方面取得了重要進(jìn)展.Boehlert等人細(xì)致地研究了Ti2AlNb基合金的熔煉、鍛造、軋制等制備工藝,顯微組織、相變、織構(gòu)以及拉伸和蠕變性能等.20世紀(jì)90年代為了滿足發(fā)動(dòng)機(jī)制造業(yè)對(duì)高溫輕質(zhì)材料的需求,發(fā)達(dá)國(guó)家開(kāi)始研究簡(jiǎn)單的Ti-Al-Nb基O相合金相圖.美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室的Miracle和Rhodes等人測(cè)試了Ti-Al-Nb三元系成分在Ti2AlNb附近的相圖,研制了Ti-22Al-23Nb合金,并在SiC纖維增強(qiáng)Ti-22Al-23Nb復(fù)合材料方面取得了突破.在美國(guó)Ti2AlNb基合金已經(jīng)應(yīng)用到低風(fēng)險(xiǎn)的部件,如壓氣機(jī)機(jī)殼以及其他靜態(tài)部件中.Emura等人采用預(yù)制合金粉末冶金法制備了TiB顆粒增強(qiáng)Ti-22Al-27Nb復(fù)合材料,其室溫及高周疲勞強(qiáng)度均高于基體合金.此外,通過(guò)添加新的合金元素進(jìn)行復(fù)合強(qiáng)化,也可以進(jìn)一步提高Ti2AlNb基合金的性能.日本Feng等人用Mo、V取代Ti-22Al-27Nb合金中的部分Nb后,研制出的Ti-22Al-11Nb-4Mo和Ti-22Al-24Nb-2V合金的室溫楊氏模量和維氏硬度顯著提高.俄羅斯科學(xué)院超塑性問(wèn)題研究所Shagiev等人,采用等溫鍛造獲得了亞微米級(jí)顯微組織的塊體材料,對(duì)Ti2AlNb基合金實(shí)用化進(jìn)程起到了推動(dòng)作用.我國(guó)Ti2AlNb基合金正在完成從實(shí)驗(yàn)室向工業(yè)生產(chǎn)的轉(zhuǎn)變.北京鋼鐵研究總院、北京有色金屬研究總院、中國(guó)科學(xué)院金屬研究所、北京航空材料研究院、西北工業(yè)大學(xué)和哈爾濱工業(yè)大學(xué)等單位都開(kāi)展了Ti2AlNb基合金的研發(fā)工作,取得了階段性的研究成果.北京鋼鐵研究總院相繼開(kāi)發(fā)了Ti-22Al-24Nb-3Ta、Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al-20Nb-7Ta等Ti2AlNb基合金.此外,在Ti-22Al-25Nb合金軋制、熱模鍛造和旋壓成型工藝的研究中也取得可喜進(jìn)展.2ti-32-25al-nb合金系鈦是過(guò)渡族金屬,原子序數(shù)為22,其電子結(jié)構(gòu)為1s22s2p63s2p63s2p6d24s2.鈦與合金化元素的相互作用主要取決于原子半徑、原子的電子結(jié)構(gòu)、原子價(jià)及電子濃度等因素(見(jiàn)圖1).根據(jù)Hume-Rothery法則,鈦合金元素中原子直徑大小的差異不應(yīng)超過(guò)15%,即合金化元素的原子直徑與鈦原子直徑之比,在0.88～1.15之間會(huì)形成置換固溶體.按照Hegg法則,當(dāng)兩個(gè)相互作用的元素原子直徑比值小于0.59時(shí),易形成間隙固溶體.而介于形成置換固溶體和間隙固溶體之間的元素則可與鈦形成化合物.Nb的相對(duì)原子質(zhì)量(92.91),明顯高于Ti(47.87),使材料密度增加.添加Nb可以提高抗氧化能力,在Ti-(22-25)Al-Nb合金系中,最佳抗氧化性能的Nb摩爾分?jǐn)?shù)是10%～15%.O相在較寬的Nb含量范圍內(nèi)穩(wěn)定存在.圖2為Miracle和Rhodes確定的Ti-22Al隨Nb含量(摩爾分?jǐn)?shù))變化的垂直截面相圖.