鄒吉鵬，陳健，黃瑞生，武鵬博，滕彬，曹浩

(哈爾濱焊接研究院有限公司,哈爾濱,150028)

0 序言

Ti6Al4V 合金由于其高比強(qiáng)度、低密度、優(yōu)異的高溫力學(xué)性能、良好的耐腐蝕性能等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用在航空航天、海洋工程等領(lǐng)域[1].焊接作為可靠的材料連接方式，已成為鈦合金重要的加工方法.Ti6Al4V 合金屬于雙相合金，在975 ℃ ± 20 ℃發(fā)生同素異形轉(zhuǎn)變.轉(zhuǎn)變后的組織形態(tài)、尺寸、分布主要取決于焊接加熱溫度、加熱時間和冷卻速率[2].

在350 ℃以上溫度，鈦很容易與大多數(shù)氣體發(fā)生反應(yīng)[3-4].因此真空環(huán)境被認(rèn)為是連接厚板鈦合金最合適的焊接方法.其中真空電子束焊接應(yīng)用最為廣泛與成熟，在獲得較大深寬比的同時也可以保護(hù)熱金屬不受環(huán)境中的氣體污染[5-7].與之不同的，文中所采用的焊接方法為低真空環(huán)境激光焊接.

與傳統(tǒng)激光焊相比，低真空激光焊接最突出的特點(diǎn)是大大提高激光束的穿透能力，改善焊縫的成形以及有效抑制了焊接缺陷[8-10].可以獲得類似于真空電子束焊接的“I”形接頭.Reisgen 等人[11]將電子束焊接與激光焊接在真空條件下進(jìn)行對比，強(qiáng)調(diào)了真空激光焊接無X 射線防護(hù)要求、設(shè)備成本低、所需環(huán)境壓力水平低、更寬泛的參數(shù)調(diào)節(jié)范圍等優(yōu)點(diǎn).Reisgen 等人[12-13]對鋼、銅等厚壁結(jié)構(gòu)材料進(jìn)行真空激光焊接，證實(shí)了真空激光焊接可以獲得更高的熔深和穩(wěn)定的焊接接頭.

目前對Ti6Al4V 合金電子束焊接的基本特性，如焊接工藝、熱處理工藝和金相組織等進(jìn)行了大量的研究，已經(jīng)積累了關(guān)于鈦合金電子束焊接有價值的經(jīng)驗(yàn).而對于Ti6Al4V 合金的低真空激光焊接，尤其是厚板焊接接頭的研究十分有限.文中主要研究低真空條件激光焊接對Ti6Al4V 合金組織和性能的影響，闡明焊接接頭組織和力學(xué)性能之間的關(guān)系.

1 試驗(yàn)方法

采用試驗(yàn)材料為退火態(tài)的Ti6Al4V 合金，化學(xué)成分如表1 所示.將一對尺寸為300 mm×150 mm ×40 mm 的鈦合金待焊試板采用酸洗方法(酸洗液HF：HNO3∶H2O=1∶3∶6 浸泡5 min，然后用NaOH溶液進(jìn)行堿中和)去除待焊接面氧化層后清洗并烘干，以確保試件表面清潔.然后將無坡口的兩塊試板采用對接方式緊密配合放置真空艙內(nèi)并加持固定，待焊試件底部外加5 mm 厚鈦合金襯板.焊接方法如圖1 所示.激光槍頭位于真空艙室內(nèi)部并通過運(yùn)動系統(tǒng)進(jìn)行槍頭運(yùn)動控制.在實(shí)際焊接過程中，為保證激光槍頭不受反射光的損傷，激光頭沿著焊接方向傾斜10°，激光束以10°入射角作用于焊接位置，焊接方向沿著試板軋制方向.采用的低真空激光焊接工藝為：環(huán)境壓力為5 Pa、激光輸出功率為20 kW、焊接速度為1 m/min.

表1 試驗(yàn)材料化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the base metal Ti6Al4V

圖1 低真空激光焊接布置示意圖Fig.1 Layout of low vacuum laser welding

將焊接完成后的試件使用電火花數(shù)控線切割機(jī)進(jìn)行金相及力學(xué)試樣取樣.對金相試樣依次選用規(guī)格為280，400，600，800，1 000 和1 200 號的砂紙進(jìn)行打磨，直至試樣表面劃痕均勻一致，然后用配制好的氧化鋁拋光液進(jìn)行粗拋光、精拋光，并將試樣用酒精洗凈后進(jìn)行浸蝕，浸蝕液配比為HF∶HNO3∶H2O=1∶4∶45，侵蝕時間20 s 左右，最后將殘酸沖洗掉，并吹干.采用OLYMPUS GX71 光學(xué)顯微鏡(OM) 和HITACHI SU5000 場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)進(jìn)行接頭顯微組織觀察.

