方乃文，黃瑞生，謝吉林，曹 浩，秦 建，王善林，武鵬博，鄒吉鵬

1.哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028

2.南昌航空大學(xué)，江西 南昌 330063

3.鄭州機(jī)械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河南 鄭州 450001

0 前言

TC4鈦合金是一種hcp-α和bcc-β兩相鈦合金［1］，具有密度低、比強(qiáng)度高、抗腐蝕及耐疲勞等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于海工裝備和船舶工業(yè)領(lǐng)域［2-3］，例如“奮斗者號(hào)”深海載人潛器的耐壓殼體由TC4鈦合金制造［4］。厚板鈦合金加工成形較為困難，焊接則成為一種有效的加工方法。

厚板鈦合金焊接過(guò)程中的熱循環(huán)必然會(huì)使焊接接頭沿壁厚方向各區(qū)域的組織變得復(fù)雜和性能分布不規(guī)律。而鈦合金焊接接頭的性能分布特征主要取決于各相的組成、形態(tài)及分布等微結(jié)構(gòu)，不同微結(jié)構(gòu)特征的鈦合金焊接接頭的性能差異較大［5］。由于鈦合金焊縫熔池溫度較高，且鈦合金的導(dǎo)熱性能差，為高溫β相晶粒的長(zhǎng)大提供了充裕的時(shí)間，熔池溫度分布梯度較大，冷卻速度不一致，導(dǎo)致焊接接頭組織分布不均勻性增大，從而影響接頭性能，造成焊接接頭沿壁厚方向產(chǎn)生極大的組織及性能不均勻。

近年來(lái)，相關(guān)研究學(xué)者在大厚度鈦合金焊接接頭的組織分布規(guī)律、性能調(diào)控等方面進(jìn)行了深入分析。Tao Yang等［6］采用窄間隙非熔化極氣體保護(hù)焊接技術(shù)實(shí)現(xiàn)了60 mm厚TC4鈦合金的優(yōu)質(zhì)焊接，發(fā)現(xiàn)沿著壁厚方向焊接接頭不同區(qū)域的性能差異較大，這與馬氏體的組織形貌特征密切有關(guān)，相比較于束狀馬氏體組織，交錯(cuò)狀馬氏體組織具有更高的硬度。余陳等［7］采用X射線衍射法測(cè)量100 mm厚TC4鈦合金電子束焊接頭表面殘余應(yīng)力分布，發(fā)現(xiàn)上下表面殘余應(yīng)力峰值均位于熱影響區(qū)附近，接頭經(jīng)過(guò)600℃×2 h焊后熱處理后殘余應(yīng)力降低，但在接頭上下表面呈現(xiàn)不同效果。龔玉兵等［8］采用電子束焊接方法實(shí)現(xiàn)了中厚鈦合金板的連接，發(fā)現(xiàn)當(dāng)焊接工藝參數(shù)不同時(shí)，鈦合金焊接接頭組織分布在熔寬和熔深方向均呈現(xiàn)較大的不均勻性特征，增大焊接熱輸入會(huì)使晶粒組織明顯粗化，但是可以抑制組織分布的不均勻性，反之則會(huì)使晶粒組織明顯細(xì)化，但是組織分布的不均勻性呈增大趨勢(shì)［9］。

上述研究多集中于采用非熔化極惰性氣體保護(hù)焊及真空電子束焊進(jìn)行大厚度鈦合金的焊接。非熔化極惰性氣體保護(hù)焊存在焊接效率低、焊接變形大等缺點(diǎn)；真空電子束焊接則受限于焊接構(gòu)件的尺寸，且真空環(huán)境成本較高。而激光填絲焊可在兼顧熱輸入小、能量可精準(zhǔn)調(diào)控的同時(shí)，通過(guò)添加焊絲實(shí)現(xiàn)對(duì)焊縫組織性能的冶金調(diào)控［10］；同時(shí)，窄間隙激光填絲焊還具有熱影響區(qū)窄、生產(chǎn)效率高、焊接接頭變形小等諸多優(yōu)點(diǎn)，具備獲得低變形、優(yōu)質(zhì)厚壁鈦合金焊接接頭的理論基礎(chǔ)，但截至目前鮮有相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道其研究成果。文中在實(shí)現(xiàn)96 mm厚TC4鈦合金板激光填絲焊基礎(chǔ)上，對(duì)焊接接頭沿壁厚方向的組織和性能的分布規(guī)律性進(jìn)行分析，為大厚度鈦合金焊接結(jié)構(gòu)在深海工程領(lǐng)域的實(shí)際應(yīng)用提供理論支撐。

