王 鑫,李云溪,李曉飛,謝洪志,韓穎杰*,張桐源

（1.海裝沈陽局駐沈陽地區(qū)第一軍事代表室,遼寧 沈陽 110081；2.沈陽飛機工業(yè)(集團)有限公司,遼寧 沈陽 110034）

引言

激光焊作為一種新型的高能束焊接方式,與其他傳統(tǒng)焊接相比具有能量密度高、接頭質(zhì)量好、易實現(xiàn)自動化等優(yōu)勢,被廣泛用于高效焊接工藝[1-4]。相對于電子束焊接必須在真空箱中進行,激光束焊接在大氣環(huán)境就可以完成焊接,避免了對零件尺寸的限制,所以大型鈦合金薄壁零件焊接時,常常優(yōu)先選用激光焊接。然而,鈦合金的激光焊接受到焊接熱循環(huán)的影響,是一個復(fù)雜的過程,此外,焊接能否安全使用的機械性能,是由焊縫的宏觀缺陷、組織特點共同決定的[5]。因此,為了提高鈦合金焊接的工藝性,獲得更為優(yōu)良的焊接接頭,很有必要對激光焊接接頭的組織與機械性能進行分析研究。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗所用的鈦合金牌號為TC4,材料標(biāo)準(zhǔn)為GJB2505,原始母材抗拉強度σb 為925～1150 MPa,其化學(xué)成份如表1 所示。

表1 TC4 鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù),%)

試驗原始母材的顯微組織,如圖1 所示,從圖中可以看出TC4 鈦合金母材為α+β 細小等軸晶組織,且可以發(fā)現(xiàn)深色的β 相分布在淺色的α 相晶界處。

圖1 TC4 母材顯微組織

1.2 試驗方法

本試驗采用波長為1 080 nm 的IPG YAG 激光器,焊接頭焦距為300 mm,激光器最大輸出功率為4 000 W,配合KUKA 機器人構(gòu)成機器人激光焊接系統(tǒng),實現(xiàn)2 mm 厚鈦合金板材焊接,焊接完成后對全熔透的TC4 激光焊接接頭的微觀組織特點、力學(xué)性能進行了研究和分析。

試驗過程中使用的焊接試片尺寸為200 mm×100 mm×2 mm,在進行焊接試驗前兩小時需要修配試片待焊接部位對接間隙到不大于0.1 mm,之后進行砂紙打磨,去除氧化層,并用酒精擦拭待焊面周圍20 mm 范圍內(nèi)去除油污和雜質(zhì)。

為了防止焊接過程中高溫焊道與空氣接觸發(fā)生氧化,采用通有氬氣的保護拖罩隨激光槍頭運動對正面焊道進行保護,氬氣流量為30 L/min。焊接過程采用的激光焊接參數(shù)為：功率P1為1 000～1 800 W,速度為v1為1 500～2 500 mm/min,離焦量d1為-2～0 mm。此外,為了進一步抑制焊道缺陷,焊接完成后增加一次大離焦量模式的激光修飾焊接,修飾焊接采用焊接參數(shù)為：功率P2為1 500～2 000 W,速度為v2為1 500～2 500 mm/min,離焦量d2為15～25 mm。

在金相試樣制取中,沿激光焊縫的垂直截面激光切割制取金相組織試樣及力學(xué)性能試樣,其中金相組織試樣尺寸為20 mm×20 mm×2 mm,金相組織觀察的腐蝕液為10% HF+30% HNO3+60% H2O,腐蝕時間為20 s 左右。隨后,在光學(xué)顯微鏡下觀察接頭的顯微組織。采用顯微硬度計對接頭的維氏硬度進行測量,載荷為200 g,加載時間為15 s,以焊縫為中心向兩側(cè)母材每0.25 mm 為一個測試點,測量點位置距離接頭上面表約0.5 mm。為了比較激光焊接頭與母材的拉伸性能,將激光焊的對接試片和母材參照GB/T228.1《金屬材料拉伸試驗 第1 部分：室溫試驗方法》標(biāo)準(zhǔn)加工,采用萬能實驗機對3 個試樣進行拉伸測試,測得結(jié)果后取其平均值,試樣截取位置與尺寸見圖2。

圖2 力學(xué)性能試片取樣試意圖及試樣尺寸

2 試驗結(jié)果分析

2.1 焊接接頭微觀組織成因

焊后接頭的表面宏觀形貌見圖3,其中圖3(a)為接頭正面,圖3(b)為接頭背面,圖3(c)為接頭截面。從圖中可以看出,焊接接頭成形良好且全部熔透,熔透狀態(tài)一致性較好,宏觀接頭整體呈現(xiàn)“丁”字型,且接頭中沒有出現(xiàn)明顯的氣孔、裂紋等缺陷。從宏觀上看,接頭分為焊縫區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)三部分,且由焊縫向母材晶粒尺寸依次減小。