平板對接接頭拉伸試樣的制備依據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651—2008，采用WAW-1000 型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn).拉伸速度為1 mm/min，厚板拉伸試樣分4 層取樣，使得測試區(qū)域覆蓋整個焊接接頭.為避免應(yīng)力集中需要在測試前對拉伸試樣表面進(jìn)行打磨處理.

室溫沖擊試樣的制備依據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2650—2008，采用ZBC2452-C 型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接頭沖擊性能檢測.試樣取樣位置為焊接接頭上層、中層、下層，試樣缺口形式選為U 形，缺口開口位置分別位于焊縫區(qū)、熱影響區(qū)，母材單獨(dú)取3 組沖擊試樣，缺口開口方向與焊縫方向平行.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 鈦合金焊接

40 mm 厚Ti6Al4V 合金低真空激光焊接宏觀形貌如圖2 所示.整體焊縫表面光滑平整，均勻性良好，幾乎無飛濺產(chǎn)生，焊縫表面顏色以金黃色為主，說明焊縫沒有過量吸收焊接環(huán)境氣氛中的雜質(zhì)元素.焊縫表面寬度為8 mm，焊縫截面形貌近“I”形，熔合情況良好，未發(fā)現(xiàn)明顯焊接缺陷.

圖2 40 mm 厚鈦合金焊接宏觀形貌Fig.2 Welding results of 40 mm thick titanium alloy.(a)weld surface morphology; (b) weld section morphology

2.2 焊接接頭微區(qū)組織

2.2.1 母材組織

Ti6Al4V 合金具有兩種同素異形體相，即體心立方(BCC)結(jié)構(gòu)β 相和六方緊密堆積(HCP)結(jié)構(gòu)α 相.Ti6Al4V 合金發(fā)生同素異形轉(zhuǎn)變的溫度是在975 ℃ ± 20 ℃(即Tβ)，它隨合金中元素濃度和凝固速度變化而變化.室溫軋制退火態(tài)母材(BM)組織為典型的雙相組織，由等軸初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織組成，β 轉(zhuǎn)變組織沿α 相晶界分布，如圖3 所示，圖3a為母材的光學(xué)圖像，圖3b 為利用場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察到的圖像.初生α 相晶粒平均體積分?jǐn)?shù)為72.18 %，平均晶粒直徑在7～ 16 μm.β 轉(zhuǎn)變組織由片層狀次生α 相和相間的殘余β 相組成，β 轉(zhuǎn)變組織直徑在2～ 6 μm.

圖3 Ti6Al4V 合金母材的顯微組織Fig.3 Microstructure of Ti6Al4V titanium alloy base metal.(a) optical image；(b) FESEM image

2.2.2 熔凝區(qū)微區(qū)組織

鈦合金厚板真空激光焊接接頭微觀組織變化復(fù)雜，不同區(qū)域的組織形態(tài)、相的組成與空間分布、不同厚度方向上的組織形態(tài)變化均有所不同.因此將40 mm 低真空激光焊接接頭分為了上、中、下3 個區(qū)域進(jìn)行研究，如圖4 所示.

圖4 組織分析選區(qū)及上、中、下層區(qū)域OM 放大圖像Fig.4 Microstructure analysis selection and magnifying optical images of upper,middle and lower areas

由圖4 可以看到，Ti6Al4V 合金焊接接頭上、中、下3 個不同區(qū)域室溫熔凝區(qū)(FZ) 組織均為粗大的初生β 柱狀晶，柱狀晶輪廓清晰可見.在每一個初生β 柱狀晶輪廓內(nèi)分布著不同形態(tài)的α'馬氏體.熔凝區(qū)粗大β 柱狀晶的形成原因：一方面是由于真空激光焊能量密度極高、激光熱源加熱區(qū)域窄，在焊縫區(qū)域形成了較大的溫度梯度，溫度梯度越大則成分過冷度越小，焊縫中心處冷卻速度越慢，從而使得非均質(zhì)形核數(shù)量減少，每個晶粒就有了足夠時間長大；另一方面，鈦合金自身熱導(dǎo)率低，熔池溫度較高，在冷卻轉(zhuǎn)變結(jié)束后，室溫依然保留著初生β 柱狀晶的晶粒形貌，最終室溫組織就形成了粗大的柱狀晶.