根據(jù)Nb含量不同,把O相合金分為兩代:當(dāng)Nb含量x(Nb)小于約25%時(shí),在α2+(β/B2)+O三相區(qū)溫度范圍內(nèi)處理得到的三相合金稱為第一代,其名義成分主要有Ti-25Al-17Nb、Ti-21Al-22Nb以及Ti-22Al-23Nb;當(dāng)x(Nb)大于約25%時(shí),合金具有(β/B2)+O兩相區(qū),稱為第二代,其名義合金成分主要有Ti-22Al-25Nb、Ti-22Al-27Nb,成分特點(diǎn)為高Nb低Al,其相組成為β/B2+O,隨著熱處理工藝的不同,有時(shí)還會(huì)包含少量的α2相.彭繼華等人的研究結(jié)果表明,Ta替代部分Nb,提高了合金β/B2轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度,有利于細(xì)化合金的微觀組織,隨著Ta含量的增加,材料屈服強(qiáng)度增加.添加W、Mo、Si和C,提高合金蠕變抗力.添加W主要是可以細(xì)化魏氏組織,從而提高材料的強(qiáng)度.添加B可以影響合金的高溫相變動(dòng)力學(xué),在相變中B可以提供形核位置.Ti2AlNb基合金相組成與合金成分和熱處理工藝有關(guān),熱處理溫度決定相變趨勢(shì),而熱處理時(shí)間決定相轉(zhuǎn)變程度.由于擴(kuò)散動(dòng)力學(xué)原因,低溫下合金的相變難以達(dá)到熱力學(xué)平衡狀態(tài),僅通過(guò)合金平衡相圖還不能準(zhǔn)確分析實(shí)際合金的相結(jié)構(gòu),必須考慮熱處理時(shí)間對(duì)相轉(zhuǎn)變的影響.Kumpfert等人研究了Ti-22Al-25Nb合金相變過(guò)程,并確定了該合金相變動(dòng)力學(xué)TTT曲線,如圖3所示.Ti2AlNb基合金相變復(fù)雜,掌握相變規(guī)律,制定合適熱處理工藝,從而可以控制顯微組織,改善其力學(xué)性能.32、b2和o相Ti2AlNb基合金的主要構(gòu)成相為α2、B2和O相,Ravi等人的理論計(jì)算結(jié)果表明,這三相能量相近,因而在很寬的溫度范圍內(nèi)穩(wěn)定存在.3.1ti2alnb基合金的缺失原子α2相為HCP結(jié)構(gòu)的有序相,化學(xué)計(jì)量Ti3Al,具有D019(hP8)結(jié)構(gòu),具有P63/mmc對(duì)稱,該結(jié)構(gòu)的特點(diǎn)是原子在(0001)面密排,這就確保了Al原子和相鄰Ti原子共享鍵合,可以理解為4個(gè)亞晶格的位置由3個(gè)Ti原子和一個(gè)Al原子占據(jù).Ti2AlNb基合金中α2相在低溫下的析出或分解反應(yīng)動(dòng)力學(xué)非常緩慢.α2相缺少孿生變形,由于長(zhǎng)程有序抑制孿生變形.α2相獨(dú)立滑移系少,可能的位錯(cuò)類型為:●<a>型,在(0001)基面、{10ˉ10}棱柱面和{20ˉ21}錐面上,布氏矢量為16<11ˉ20>;●<c>型,在二次{11ˉ20}錐面上,布氏矢量為;●<c+a>型,在{11ˉ21}或{20ˉ21}錐面上,布氏矢量為<11ˉ26>室溫下,在α2相中只能觀察到<a>型位錯(cuò),由于缺乏<c>組分,導(dǎo)致局部應(yīng)力集中而產(chǎn)生解理斷裂,使塑性降低.形變誘發(fā)孿晶可以產(chǎn)生<c>型位錯(cuò),但是這種變形在沒(méi)有引起無(wú)序轉(zhuǎn)變的情況下,在室溫下不能發(fā)生.而微孿晶的出現(xiàn)以及<c>型和<c+a>型位錯(cuò)的出現(xiàn),可以解釋高溫下塑性增加.3.2第二、四因素對(duì)第二相結(jié)構(gòu)的影響B(tài)2/β相為體心立方(Bodycenteredcubic,BCC)結(jié)構(gòu).其中β相為無(wú)序BCC結(jié)構(gòu),B2相為有序BCC結(jié)構(gòu).Ti2AlNb基合金經(jīng)過(guò)固溶處理后,其高溫BCC的β相隨溫度的降低會(huì)發(fā)生有序無(wú)序轉(zhuǎn)變,生成有序BCC的B2相,該轉(zhuǎn)變?yōu)槎?jí)相變.