1 實(shí)驗(yàn)用材料與設(shè)備

實(shí)驗(yàn)用TC4鈦合金厚板尺寸400 mm×200 mm×96 mm，填充金屬為自主研發(fā)設(shè)計(jì)的直徑為1.2 mm的Ti-Al-V-Mo系藥芯焊絲［11］，化學(xué)成分如表1所示。將鈦合金厚板加工成Y型坡口形式，坡口鈍邊為4 mm，坡口根部間隙設(shè)計(jì)為3.2 mm，單邊坡口角度為1°，同時(shí)設(shè)計(jì)單邊2°的反變形，并加工4個(gè)墊板放在待焊試板下方，對(duì)其進(jìn)行剛性固定，坡口形式如圖1所示。焊前對(duì)鈦合金板進(jìn)行打磨和酸洗，酸洗溶液為5%HF+30% HNO3+65% H2O（體積分?jǐn)?shù)），水洗清除酸液后烘干待焊。采用激光填絲焊接方式進(jìn)行焊縫填充，焊接熱源采用德國(guó)IPG公司生產(chǎn)的YLS-6000光纖激光器，焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2，使用單激光進(jìn)行打底，通過(guò)單道填充42層完成焊接，激光束采用圓形擺動(dòng)模式，擺動(dòng)幅度2 mm，擺動(dòng)頻率100 Hz，層間溫度控制在180℃±20℃之間，采用He作保護(hù)氣體，氣體壓力值0.5 MPa，氣體保護(hù)裝置如圖2所示［12］。

表1 母材和焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical compositions of base metal and welding wire（wt.%）

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding parameters

圖1 坡口形式示意Fig.1 Diagram of groove shape

焊接完成后，利用線切割設(shè)備進(jìn)行試樣加工。采用OLYMPUSGX71光學(xué)顯微鏡（OM）、JEM-2100F型場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡（FE-TEM）、電子背散射衍射儀（EBSD）、FEI Quanta-200型掃描電鏡及D/MAX-rB型X射線衍射儀對(duì)焊縫的微觀組織進(jìn)行觀察和物相分析；利用HVS-1000Z型硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試；室溫拉伸性能在INSTRON 5569電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，并采用數(shù)字圖像相關(guān)法（DIC）記錄焊接接頭在拉伸過(guò)程中的變形行為。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊縫宏觀形貌與微觀組織分析

96 mm厚TC4鈦合金激光填絲焊接頭外觀照片如圖3所示，焊縫正反面成形良好，無(wú)咬邊、未熔合等焊接缺陷，焊縫表面呈銀白色，整個(gè)焊接接頭變形很小。

TC4鈦合金激光填絲焊接頭橫截面宏觀形貌、焊接接頭上部、中部及下部3區(qū)域的低倍顯微組織及焊縫區(qū)、熔合區(qū)的高倍顯微組織照片如圖4所示。其中，圖4a為焊接接頭橫截面宏觀形貌，焊縫整體呈釘形，頂部焊縫寬度約為6.1 mm，無(wú)氣孔、裂紋及側(cè)壁熔合不良等焊接缺陷。焊接接頭焊縫區(qū)由柱狀晶組成，由于柱狀晶沿著溫度梯度增高方向生長(zhǎng)，所以柱狀晶由兩側(cè)向焊縫中心處生長(zhǎng)且呈對(duì)稱分布。焊縫組織中有明暗相間的條紋，這是高溫β相冷卻后保留的相界與生成新相的混合后所造成。圖4b、圖4e及圖4h分別為焊接接頭上部、中部及下部焊縫區(qū)域的低倍組織照片。在進(jìn)行底部焊縫焊接時(shí)，其散熱方式主要是通過(guò)裝夾焊接試板平臺(tái)導(dǎo)熱為主，冷卻速率較快，所以晶粒的形態(tài)由少量等軸晶和柱狀晶組成；隨著沿壁厚方向繼續(xù)焊接，熱量逐漸累積，散熱速度變慢，為柱狀晶的生長(zhǎng)提供了充裕的時(shí)間，造成中部焊縫中柱狀晶粗大且等軸晶數(shù)量減少；當(dāng)填充到上部焊縫時(shí)，散熱能力急劇下降，同時(shí)由于焊縫寬度的增加，激光功率也同時(shí)增加，導(dǎo)致柱狀晶更加粗大且等軸晶消失。同時(shí)在層與層之間發(fā)現(xiàn)明顯的層帶條紋，這是后續(xù)的填充層對(duì)前道填充金屬進(jìn)行多次熱循環(huán)作用所遺留的。