上部熔凝區(qū)受激光加熱時間長，吸收能量多，加熱溫度高，過熱嚴(yán)重，因而β 柱狀晶最為粗大，晶粒向頂部生長.中部區(qū)域晶粒尺寸稍減少呈柱狀向焊縫中心對接生長，直到與對面對稱生長的柱狀晶“匯合”.而下部區(qū)域晶粒最為細(xì)小，但仍為柱狀晶生長，中部出現(xiàn)類似“等軸晶?！毙螒B(tài)(黑色線內(nèi)).

對上、中、下不同區(qū)域分別在光鏡下和場發(fā)射掃描電鏡下進(jìn)行高倍觀察其晶粒內(nèi)部顯微組織形態(tài)分布，如圖5 所示.其中圖5a OM 圖放大倍數(shù)為500 倍，圖5b 為對應(yīng)位置的FESEM 圖，放大倍數(shù)為1 000 倍.

圖5 熔凝區(qū)顯微組織Fig.5 Microstructure of the fused zone.(a) optical diagram；(b) FESEM diagram

觀察圖5 對比整個焊縫的顯微組織，可以看出焊縫熔凝區(qū)上、中、下3 部分的顯微組織主要由針狀α'馬氏體組成，所不同的是焊縫不同區(qū)域α'馬氏體針的尺寸與密集程度不同.中、上部由于加熱時間長，吸收能量多，冷卻速度慢，所以初生β 柱狀晶較粗大，其內(nèi)部的針狀α'馬氏體也呈現(xiàn)出短粗狀，密集程度較低.而焊縫下部由于接收激光能量少，冷卻速度快，過冷度高，最先凝固，其內(nèi)部的針狀α'馬氏體呈現(xiàn)細(xì)長狀，密集程度非常高.由于不同區(qū)域針狀α'形態(tài)及密集程度的不同，焊縫下部區(qū)域部分力學(xué)性能必然與中、上部存在明顯差異.

β 柱狀晶晶內(nèi)α'馬氏體的形成一般會先形成若干相互平行的一次α'相，如果此時相變驅(qū)動力足夠大，這些一次α'相可能會貫穿整個晶粒，遇晶界停止，如圖6a 所示.在一次α'相上形成一系列細(xì)小針狀的二次α'相，如圖6b 所示.

圖6 柱狀晶晶內(nèi)馬氏體的形成Fig.6 Formation of martensite in columnar crystals.(a)through grains α';(b) primary and secondary α'phase

在圖5 中，除了不同區(qū)域的顯微組織主要均為針狀α'馬氏體組成之外，焊縫中、上部還觀察到了大量的晶間α 相(αGB) 和Widmanstatten 型α 相(αW)，而焊縫下部并沒有觀察到相關(guān)組織.查閱Ti6Al4V 合金連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線[14]可知，凝固組織中出現(xiàn)了α 相，說明焊縫中、上部區(qū)域此時的冷卻速率在410～ 20 ℃/s.αGB位于初生β 晶界處，在高溫低冷卻速率條件下由于較低的形核驅(qū)動力而在晶界處形核長大.相關(guān)文獻(xiàn)表明[15]，αGB會對合金的疲勞性能產(chǎn)生明顯影響，當(dāng)αGB連續(xù)分布時，疲勞裂紋會沿連續(xù)的αGB開裂和增殖，繼而導(dǎo)致沿晶斷裂和低延展性；如果αGB不連續(xù)分布，間斷的αGB間細(xì)密的二次α 相會阻礙裂紋沿晶界擴(kuò)展，表現(xiàn)出穿晶斷裂和高延展性.一般來說，當(dāng)溫度低于Tβ(975 ℃ ± 20 ℃)后，αGB就開始在晶界處形成，隨著冷卻速率的提高，αGB的數(shù)量與厚度不斷減少.

