吳晗，王英杰，趙忠華，付和國，史吉鵬

1.沈陽飛機(jī)工業(yè)（集團(tuán)）有限公司 遼寧沈陽 110034

2.空軍裝備部駐沈陽地區(qū)第一軍事代表室 遼寧沈陽 110850

1 序言

由于鈦合金其具有質(zhì)量輕、耐蝕性好及加工工藝性好的特點，因此在航空航天領(lǐng)域零部件制造中成為了首選原材料，并且已經(jīng)得到了廣泛應(yīng)用[1-3]。為了滿足當(dāng)下運載工具對輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)的需求，薄壁鈦合金內(nèi)置加強(qiáng)筋結(jié)構(gòu)常被用作氣動蒙皮構(gòu)件，因此對內(nèi)置加強(qiáng)筋結(jié)構(gòu)的制造質(zhì)量、性能和尺寸精度均提出了較高的要求。傳統(tǒng)的內(nèi)置加強(qiáng)筋蒙皮制造采用鉚接或TIG熱源的壁板穿透焊接成形，然而不論是鉚接還是壁板穿透焊接均對蒙皮構(gòu)件的整體性造成了破壞，并且采用鉚接結(jié)構(gòu)不可避免地增加了構(gòu)件的質(zhì)量，而TIG焊接由于其熱輸入較大，所以會導(dǎo)致最終成形構(gòu)件的變形量較大，尺寸精度難以保證[4-7]。針對傳統(tǒng)內(nèi)置加強(qiáng)筋制造中出現(xiàn)的問題，研究者提出了內(nèi)置加強(qiáng)筋T形接頭的激光焊接，充分利用激光焊接熱源能量密度高、焊接速度快及變形量小的特點，采用T形接頭立筋兩側(cè)同步施焊，有效地改善了焊接變形，提高了接頭的質(zhì)量，保證了接頭的整體性，具有廣泛的應(yīng)用前景[8-10]。

文中采用激光焊對厚度為1.5mm立筋與厚度為2mm底板的T形接頭進(jìn)行焊接，并對接頭的力學(xué)性能進(jìn)行了測試，為了分析接頭的力學(xué)性能規(guī)律，還利用金相顯微鏡對接頭的組織進(jìn)行了觀察。

2 試驗材料及方法

試驗中所選用的母材厚度為1.5mm與2mm的TC4鈦合金，其中1.5mm厚的鈦合金作立筋材料，2mm厚的鈦合金作底板材料，從而形成1.5mm立筋與2mm底板的T形接頭。所選材料的化學(xué)成分滿足GB/T 3620.1—2007《鈦及鈦合金牌號和化學(xué)成分》的相關(guān)規(guī)定，其化學(xué)成分見表1。所選鈦合金的母材組織如圖1所示。從圖1可看出，母材組織為等軸α相與β相，且在組織中還存在因軋制而形成的纖維方向。待焊試片分為底板與立筋兩種，其中底板的尺寸為300mm×200mm（200mm長度方向為原材料纖維方向），立筋的尺寸為200mm×20mm（200mm長度方向為原材料纖維方向），兩種待焊試片均采用激光切割下料。待焊試片焊前需要采用機(jī)械方法去除表面的氧化膜，并采用酸洗去除其表面的油污，在焊接試片裝夾后還需要用丙酮對待焊表面20mm范圍內(nèi)的區(qū)域進(jìn)行擦拭去除灰塵。本研究采用的激光焊焊接參數(shù)見表2，激光離焦量選用2mm，激光束與底板的角度為30°（見圖2）。為了抑制激光焊接因高能量密度對熔池沖擊而產(chǎn)生的咬邊缺陷，在焊接過程中填入與待焊母材同牌號的焊絲，直徑為1mm。為了避免高溫液態(tài)熔池與大氣中的氮、氫、氧發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，造成因焊縫氧化而降低焊縫的力學(xué)性能，在焊接過程中采用與激光入射軸線同軸的惰性氣體保護(hù)罩，通入純度為99.99%的氬氣。

圖1 TC4母材顯微組織

圖2 焊接位置示意

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

表2 激光焊焊接參數(shù)

焊接完成后采用線切割方法沿圖3所示位置與尺寸制取力學(xué)性能試樣，并且分為去除立筋與帶立筋兩種，立筋去除采用銑切工藝完成。金相試樣同樣采用線切割方式制取，在自動磨拋機(jī)上將試樣端面打磨成鏡面，要求在金相顯微鏡下沒有明顯的劃痕，之后采用專用的腐蝕液（10%HF＋30%HNO3＋60%H2O）對焊縫組織進(jìn)行腐蝕，并觀察分析。

圖3 試樣截取位置與尺寸

3 試驗結(jié)果分析

3.1 焊縫形貌與組織分析

圖4所示為采用選定激光焊焊接參數(shù)完成的T形接頭焊縫表面形貌。從4圖中可看出，接頭的表面成形沒有明顯的焊溜、下榻及燒穿等表面缺陷，寬度較小，僅為1～2mm，這主要是由于激光焊接的能量密度高，熔池的表面尺寸較小，更多的熱量用于在熔池深度方向的材料熔化。