圖4 焊接接頭宏觀及微觀金相Fig.4 Cross-sectional macroscopic morphology and microstructure of welded joint

圖4c、圖4f及圖4i分別為焊接接頭上部、中部及下部焊縫區(qū)域中紅色框內(nèi)組織的高倍顯微照片。上部、中部及下部焊接接頭中焊縫區(qū)域均主要由大量細(xì)長(zhǎng)針狀α'馬氏體相互交織構(gòu)成，其中在上部焊縫中還發(fā)現(xiàn)了魏氏組織，中部焊縫中有少量的晶界αgb相，下部焊縫則全部由細(xì)長(zhǎng)針狀α'馬氏體構(gòu)成。在窄間隙激光填絲焊接過(guò)程中，激光能量集中，TC4鈦合金焊縫金屬中β相快速長(zhǎng)大生成粗大柱狀晶，在隨后的冷卻過(guò)程中，下部焊縫由于熱量累計(jì)較少，并且可以通過(guò)焊接墊板及裝載平臺(tái)等途徑進(jìn)行散熱，因此其散熱速度較快，下部焊縫金屬中的β相通過(guò)擴(kuò)散型相變?yōu)棣料嗟倪^(guò)程來(lái)不及進(jìn)行，直接切變成與α相成分一致、而晶體結(jié)構(gòu)不同的過(guò)飽和α'馬氏體。受形核缺陷影響，α'馬氏體出現(xiàn)交錯(cuò)分布的形貌，這與熔池金屬蒸發(fā)、等離子體噴射及熔池的快速冷卻的相互作用相關(guān)，從而在焊縫中產(chǎn)生馬氏體形核所需缺陷，形成更多的形核核心，馬氏體一旦出現(xiàn)就會(huì)快速完成生長(zhǎng)，從而出現(xiàn)散亂交錯(cuò)的微觀組織。而上部及中部的焊縫由于前序焊道產(chǎn)生的熱累計(jì)及散熱途徑減少，當(dāng)鈦合金焊縫組織在β相轉(zhuǎn)變點(diǎn)以上溫度以較慢的冷卻速度降溫時(shí)，α相通過(guò)擴(kuò)散相變優(yōu)先在原始β晶界形核形成晶界αgb相及魏氏組織，αgb相及魏氏組織都具有較好的斷裂韌性及抗裂紋擴(kuò)展能力［13］。

圖4d、圖4g、圖4j分別為焊接接頭上部、中部及下部焊縫區(qū)域熔合區(qū)組織的高倍顯微照片，包括焊縫、熱影響區(qū)及母材，可以發(fā)現(xiàn)，下部焊接接頭的熱影響區(qū)寬度＜中部焊接接頭的熱影響區(qū)寬度＜上部焊接接頭的熱影響區(qū)寬度。

上部焊接接頭中焊縫的TEM結(jié)構(gòu)如圖5a所示，在相對(duì)較慢的冷卻速度條件下，α'馬氏體形核于緊鄰高溫β晶粒邊界處，較慢的冷卻速度使α'馬氏體可以充分長(zhǎng)大，最終形成相互平行排列的粗大α'馬氏體束，寬度約為0.4～0.5 μm，經(jīng)過(guò)SAED證實(shí)α'馬氏體組織呈六方密排結(jié)構(gòu)，如圖5d所示。同時(shí)，在圖5a中發(fā)現(xiàn)少量殘余β相分布于α'馬氏體柱狀晶邊界上。