吳波運(yùn)用量子力學(xué)從頭算法計(jì)算了Ti2AlNb基O相端基化合物的總能,進(jìn)而研究了O相的有序無(wú)序轉(zhuǎn)變.研究結(jié)果表明,O相中Al原子始終傾向于占據(jù)γ亞晶格,Ti原子傾向于占據(jù)α亞晶格,Nb原子傾向于占據(jù)β亞晶格.隨著O相有序度的增加,原子可動(dòng)性變差,合金的強(qiáng)度、硬度和彈性性能都相應(yīng)提高.有序無(wú)序轉(zhuǎn)變對(duì)力學(xué)性能的影響有待于進(jìn)一步研究.成分的變化對(duì)B2←→β的有序/無(wú)序轉(zhuǎn)變溫度有較大的影響,通常增加Al和O含量會(huì)提高轉(zhuǎn)變溫度,此外,Nb含量不同對(duì)有序無(wú)序轉(zhuǎn)變溫度也有很大的影響.B2相通過(guò)局部不均勻變形,在(111)面上滑移,當(dāng)B2晶粒尺寸很大時(shí),斷裂方式是解理斷裂,當(dāng)B2晶粒尺寸很小并且在含Nb的三相合金中,斷裂方式為韌性斷裂.3.3等軸o相生成的晶界O相具有有序正交(Orthorhombic)結(jié)構(gòu),空間群序號(hào)為63,空間群為Cmcm,點(diǎn)陣常數(shù)見(jiàn)表2,化學(xué)計(jì)量配比為Ti2AlNb,故O相合金又稱Ti2AlNb基合金.迄今為止,O相的熱力學(xué)穩(wěn)定成分-溫度范圍還存在爭(zhēng)議,基于材料動(dòng)力學(xué)原因,至今尚未得到Ti2AlNb單晶,使得O相的晶體結(jié)構(gòu)、合金元素占位行為,以及許多物理性質(zhì)尚處于未知狀態(tài).關(guān)于O相的形成機(jī)制也存在爭(zhēng)議.關(guān)于Ti2AlNb基合金中O相的形成機(jī)制,主要有以下4種觀點(diǎn):(1)O相可以通過(guò)HCP-D019結(jié)構(gòu)的α2相晶格上合金原子有序化而形成,即從α2相向O相的轉(zhuǎn)變可以看成是Ti和Nb原子在α2相亞晶格上的進(jìn)一步有序排列,α2相晶格發(fā)生畸變,這樣產(chǎn)生的O相有利于形成一種鑲嵌結(jié)構(gòu).根據(jù)空間群與子群的關(guān)系分析得出,O相的形成有兩種方式:一種是當(dāng)Ti3Al-Nb合金中x(Nb)小于15%時(shí),O相通過(guò)α2相的一致有序化形成;另一種是當(dāng)x(Nb)大于20%時(shí),B2相經(jīng)過(guò)中間過(guò)渡相B19轉(zhuǎn)變?yōu)镺相.(2)B2相通過(guò)B19結(jié)構(gòu)的中間過(guò)渡相(一般稱O′相)向O相轉(zhuǎn)變,而B19過(guò)渡相可通過(guò)B2結(jié)構(gòu)的(111)方向的位移波產(chǎn)生切變形變來(lái)形成,其中一個(gè)亞晶格被Ti原子所占據(jù),另一個(gè)亞晶格上Al和Nb原子混合占位,通過(guò)有序化排列便得到O相的正交有序結(jié)構(gòu).(3)固溶態(tài)α2合金發(fā)生相分解的結(jié)果.當(dāng)α2相中的Nb過(guò)飽和時(shí),α2相將分解形成貧Nb區(qū)和富Nb區(qū),其中的富Nb部分的α2相點(diǎn)陣發(fā)生變形,且成分發(fā)生微小變化,形成O相,轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力是固溶引起的應(yīng)變能.(4)O相可以由α2+B2→O的包析反應(yīng)(Peritectoidreaction)得到.α2和B2之間的取向關(guān)系遵從著名的Burgers位向關(guān)系:[1ˉ11]B2//[11ˉ20]α2?(011)B2//(0001)α2.