αW是由許多針狀α 相組成，這些針狀α 相細(xì)長、平直成束，由αGB處系統(tǒng)地向β 晶內(nèi)生長并具有共同的取向角度.這也是αGB與αW經(jīng)常伴生出現(xiàn)的原因.αW組織具有較高的蠕變抗力、持久強(qiáng)度和斷裂韌性，但是其缺點(diǎn)是會嚴(yán)重劣化接頭的塑性.

2.2.3 熱影響區(qū)組織

在熔凝區(qū)、熱影響區(qū)、母材三者中，只有熱影響區(qū)(HAZ)是在不熔化情況下發(fā)生了固態(tài)微觀結(jié)構(gòu)的改變.在光學(xué)宏觀形貌中可以清楚地觀察到熔凝區(qū)、熱影響區(qū)、母材三者之間的邊界情況，如圖7 所示，熱影響區(qū)寬度在0.8～ 1.2 mm 之間.熱影響區(qū)靠近熔凝區(qū)位置處溫度最高，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變最為完全，而遠(yuǎn)離熔凝區(qū)位置處溫度較低，熱循環(huán)作用對其組織影響最小.由此可以看出，不同于熔凝區(qū)，熱影響區(qū)的組織變化梯度要大得多，在熱影響區(qū)形成了溫度梯度也就呈現(xiàn)出不同的微觀結(jié)構(gòu)特征.因此按照組織形態(tài)的不同將熱影響區(qū)分為I，Ⅱ和Ⅲ3 個區(qū)域進(jìn)行研究分析.

圖7 邊界光學(xué)圖像Fig.7 Optical image of microstructure boundaries

在對不同厚度方向上的熱影響區(qū)3 個位置進(jìn)行顯微組織分析時發(fā)現(xiàn)，不同焊接深度幾乎不會對熱影響區(qū)的顯微組織變化規(guī)律產(chǎn)生影響.因此選取焊接接頭上部典型位置進(jìn)行討論.

對熱影響區(qū)I，Ⅱ和Ⅲ 3 個區(qū)域分別在光鏡下和場發(fā)射掃描電鏡下觀察其晶粒內(nèi)部顯微組織形態(tài)分布，如圖8 所示.其中 圖8a 為光鏡圖像，圖8b為對應(yīng)位置的FESEM 圖.從圖8 中可以看到，I區(qū)域顯微組織主要由大量的α'馬氏體和極少量的塊狀α 相組成.此區(qū)域的α'馬氏體形態(tài)相比于熔凝區(qū)要細(xì)小得多.在熱影響區(qū)中部Ⅱ區(qū)域，屬于不完全轉(zhuǎn)變區(qū)，可以觀察到原始初生α 相、α'馬氏體以及少量亞穩(wěn)態(tài)β 相的組合.Ⅲ區(qū)域的最高溫度低于Tβ，但足以引起微觀結(jié)構(gòu)的變化，該區(qū)域主要由球化的初生α 相和亞穩(wěn)態(tài)β 相組成.可以看到，隨著觀測位置遠(yuǎn)離熱源，α'馬氏體含量已經(jīng)從原來的近100%逐漸降低到0.

圖8 熱影響區(qū)顯微組織Fig.8 Microstructure of heat affected zone.(a) optical diagram;(b) FESEM diagram

2.3 焊接接頭力學(xué)性能

2.3.1 室溫拉伸強(qiáng)度測試

對得到的40 mm 厚低真空激光焊接接頭進(jìn)行室溫條件分層拉伸性能分析，沿厚度方向共分為4 層覆蓋全厚度.為保證數(shù)據(jù)準(zhǔn)確性每層取3 組試樣進(jìn)行檢測，試驗(yàn)結(jié)果如圖9 所示.可以看到，試樣抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度均大于母材，而斷后伸長率要明顯低于母材.所有接頭均在母材位置發(fā)生斷裂，說明焊縫強(qiáng)度與母材相當(dāng)或高于母材.造成試樣檢測結(jié)果與母材結(jié)果相差較大的原因可能是焊接接頭拉伸試樣的局部應(yīng)力分配不均.試樣強(qiáng)度沿厚度方向上均勻性較好，頂部與底部強(qiáng)度值偏大一些，中上部與中下部偏小，但總體差別不大，抗拉強(qiáng)度平均值為988 MPa，屈服強(qiáng)度平均值為947 MPa，斷后伸長率平均值為10.6 %.