圖5 焊縫組織TEM形貌Fig.5 TEM images of weld seam

中部焊接接頭中焊縫的TEM結(jié)構(gòu)如圖5b所示，在中等冷卻速度作用下，α'馬氏體寬度明顯減小，約為0.3～0.4 μm，同時(shí)伴有少量孿晶產(chǎn)生。下部焊接接頭中焊縫的TEM結(jié)構(gòu)如圖5c所示，在較快的冷卻速度條件下，α'馬氏體板條明顯細(xì)化，寬度約為0.15～0.20 μm，相互之間位相差較小的多個(gè)α'馬氏體板條組成相互平行的α'馬氏體束，之間夾雜著狹窄的殘余β相帶。

在上部、中部及下部焊接接頭中焊縫區(qū)域均發(fā)現(xiàn)了位錯(cuò)的存在，它在高溫與壓力作用下極容易發(fā)生運(yùn)動(dòng)。這是因?yàn)樵诩す馓罱z焊接過(guò)程中，激光束呈圓形周期性擺動(dòng)，給凝固結(jié)晶前沿施加了一個(gè)動(dòng)壓力，該動(dòng)壓力在焊縫金屬中將轉(zhuǎn)換為可以產(chǎn)生彈性變形的應(yīng)力，當(dāng)這些應(yīng)力超過(guò)彈性極限時(shí)產(chǎn)生塑性變形，即產(chǎn)生了位錯(cuò)。因此，當(dāng)激光功率越大，焊接熱輸入越大，破壞焊縫熔池凝固結(jié)晶過(guò)程穩(wěn)定性越劇烈，則焊縫金屬中將產(chǎn)生越多的位錯(cuò)［14］。

由于α'馬氏體相變過(guò)程中應(yīng)力釋放主要是依賴位錯(cuò)的形成和移動(dòng)實(shí)現(xiàn)，在焊接接頭下部焊縫組織中，α'馬氏體在形核與長(zhǎng)大過(guò)程中產(chǎn)生的相變應(yīng)力較小，位錯(cuò)密度較低；而中部焊縫組織中的α'馬氏體粗化導(dǎo)致相變應(yīng)力明顯提高，位錯(cuò)密度提高；上部焊縫組織中，α'馬氏體的顯著粗化導(dǎo)致相變應(yīng)力大幅增加，位錯(cuò)也更加密集。

2.2 焊縫EBSD分析

圖6a、6b、6c分別為焊接接頭上部、中部和下部中焊縫金屬的EBSD取向分布，各區(qū)域焊縫組織中α'馬氏體的晶界清晰，α'馬氏體板條之間呈現(xiàn)較大的取向差異；3個(gè)區(qū)域焊縫中α'馬氏體擇優(yōu)取向分布較為明顯，板條寬度差異較大，這種差異產(chǎn)生的主要原因是鈦合金焊縫金屬很容易發(fā)生非擴(kuò)散型馬氏體轉(zhuǎn)變［15］，板條馬氏體從各方向向焊縫中心生長(zhǎng)，在鈦合金激光填絲焊熔池凝固過(guò)程中，不同位置的焊縫熔池金屬冷卻速率差異較大，產(chǎn)生的溫度梯度差異也較大，特別是對(duì)于TC4雙相鈦合金焊縫組織而言，體心立方β相轉(zhuǎn)變成密排六方α'馬氏體時(shí)，兩相之間必須滿足Burgers晶格對(duì)應(yīng)關(guān)系［16-17］，即｛0001｝α//｛110｝β和<1120>α//<111>β。理論上，一種特定取向的β相可轉(zhuǎn)變成12個(gè)不同取向的α'馬氏體變體，但在較大溫度梯度條件下，一種特定取向的β相傾向于轉(zhuǎn)變成某一擇優(yōu)取向的α'馬氏體變體，以保持系統(tǒng)總能量最低。因此，各焊縫區(qū)域冷卻速度的區(qū)別導(dǎo)致粗大原始β晶粒高溫停留時(shí)間不同，從而造成了冷卻后室溫組織中α'馬氏體板條寬度的差別。

