杜勇， 李峰， 夏希瑋， 武鵬博， 孫徠博， 方乃文

(1.中國(guó)船級(jí)社廣州分社，廣州510235；2.哈爾濱焊接研究院有限公司，哈爾濱 150028)

0 前言

鈦合金具有質(zhì)輕、無(wú)磁性、比強(qiáng)度高及耐海洋環(huán)境腐蝕能力優(yōu)良等特點(diǎn)，在海洋工程領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用，特別適用于輕型海工裝備的制造，是海洋領(lǐng)域的新型關(guān)鍵有色金屬材料[1-5]。隨著中國(guó)海洋工程發(fā)展策略逐漸向大尺寸、厚壁化方向轉(zhuǎn)變，對(duì)厚板鈦合金的焊接需求越來(lái)越迫切。因此，厚板鈦合金高效焊接技術(shù)受到了相關(guān)研究人員的持續(xù)關(guān)注[6-9]。

與傳統(tǒng)激光焊相比，窄間隙激光填絲焊由于具有焊接熱輸入小、熱影響區(qū)窄、應(yīng)力變形小等優(yōu)點(diǎn)而在厚壁材料焊接中極具發(fā)展?jié)摿ΑＡ硗?，由于焊絲的添加，對(duì)于焊接坡口的容忍度大幅提升，同時(shí)通過(guò)焊絲的有益元素的補(bǔ)充可以彌補(bǔ)焊接過(guò)程中的元素?zé)龘p。國(guó)內(nèi)外學(xué)者相繼對(duì)厚壁窄間隙激光填絲焊開展了一系列研究，內(nèi)容涉及多種材料，包括低碳鋼、不銹鋼、高強(qiáng)鋼、鋁合金、鎳基合金和高溫合金等[10-15]，發(fā)現(xiàn)該技術(shù)獲得的焊接接頭具有應(yīng)力變形小、焊縫質(zhì)量高等優(yōu)點(diǎn)，這些優(yōu)點(diǎn)對(duì)于解決鈦合金焊接過(guò)程中存在的導(dǎo)熱性較差、熔點(diǎn)較高和高溫停留時(shí)間較長(zhǎng)等問(wèn)題效果顯著。

為了豐富現(xiàn)階段厚板鈦合金窄間隙激光填絲焊接的理論和應(yīng)用研究，采用熔敷效率較高的絞股實(shí)心焊絲作為填充金屬，對(duì)20 mm厚TC4鈦合金板進(jìn)行了激光填絲焊接，開展了焊接接頭不同區(qū)域的組織分析和性能測(cè)試，探究了厚板鈦合金在焊接過(guò)程中焊接接頭的組織與性能的分布規(guī)律，為厚板鈦合金結(jié)構(gòu)在深海工程、武器裝備等領(lǐng)域的實(shí)際應(yīng)用提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用 TC4鈦合金試板尺寸規(guī)格為500 mm×200 mm×20 mm，待焊試板加工成Y形坡口，坡口鈍邊為2 mm，坡口根部間隙為3.2 mm，單邊坡口角度為1.5°。填充金屬采用直徑為1.6 mm 的1×3結(jié)構(gòu)的TC4鈦合金絞股焊絲，母材及焊絲化學(xué)成分見表1。焊前采用(5%HF+30%HNO3的水溶液，體積分?jǐn)?shù))對(duì)待焊試板進(jìn)行酸洗，酸洗后的試板再通過(guò)水洗去除酸洗溶液后烘干備用，焊接工藝參數(shù)見表2，共計(jì)填充8道完成整個(gè)試板的焊接。

表1 母材及焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 焊接工藝參數(shù)

試驗(yàn)采用YLS-30000-S4光纖激光器及D50W激光頭，由KUKA機(jī)器人控制運(yùn)動(dòng)軌跡完成焊接過(guò)程。焊接過(guò)程采用自制拖罩進(jìn)行送氣保護(hù)，保護(hù)氣體為99.99%的高純度Ar，氣體流量為35 L/min，施焊前提前5 s通入Ar，施焊滯后5 s停氣，以保證焊縫在高溫區(qū)域在冷卻過(guò)程仍然能得到保護(hù)。

焊接完成后采用線切割設(shè)備從焊接試板上截取試樣并進(jìn)行研磨拋光，用2%HF+4%HNO3(體積分?jǐn)?shù))的水溶液進(jìn)行腐蝕，然后采用OM，SEM，XRD等檢測(cè)方法觀察和分析焊縫、熱影響區(qū)和母材的顯微組織和物相構(gòu)成；對(duì)焊接接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，載荷為4.9 N，保持時(shí)間為10 s；按照?qǐng)D1所示加工室溫拉伸試樣。

圖1 焊接接頭拉伸試樣示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 焊接接頭組織形貌

圖2為TC4鈦合金激光填絲焊接接頭宏觀組織形貌。從圖2可以清晰地觀察到，焊縫成形良好，未觀察到側(cè)壁未熔合、氣孔及裂紋等焊接缺陷存在，沿壁厚方向熱影響區(qū)寬度分布較為均勻。