α2和O之間的取向關(guān)系:α2//o,(10ˉ10)α2//(110)o.B2和O之間的取向關(guān)系:[ˉ111]bcc//[1ˉ10]o,(110)bcc//(001)o.Li等人采用EBSD技術(shù),對(duì)O相合金晶界特性,包括65(°)、90(°)錯(cuò)配角的形成進(jìn)行了深入的分析,研究結(jié)果表明,O/O晶界主要形成65(°)、90(°)錯(cuò)配角晶界,在低于β相轉(zhuǎn)變溫度下熱機(jī)械加工的合金,在α2-to-O相變過(guò)程中,等軸的O/O晶界首先形成65(°)錯(cuò)配角的晶界,其次形成90(°)錯(cuò)配角的晶界,其中65(°)錯(cuò)配角晶界是由約40%(110)孿晶界面繞旋轉(zhuǎn)形成;而高于β轉(zhuǎn)變溫度熱機(jī)械加工的合金,在BCC母相中形成6種O相變體,因而O/O晶界易于形成近90(°)錯(cuò)配角,這可以通過(guò)BCC/O相位向關(guān)系來(lái)解釋.O相的斷裂方式也是解理斷裂,在變形過(guò)程中發(fā)現(xiàn)基于“c+a/2”的滑移系中有額外的滑移系.Popille等人采用弱束暗場(chǎng)技術(shù)研究了室溫下B2、O相的滑移變形,研究結(jié)果表明,B2相由于滑移系較多,較O相具有更好的塑性.4ti2alnb材料的熱包套和可制包套加工Ti2AlNb基合金通常采用等溫鍛造來(lái)細(xì)化粗大鑄態(tài)組織,為二次加工成型板材提供坯料,也可以直接成型為零部件,如航空發(fā)動(dòng)機(jī)的葉片或渦輪盤.等溫鍛造之前,Ti2AlNb基合金一般都要經(jīng)過(guò)熱等靜壓(Hotisostaticpressing,HIP)和均勻化處理,以消除鑄造合金縮松和成分偏析.為了提高鑄錠變形能力,開(kāi)坯鍛造前要進(jìn)行包套處理.開(kāi)坯鍛造后,合金組織及變形性能得到提高,因此其二步鍛造可以選擇在溫度較低的α2+B2兩相區(qū)或α2+B2+O三相區(qū),這樣有利于防止晶粒粗化,從而把動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后細(xì)小的組織保留到室溫,對(duì)于提高室溫塑性和強(qiáng)度都有利.多向等溫鍛是自由鍛造工藝的一種,已經(jīng)在銅、鋼、鎂合金等材料上做了廣泛的研究,但是在Ti2AlNb基合金上研究較少.多向等溫鍛造能有效改善單軸鍛造變形不均勻引起的組織不均勻,由于累積塑性變形量大,還會(huì)導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度下降,這樣就可以在更低溫度下進(jìn)行鍛造,獲得細(xì)小晶粒組織,從而為Ti2AlNb基合金二次成型提供性能良好的坯料.Ti2AlNb基合金板材是其實(shí)用化研究中最為重要的課題之一.20世紀(jì)80年代后期,日本和美國(guó)分別啟動(dòng)了等溫軋制和熱包套軋制.軋制工藝參數(shù)包括軋制溫度、應(yīng)變速率以及每道次應(yīng)變量.Ti2AlNb基合金軋制溫度范圍為α2+B2兩相區(qū)或α2+B2+O三相區(qū),這樣既可以保證足夠的塑性,又能降低晶粒長(zhǎng)大的趨勢(shì).除了軋制工藝外,軋制坯料組織性能也至關(guān)重要,具有均勻超細(xì)晶組織的合金塑性好,能夠有效降低軋制溫度,從而有利于板材軋制.5ti2alnb超塑性變形Ti2AlNb基合金力學(xué)性能取決于合金成分、相組成及體積分?jǐn)?shù)、熱機(jī)械處理工藝.表3列出一些典型的Ti2AlNb基合金的室溫和高溫性能.單相的O相合金在650～750℃范圍內(nèi),具有優(yōu)良的抗蠕變性能,然而室溫塑性和斷裂韌性低.研究表明,具有O+B2相的Ti2AlNb基合金具有最佳的綜合力學(xué)性能.O相的本征塑性高于α2相.晶界分布的α2相對(duì)強(qiáng)度和塑性不利,易于導(dǎo)致裂紋在晶界處萌生.研究表明,通過(guò)后續(xù)熱處理減少α2相,進(jìn)而減少α2/α2晶界,可以使延伸率提高2.5倍,同時(shí)強(qiáng)度不變.與α2相類似,裂紋也容易在等軸O/O晶界處形核,而產(chǎn)生晶間斷裂.由于體心立方的B2相的裂紋鈍化能力以及沿著波形滑移的韌窩特征,使O相合金具有優(yōu)化的強(qiáng)度和韌性的結(jié)合.