圖6d為不同區(qū)域焊縫組織中晶界取向差分布圖，呈現(xiàn)出集中在2°、60°、90°出現(xiàn)峰值的分布特征，其中60°和90°是鈦合金發(fā)生α'馬氏體轉(zhuǎn)變常見(jiàn)的取向差角度。取向差為2°～10°的角度晶界為小角度晶界，取向差為10°～30°的角度晶界為中等角度晶界，取向差≥30°的角度晶界為大角度晶界［18］。大取向差的晶界能夠阻礙解理裂紋的延展，中等取向差的晶界可以改變解理裂紋擴(kuò)展方向，小取向差的晶界能量較低，且晶界位錯(cuò)結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)單，解理裂紋可以輕易穿過(guò)［19］。

圖6 焊縫組織的EBSD圖像Fig.6 EBSD images of weld seam

經(jīng)統(tǒng)計(jì)，下部焊縫區(qū)域組織中α'馬氏體晶界取向差在55°～65°的大角度晶界分布較中部和上部焊縫區(qū)域組織中稍少一些。大角度晶界的增加有利于改善焊縫的韌性，因?yàn)榱鸭y在晶粒中呈Z型擴(kuò)展，當(dāng)遇到大角度晶界時(shí)會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)向，裂紋擴(kuò)展方向與相鄰晶粒位相差有關(guān)，相鄰晶粒位相差越大，位錯(cuò)開動(dòng)阻力越大，裂紋形成角度越大，從而對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻力就越大，裂紋通過(guò)大角度晶界時(shí)，消耗的能量增加，起到止裂作用，從而提高焊接接頭的強(qiáng)度。

2.3 焊縫XRD分析

焊接接頭上部、中部及下部區(qū)域中焊縫的XRD測(cè)試結(jié)果如圖7所示，全部為密排六方（HCP）晶體結(jié)構(gòu)，通過(guò)六方晶格的c/a常數(shù)計(jì)算以及微觀組織的觀察可以確定焊縫中的組織為α'馬氏體，且主強(qiáng)峰一致出現(xiàn)在2θ=40.5°；由于初始α相和高溫殘留β相含量較少，因此在XRD測(cè)試過(guò)程中并未被發(fā)現(xiàn)。鈦合金焊縫組織自高溫快速冷卻的過(guò)程中，高溫β相的晶體結(jié)構(gòu)可以發(fā)生改變，但成分濃度基本保持不變，從而形成過(guò)飽和固溶體，即α'馬氏體［20］。相關(guān)學(xué)者［21］研究表明，淬火馬氏體的形貌、尺寸、含量及晶格常數(shù)與冷卻速度有較大關(guān)系，隨著冷卻速度的增加，β相晶格改組的阻力降低，能夠較為容易地轉(zhuǎn)變?yōu)榱骄Ц竦摩?馬氏體，因此冷卻速度較快、熱輸入較低的下部和中部焊接接頭中焊縫組織的α'峰較強(qiáng)。

圖7 不同厚度區(qū)域焊縫組織XRDFig.7 XRD of weld seam in different thickness direction

2.4 焊接接頭力學(xué)性能測(cè)試

焊接接頭上部、中部及下部各區(qū)域顯微硬度分布如圖8所示，從左至右依次為焊縫區(qū)、熱影響區(qū)及母材區(qū)。由圖可見(jiàn)，3個(gè)部位各區(qū)域顯微硬度數(shù)值略有不同，但是分布趨勢(shì)基本保持一致，3個(gè)部位焊縫區(qū)域的顯微硬度均高于熱影響區(qū)和母材，而熱影響區(qū)硬度值小于母材，這是因?yàn)榻?jīng)歷激光填絲焊接熱循環(huán)后，熱影響區(qū)晶粒中的位錯(cuò)密度有所下降，同時(shí)熱影響區(qū)晶粒發(fā)生長(zhǎng)大，導(dǎo)致其硬度低于母材和焊縫；硬度峰值一般出現(xiàn)在焊縫區(qū)域靠近熔合線附近位置，跨過(guò)熔合線后硬度顯著降低；由于上部和中部的焊縫區(qū)域均存在少量的α相，而鈦合金各相的硬度排序?yàn)棣?>α>β［22］，因此含有α相的上部和中部的焊縫區(qū)平均硬度值略低于下部焊縫區(qū)；并且根據(jù)霍爾-佩奇公式可知，室溫下晶粒尺寸越細(xì)小，單位體積所包含的晶界越多，強(qiáng)化效果越好［23-25］，所以隨著焊縫下部、中部及上部的晶粒尺寸逐漸增大，其硬度值呈逐漸降低的趨勢(shì)。