圖9 不同取樣位置焊接接頭拉伸性能Fig.9 Tensile properties of welded joints at different sampling locations

2.3.2 室溫沖擊性能測試

對得到的40 mm 厚低真空激光焊接接頭進(jìn)行室溫條件不同厚度方向上母材、焊縫、熱影響區(qū)的沖擊性能分析，試驗(yàn)結(jié)果如圖10 所示.可以看到，母材的沖擊性能要明顯優(yōu)于焊縫及熱影響區(qū)，焊縫區(qū)的沖擊性能最低.這是因?yàn)楹缚p區(qū)顯微組織主要為α'馬氏體組成，α'馬氏體的存在降低了焊縫的沖擊韌性，而熱影響區(qū)也部分發(fā)生了同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，所以沖擊韌性介于二者之間.在焊縫厚度方向上部、中部、下部3 個區(qū)域熱影響區(qū)的沖擊性能變化不大，約為31 J，這由2.2.3 節(jié)中不同焊接深度熱影響區(qū)的顯微組織變化規(guī)律基本相同而決定的.值得注意的是，上部和中部焊縫區(qū)的平均沖擊吸收能量(即28.8 J)要明顯優(yōu)于下部(即24.8 J).造成這種現(xiàn)象的原因與2.2.2 節(jié)中發(fā)現(xiàn)的焊縫區(qū)組織不均勻性直接相關(guān).相關(guān)研究表明[16]，細(xì)長的密集型針狀的α'馬氏體會降低材料的韌性.上部和中部焊縫沖擊韌性要明顯高于下部，這是因?yàn)橹?、上部激光加熱時間長，冷卻速度慢，形核驅(qū)動力小，所形成的β 柱狀晶內(nèi)的α'馬氏體呈短粗狀、密集程度低，提高了焊縫的沖擊韌性.而下部冷卻速度快，過冷度高，形核驅(qū)動力較大，所以其α'馬氏體呈細(xì)長狀、密集程度非常高，降低了焊縫的韌性.

圖10 不同缺口位置焊接接頭沖擊性能Fig.10 Impact properties of welded joints at different notched locations

選取母材、熱影響區(qū)、焊縫熔凝區(qū)的沖擊斷口進(jìn)行FESEM 分析，如圖11 所示.可以看到，母材及熱影響區(qū)斷口均存在大量較深的等軸韌窩，韌窩外側(cè)有明顯的撕裂棱，表現(xiàn)出更好的斷裂韌性.而相比之下，焊縫熔凝區(qū)斷口存在廣泛的平面臺階狀特點(diǎn).焊縫熔凝區(qū)斷口除了存在這種“類解理”小平面外，還存在直徑在0.8 mm 以下的微孔和撕裂棱，具有準(zhǔn)解理斷裂特征.放大這種“類解理”小平面后發(fā)現(xiàn)存在小而淺的韌窩，因此焊縫熔凝區(qū)斷口屬于以準(zhǔn)解理斷裂為主的混合型斷裂.

圖11 Ti6Al4V 合金沖擊斷口FESEM 照片F(xiàn)ig.11 FESEM image of impact fracture of Ti6Al4V alloy

3 結(jié)論

(1)完成了40 mm 厚Ti6Al4V 合金低真空條件下優(yōu)質(zhì)激光焊接.低真空激光焊接焊縫熔凝區(qū)均由初生β 柱狀晶組成.焊縫中、上區(qū)域β 柱狀晶內(nèi)存在短粗狀、密集程度較低的α'馬氏體和晶間α 相(αGB)以及Widmanstatten 型α 相(αW)，焊縫下區(qū)域顯微組織為細(xì)長狀、密集程度較高的α'馬氏體組成.焊縫熱影響區(qū)組織為α 相、殘余β 相和急冷準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)的α'馬氏體組成.

(2)試樣拉伸強(qiáng)度沿厚度方向上均勻性較好，拉伸斷裂位置均位于母材，抗拉強(qiáng)度平均值為988 MPa，屈服強(qiáng)度平均值為947 MPa，斷后伸長率平均值為10.6%.

(3)焊縫區(qū)沖擊性能低于母材跟熱影響區(qū).由于焊縫底部區(qū)域存在細(xì)長狀、密集程度較高的α'馬氏體劣化了材料沖擊韌性，焊縫下部的沖擊性能要明顯低于中、上部.焊縫區(qū)沖擊斷口存在“類解理”小平面、微孔與撕裂棱，屬于以準(zhǔn)解理斷裂為主的混合型斷裂.