可以觀察到滑移從O相和體心立方B2相之間來(lái)回傳播,而沒(méi)有偏折,從而減少晶界處的應(yīng)力集中.當(dāng)B2相體積分?jǐn)?shù)大于15%時(shí)就可以減少界面處的應(yīng)力集中效應(yīng),否則,在低應(yīng)變水平下裂紋容易從O/O晶界處萌生.Ti2AlNb基合金中增加Al含量會(huì)顯著提高蠕變性能,但同時(shí)會(huì)降低塑性和斷裂韌性.當(dāng)x超過(guò)25%時(shí),斷裂韌性和塑性極低,傳統(tǒng)的加工方法難以適用,無(wú)法工業(yè)化生產(chǎn).Nb含量增加時(shí),無(wú)論對(duì)等軸組織還是層片狀組織,合金的拉伸強(qiáng)度、塑性和蠕變性能顯著提高,但增加Nb含量會(huì)使合金密度增加,不利于凝固組織的均勻化,而且會(huì)形成具有不穩(wěn)定結(jié)構(gòu)的新相,影響高溫性能.因此,高Al和高Nb的Ti2AlNb基合金不適合作高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)材料.為了提高Ti2AlNb基合金的綜合力學(xué)性能,改善合金的抗氧化性,添加Mo、W、V、Ta、Si、Zr等合金元素進(jìn)行改性是一種有效的方法.但目前這方面的文獻(xiàn)較少.在Ti2AlNb基合金實(shí)用化進(jìn)程中,超塑成形是該材料成形加工的理想工藝.超塑性成形技術(shù)是指利用材料在一定溫度和應(yīng)變速率范圍內(nèi)表現(xiàn)出的超塑性行為而進(jìn)行材料加工成形的一種技術(shù).超塑性成形尤其適用于成形力學(xué)性能差、難加工的材料,在航空、航天領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)制造方面顯示出了巨大的優(yōu)越性.表4列出典型的Ti2AlNb基合金超塑性變形的一些結(jié)果.Ti2AlNb合金通常為O相、B2/β相和α2相構(gòu)成,因此,其超塑性變形過(guò)程很復(fù)雜.主要是受晶格擴(kuò)散所控制的晶界滑動(dòng)機(jī)制,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是該合金超塑性變形的重要協(xié)同機(jī)制.Ti2AlNb合金超塑性變形的激活能數(shù)值,約在239～327kJ/mol之間.根據(jù)Boehlert的研究結(jié)果,O+B2兩相合金的晶界自擴(kuò)散控制時(shí)的激活能為171kJ/mol,晶格擴(kuò)散控制時(shí)為265～331kJ/mol.表明合金在超塑性變形過(guò)程是晶格擴(kuò)散協(xié)調(diào)控制的.Ti2AlNb合金在超塑性變形過(guò)程中,O相、B2相的擴(kuò)散溶解行為對(duì)空洞的長(zhǎng)大有較強(qiáng)的抑制作用,超塑性變形過(guò)程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶在一定程度上促進(jìn)了晶粒細(xì)化.6ti2alnb基合金焊接在Ti2AlNb基合金實(shí)用化進(jìn)程中,必須面對(duì)宇航部件結(jié)構(gòu)復(fù)雜需要解決同種或異種材料之間的連接問(wèn)題,因此,焊接技術(shù)研究已經(jīng)成為此類材料推廣應(yīng)用的關(guān)鍵環(huán)節(jié).迄今為止,關(guān)于該合金焊接技術(shù)的研究還非常有限,而針對(duì)α2合金、超α2合金和γ-TiAl合金,已有較多的焊接方法,主要包括熔化焊接(氬弧焊、激光焊、電子束焊等)、釬焊、固相擴(kuò)散焊、過(guò)渡液相(Transientliquidphase,TLP)擴(kuò)散連接、摩擦焊、燃燒合成連接等.表5列出Ti2AlNb基合金焊接方面的研究結(jié)果[47,48,49,50,51,52].熔化焊主要包括氬弧焊、