圖8 不同厚度區(qū)域焊接接頭硬度分布Fig.8 Hardness of weld joint in different thickness direction

在室溫環(huán)境下對(duì)TC4鈦合金母材及激光填絲焊接接頭進(jìn)行了靜載荷拉伸試驗(yàn)，結(jié)果如表3所示。

表3 拉伸性能試驗(yàn)結(jié)果Table 3 Results of tension test

由表3可知，焊接接頭上中下3部分的抗拉強(qiáng)度與母材相當(dāng)，焊接接頭斷裂位置均發(fā)生在硬度值較高的焊縫處，這是由于焊縫內(nèi)柱狀晶具有明顯的方向性，垂直于熔合線生長(zhǎng)，在拉伸過(guò)程中幾乎與載荷方向平行，使其承載能力明顯低于各向異性的等軸晶粒，所以斷裂更容易在焊縫區(qū)發(fā)生。此外，初生α相具有一定的變形協(xié)調(diào)能力，當(dāng)上部和中部的焊接接頭進(jìn)行拉伸塑性變形時(shí)，滑移將首先在個(gè)別位向因子最大的α相（魏氏組織或晶界αgb相）晶粒內(nèi)開動(dòng)，隨著拉伸的進(jìn)行，變形會(huì)很快分散到其他晶粒中，因此，含有一定數(shù)量的初生α相的顯微組織可以承擔(dān)更多的變形，從而表現(xiàn)出較高的塑性與韌性［26］。

2.5 焊接接頭DIC分析

采用數(shù)字圖像關(guān)聯(lián)技術(shù)（DIC）對(duì)焊接接頭上部、中部和下部在拉伸過(guò)程中不同區(qū)域的變形行為進(jìn)行分析，結(jié)果如圖9所示。由圖9可知，焊接接頭在拉伸過(guò)程中，最大局部應(yīng)變出現(xiàn)在焊接接頭下部靠近母材的焊縫區(qū)域，局部應(yīng)變值達(dá)到26.3%，而最小局部應(yīng)變值出現(xiàn)在焊接接頭上部靠近母材的焊縫區(qū)，局部應(yīng)變值約為14.5%。從3個(gè)接頭的最大局部應(yīng)變值，并結(jié)合表3可以看出，焊接接頭的斷裂均發(fā)生在局部應(yīng)變最大處。通過(guò)對(duì)比圖9a和圖9c還可以發(fā)現(xiàn)，發(fā)生局部較大變形的區(qū)域?qū)挾却嬖诓顒e，焊接接頭上部試樣的局部變形寬度大于焊接接頭下部試樣的，這與焊接接頭上部的熱影響區(qū)寬度大于焊接接頭下部的關(guān)系極為緊密。

圖9 不同厚度區(qū)域焊接接頭DIC測(cè)試結(jié)果Fig.9 The DIC results of weld joints at various location

焊接接頭在拉伸過(guò)程中的變形分布是不均勻的，且變形主要從接頭硬度最小區(qū)域開始。從圖9中可以看出，當(dāng)拉伸時(shí)間為60 s時(shí)，上部、中部和下部焊接接頭都出現(xiàn)了明顯的變形集中區(qū)，且都是靠近焊縫區(qū)的母材區(qū)域部分，結(jié)合顯微硬度結(jié)果分析可以確定，該區(qū)域?yàn)楹附咏宇^的熱影響區(qū)。隨著拉伸的進(jìn)一步進(jìn)行，局部變形最大值發(fā)生再分布，直至試樣發(fā)生斷裂。焊接接頭下部由于焊接熱影響區(qū)寬度最小，使得其在拉伸過(guò)程中的變形特性不明顯，從開始拉伸直至斷裂僅發(fā)生在靠近熱影響區(qū)的焊縫區(qū)域。從局部塑性變形和接頭整體塑性變形角度出發(fā)可以發(fā)現(xiàn)，由于焊接接頭上部、中部熱影響區(qū)寬度較大，分擔(dān)變形的能力較強(qiáng)，因此局部最大變形量相對(duì)較小，這一結(jié)果與具有狹窄熱影響區(qū)特征的下部焊接接頭恰好相反。