圖4 T形接頭焊縫表面形貌

圖5所示為接頭不同區(qū)域微觀組織形貌。從圖5a可看出，接頭兩側(cè)的焊縫在底部形成有效的搭接，且接頭內(nèi)部沒有氣孔等缺陷，接頭的組織分為熔化區(qū)、熱影響區(qū)以及母材區(qū)3部分，熔化區(qū)主要由粗大的柱狀晶組成，隨著距焊縫中心距離的增加，晶粒的尺寸逐漸減小。由圖5b可看出，熔化區(qū)組織由晶粒之間的α相以及晶粒內(nèi)部由α'相與β相組成的魏氏組織。這主要是由于激光焊接過程的能量密度較高，且熔池中心的金屬元素因受到激光匙孔內(nèi)部高溫高壓的作用而發(fā)生氣化，激光焊接熔池側(cè)壁與母材未熔化金屬貼合，則在熔池中心與熔池側(cè)壁之間形成較大的溫度梯度，成為熔池?zé)崃可⑹У闹饕较?，因此高溫熔池逐漸凝固形成β晶粒時也沿著平行于最大的溫度梯度方向，朝熱量散失的反方向生長，最終形成較粗大的有方向性的柱狀晶，隨著溫度的進(jìn)一步降低，在β晶粒內(nèi)部發(fā)生相轉(zhuǎn)變形成α相。同時，隨著凝固的進(jìn)行，熔池前沿過冷度逐漸增加，在β晶粒的晶界上形成α'相，并向晶粒內(nèi)部生長，α'相片層之間保留了部分殘余的β相。由圖5c可知，該熱影響區(qū)組織所受到的熱量較少、時間也較短，因此該部分保留了原始等軸晶的特點，但相對于母材處的晶粒（見圖5d），熱影響區(qū)的晶粒尺寸有長大的趨勢。

圖5 接頭不同區(qū)域微觀組織形貌

3.2 力學(xué)性能分析

（1）拉伸性能 帶立筋拉伸性能測試結(jié)果如圖6所示，拉伸測試的斷裂試樣如圖7所示。從圖6可看出，接頭各區(qū)域的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及斷后伸長率基本一致，平均抗拉強(qiáng)度約為1000MPa，平均屈服強(qiáng)度約為950MPa，平均斷后伸長率約為15%。且接頭拉伸斷裂位置均位于母材處，說明帶立筋接頭的拉伸性能與母材相當(dāng)。

圖6 帶立筋拉伸性能測試結(jié)果

圖7 帶立筋拉伸性能測試試樣

圖8所示為去除立筋拉伸性能測試結(jié)果，圖9所示為斷裂試樣。從圖8可看出，正常區(qū)的平均抗拉強(qiáng)度、平均屈服強(qiáng)度最高，分別為975MPa、932MPa；收弧區(qū)的平均抗拉強(qiáng)度、平均屈服強(qiáng)度次之，分別為972MPa、931MPa；起弧區(qū)的平均抗拉強(qiáng)度、平均屈服強(qiáng)度最小，分別為959MPa、922MPa；而收弧區(qū)斷后伸長率最高，為14.6%，正常區(qū)的次之，為14.2%，起弧區(qū)的最小，為13.4%。從圖9也可看出，去除立筋后正常區(qū)的接頭斷裂位置比較一致，均為焊縫邊緣處，去除立筋后起弧區(qū)與收弧區(qū)接頭斷裂位置呈現(xiàn)出多樣性。同時，對比帶立筋的接頭拉伸性能，可發(fā)現(xiàn)立筋對接頭力學(xué)性能有明顯的加強(qiáng)作用，其中在起弧區(qū)位置抗拉強(qiáng)度增加最明顯。

圖8 去除立筋拉伸性能測試結(jié)果

圖9 去除立筋拉伸試驗斷裂試樣

（2）剪切性能 對去除立筋接頭的剪切性能做了測試，如圖10a所示。為了便于對比，進(jìn)行了母材的剪切性能測試，如圖10b所示。檢測結(jié)果顯示，去除立筋接頭的平均剪切強(qiáng)度為622MPa，母材的平均剪切強(qiáng)度為601MPa。由此可看出，接頭的剪切強(qiáng)度較母材增加了3.4%，這主要是由于相對于母材，接頭的組織中存在針片狀的α'相，降低了裂紋擴(kuò)展速率，提升了接頭的強(qiáng)度。

圖10 剪切性能測試試樣

（3）持久性能 圖11所示為去除立筋后接頭的在540℃環(huán)境中的持久測試試樣。從圖9可看出，接頭經(jīng)過106h試驗后，沒有發(fā)生斷裂，說明接頭的質(zhì)量可以滿足使用要求。

圖11 去除立筋接頭持久性能測試試樣

4 結(jié)束語

1）TC4鈦合金T形接頭激光焊接后，接頭的內(nèi)外部質(zhì)量成形良好，接頭的組織可分為母材區(qū)、熱影響區(qū)、熔化區(qū)3部分。

2）由于接頭受到不同程度熱循環(huán)的作用，接頭焊縫區(qū)組織由大的柱狀晶組成，主要包括α相、α'相與β相。隨著距焊縫中心距離的增加，接頭組織晶粒尺寸降低，且α'相的尺寸也降低。

3）帶立筋的拉伸性能均與母材相當(dāng)，而去除立筋后正常區(qū)的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度最高，起弧區(qū)的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度最低，但去除立筋后的斷后伸長率收弧區(qū)最高、起弧區(qū)最小。

4）去除立筋接頭的剪切性能比母材提高了3.4%，而接頭的持久性能顯示滿足使用要求。