圖2 TC4鈦合金激光填絲焊接頭宏觀組織形貌

圖3為TC4鈦合金母材的顯微組織。圖3a和圖3b分別是TC4鈦合金母材的低倍和高倍顯微組織，母材由均勻分布的α相和β相構(gòu)成，β相依附在基體α相周邊均勻分布。

圖4為熱影響區(qū)顯微組織。熱影響區(qū)組織中針狀α′馬氏體較多，密集混亂排列，且長(zhǎng)寬比較大，熱影響區(qū)主要由針狀α′馬氏體+初生α相組成。焊接過(guò)程中熱影響區(qū)在焊接熱循環(huán)的作用，會(huì)在β相轉(zhuǎn)變溫度以上停留，在隨后的快速冷卻過(guò)程中，β相會(huì)切變?yōu)獒槧瞀痢漶R氏體。

圖3 母材顯微組織

圖4 熱影響區(qū)顯微組織

圖5為焊縫顯微組織。焊接過(guò)程中，焊縫周圍母材及填充焊絲經(jīng)激光束快速熔化后，母材及焊絲中的等軸初生α相和β相全部熔化為液態(tài)金屬。由于激光焊接過(guò)程中峰值溫度高、冷卻速度快，因此焊縫在凝固的過(guò)程中在焊縫區(qū)形成了具有一定方向性的粗大柱狀原始β晶粒，在粗大柱狀原始β晶粒內(nèi)部存在網(wǎng)籃狀α′馬氏體。

圖5 焊縫顯微組織

2.2 XRD物相分析

圖6為焊縫XRD圖譜。由圖6可知，TC4鈦合金激光填絞股焊絲焊接接頭的焊縫都是密排六方晶體結(jié)構(gòu)，沒(méi)有其它晶體結(jié)構(gòu)產(chǎn)生，同時(shí)結(jié)合上文焊接接頭微觀組織分析可知，主要由α′馬氏體組成，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)其它析出相。

圖6 焊縫XRD圖譜

2.3 焊接接頭顯微硬度

圖7是20 mm厚鈦合金焊接接頭蓋面層、填充層、打底層的顯微硬度分布。由圖7可知，蓋面層、填充層、打底層的硬度分布均呈焊縫>熱影響區(qū)>母材的規(guī)律。上述結(jié)果可能是因?yàn)殁伜辖鸶飨嗟挠捕扰判驗(yàn)棣痢?α>β[15]，由于2組焊縫中均含有大量針狀α′馬氏體相互交錯(cuò)排列，且α′馬氏體有較高的位錯(cuò)密度和一定數(shù)量的孿晶，從而會(huì)產(chǎn)生一定數(shù)量的晶界，使焊縫區(qū)域硬度(375 HV)高于其它區(qū)域，而2組焊接接頭的熱影響區(qū)內(nèi)也有少量α′馬氏體，從而其硬度也同樣略高于母材的α+β相。對(duì)比焊縫中心的硬度，填充層和打底層的硬度相差較小，而蓋面層的硬度略微增加。上述結(jié)果可能是因?yàn)樘畛鋵雍痛虻讓雍缚p組織在后續(xù)焊接時(shí)受到多次焊接熱循環(huán)作用，對(duì)前一道焊縫起到去應(yīng)力的作用，而蓋面層未受到熱循環(huán)作用，因此α′馬氏體強(qiáng)化作用更為明顯。

圖7 焊接接頭硬度分布圖

2.4 焊接接頭力學(xué)性能

母材及焊接接頭的抗拉強(qiáng)度見表3。焊接接頭的平均抗拉強(qiáng)度為940 MPa，略高于母材。上述結(jié)果主要是因?yàn)楹缚p中α′馬氏體強(qiáng)化會(huì)提升焊接接頭的強(qiáng)度，但同時(shí)也會(huì)造成塑性一定程度的降低，使焊接接頭拉伸試樣的斷后伸長(zhǎng)率略低于母材。圖8為焊接接頭拉伸試樣斷后的宏觀與微觀形貌，拉伸斷口中存在大量韌窩，但韌窩較淺；隨著拉伸應(yīng)力的持續(xù)增加，接頭開始發(fā)生塑性變形使位錯(cuò)進(jìn)入微孔，微孔頸縮進(jìn)一步縮斷聚合從而形成微裂紋，隨著拉伸的進(jìn)行裂紋繼續(xù)擴(kuò)展直至發(fā)生斷裂，形成了微觀上呈韌窩態(tài)的斷口形貌。

表3 母材及焊接接頭拉伸性能

圖8 拉伸試樣及斷后形貌

3 結(jié)論

(1)焊接接頭中焊縫整體成形良好，無(wú)明顯未熔合和氣孔等缺陷。

(2)焊接接頭中熱影響區(qū)比母材晶粒稍大，由針狀α′馬氏體+初生α相組成；焊縫由粗大的原始β柱狀晶和內(nèi)部網(wǎng)籃狀α′馬氏體組成。

(3)焊接接頭的平均抗拉強(qiáng)度為940 MPa，高于母材925 MPa，斷裂位置在母材，拉伸斷口主要特征為韌性斷裂，韌窩較淺；焊縫的顯微硬度高于母材和熱影響區(qū)，平均數(shù)值為375 HV。