2.6 焊接接頭拉伸斷口分析

接頭上部、中部及下部拉伸試樣斷口形貌如圖10所示。焊接接頭上部拉伸斷口中分布著較多韌窩，并且大韌窩中還有小韌窩，在拉伸初始階段，隨著微孔頸縮斷裂聚合形成微裂紋，拉力繼續(xù)增加直至斷裂，形成宏觀上呈纖維狀、微觀上呈韌窩態(tài)的斷口特征，屬于韌性斷裂；接頭中部拉伸斷口的韌窩變淺、變少，也為韌性斷裂，但韌性略微下降；焊接接頭下部拉伸斷口由細(xì)小的韌窩和準(zhǔn)解理面組成，有沿亞晶斷裂的痕跡，為韌-脆混合型斷裂。

圖10 焊接接頭拉伸斷口SEM形貌Fig.10 SEM images of tensile fracture

3 結(jié)論

采用自主開發(fā)設(shè)計(jì)的Ti-Al-V-Mo系藥芯焊絲進(jìn)行了96 mm厚TC4鈦合金板窄間隙激光填絲焊接，并對(duì)焊接接頭組織性能及其分布特征等進(jìn)行了深入研究分析，主要得出以下結(jié)論：

（1）焊縫形貌整體呈釘形，未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋及側(cè)壁未熔合等焊接缺陷，焊接接頭整體變形控制較好；焊接接頭上部、中部及下部的焊縫區(qū)域均主要由大量細(xì)長(zhǎng)針狀α'相相互交織構(gòu)成，其中在上部焊縫中發(fā)現(xiàn)了少量魏氏組織，中部焊縫中有少量的晶界αgb相；上中下3部分焊接接頭熱影響區(qū)寬度、焊縫區(qū)域中的α'馬氏體板條寬度均呈遞減趨勢(shì)，但尺寸差距較小。

（2）在焊接接頭上部、中部及下部的焊縫中均發(fā)現(xiàn)了位錯(cuò)的存在，在下部焊縫組織中位錯(cuò)密度較低，而在中部焊縫組織中和上部焊縫組織中，α'馬氏體的粗化導(dǎo)致相變應(yīng)力提高，位錯(cuò)較密集；下部焊縫區(qū)域組織中α'馬氏體晶界取向差在55°～65°的大角度晶界分布較中部和上部焊縫區(qū)域組織中的略少一些。

（3）焊接接頭上中下3部分各區(qū)域顯微硬度數(shù)值略有差異，但是分布趨勢(shì)基本一致，3個(gè)部位焊縫區(qū)域的顯微硬度均高于熱影響區(qū)和母材，而熱影響區(qū)顯微硬度小于母材；焊接接頭上中下3部分的抗拉強(qiáng)度與母材相當(dāng)，焊接接頭斷裂位置發(fā)生在母材；焊接接頭上中下3部分的斷后伸長(zhǎng)率與室溫沖擊性能也從上至下逐漸降低，但是數(shù)值差異很小。

（4）焊接接頭在拉伸過(guò)程中，最大局部應(yīng)變出現(xiàn)在焊接接頭下部靠近熔合線的母材區(qū)域，局部應(yīng)變值達(dá)到26.3%，而最小局部應(yīng)變值出現(xiàn)在焊接接頭上部試樣的靠近試樣邊緣的母材中，局部應(yīng)變值約為14.5%。焊接接頭的斷裂都是發(fā)生在局部應(yīng)變最大處。發(fā)生局部較大變形的區(qū)域?qū)挾却嬖诓顒e，焊接接頭上部的試樣局部變形寬度大于焊接接頭下部的試樣，這與焊接接頭上部的熱影響區(qū)寬度大于焊接接頭下部有密切關(guān)系。