圖3 TC4 鈦合金焊縫表面及接頭宏觀形貌

為了對焊縫進行分析,采用光學(xué)顯微鏡對焊縫接頭組織進行了觀察,如圖4 所示,根據(jù)組織形貌差異將其劃分為5 梯度個區(qū)域,其中圖4(a)為焊縫中心組織,圖4(b)為焊縫中心/熱影響區(qū)近焊縫側(cè)組織,圖4(c)為熱影響區(qū)組織,圖4(d)為熱影響區(qū)近基體側(cè)/母材組織。

焊縫中心由于受到高能量密度激光作用,焊接過程溫度較高,且熔池溫度梯度教大,焊后散熱較快,熔池存在時間較短,焊縫處組織在高溫發(fā)生β 相轉(zhuǎn)變后,隨即快速冷卻,形成了α' 相,所以該處組織形貌見圖4(a),主要為針條狀馬氏體和散布在馬氏體周圍的β 相。近焊縫熱影響區(qū)離焊縫最近,作為熔池以外受熱循環(huán)作用最強烈的區(qū)域,雖然焊接過程未被融化,但該處溫度已經(jīng)遠高于鈦合金的β 相變溫度并致使發(fā)生相變,之后冷卻過程中最終形成α+β 的“網(wǎng)籃”組織,見圖4(b)。中部熱影響區(qū)處在離焊縫更遠處,受焊接熱循環(huán)影響較小,焊接過程該處溫度也較低,只有少量的組織可以發(fā)生相變,最終形成由初生的α 相和原始的β 相以及少量的α' 相組成的組織,見圖4(c)。最后,近基體側(cè)熱影響區(qū)與母材最近,該處組織受熱循環(huán)影響最小,所受到的熱量只能降低母材的纖維方向,但組織仍然基本保持與母材同樣的形貌。

2.2 焊接接頭微觀組織分析

分析激光焊對接焊縫接頭產(chǎn)生5 個不同梯度區(qū)域、5 處不同組織形貌的原因,主要是由于高能量密度激光熱源作用于母材使其融化形成熔池后,熱源作用過程沒有后續(xù)熱能繼續(xù)供給,進而熔池?zé)崃块_始對外向母材方向梯度傳導(dǎo),接頭區(qū)及附近溫度逐漸降低。當(dāng)?shù)竭_鈦合金材料結(jié)晶溫度時,熔池中液態(tài)金屬開始形核結(jié)晶,其過程行為受到結(jié)晶速率、固液界面溶質(zhì)濃度和整體熔池溫度梯度三方面決定。

焊接過程中受焊接梯度場熱循環(huán)的影響,在近焊縫區(qū)材料處于塑性狀態(tài),見圖4(b),且該處為固液分界面,有較高的熱導(dǎo)率,因此該處晶粒的結(jié)晶速率較低,過冷度較小,散熱的方向性較強,這種區(qū)域特征有利于柱狀晶的形成。隨著熔池中心熱量逐漸散失,固液界面逐漸向熔池中心收縮推進,熔池整體的溫度梯度逐漸降低,促進了結(jié)晶速率的提高,同時凝固過程中焊縫內(nèi)溶質(zhì)濃度逐漸提升,未凝固液態(tài)金屬的成分過冷度也逐漸加強,形核速率也升高,見圖4(a),最終形成了等軸晶的形成。

圖4 接頭不同區(qū)域微觀組織形貌

2.3 微觀硬度測試

圖5 為TC4 激光焊接接頭的硬度分布圖,從圖中可以看出,焊接接頭硬度分布并不均勻,整體呈現(xiàn)出隨著距離焊縫中心增加,硬度逐漸降低的趨勢。從接頭微觀組織硬度分布也可以看出接頭的5 個區(qū)域A、B、C、D、E,這也驗證了2.1 節(jié)中,接頭各區(qū)出現(xiàn)組織差異的原因。從接頭整體來看,其中維氏硬度最大值位于焊縫處為570 HV,而最小值位于母材處為310 HV左右。這主要是由于焊縫中心組織中留有大量的針狀馬氏體,而隨著距離焊縫中心長度的增加針狀馬氏體的含量也隨之降低,最終形成了梯度硬度分布特征。

圖5 顯微硬度分布

2.4 力學(xué)性能結(jié)果

圖6 為接頭的拉伸性能試片測試結(jié)果,從圖中可以看出接頭的拉伸斷裂處位于遠離焊縫的母材處,說明接頭的拉伸性能不低于母材,基本符合2.1 節(jié)組織梯度分布、2.3 節(jié)硬度場梯度分布規(guī)律。具體接頭測試結(jié)果為平均抗拉強度為1 003 MPa,平均屈服強度為897 MPa,平均延伸率為11%。

圖6 接頭拉伸斷裂試樣

3 結(jié)論

TC4 鈦合金激光焊接焊縫中心區(qū)域為粗大的等軸晶組織,焊縫組織隨著距離焊縫中心距離增加,晶粒尺寸逐漸減小,其中馬氏體的尺寸逐漸增加,數(shù)量逐漸降低。通過對接頭水平方向硬度進行測量,結(jié)果顯示隨著到焊縫中心距離增加,硬度逐漸降低,其中焊縫硬度最高為570 HV,而母材最低為310 HV 左右。力學(xué)性能測試結(jié)果顯示,接頭的拉伸斷裂位置位于母材,說明接頭的拉伸性能不低于母材。