大厚度TC4鈦合金超窄間隙激光填絲焊接頭組織性能研究

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，江西 南昌 330063

3.鄭州機械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術國家重點實驗室，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、比強度高、抗腐蝕及耐疲勞等優點，廣泛應用于海工裝備和船舶工業領域［2-3］，例如“奮斗者號”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。

厚板鈦合金焊接過程中的熱循環必然會使焊接接頭沿壁厚方向各區域的組織變得復雜和性能分布不規律。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、形態及分布等微結構，不同微結構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，且鈦合金的導熱性能差，為高溫β相晶粒的長大提供了充裕的時間，熔池溫度分布梯度較大，冷卻速度不一致，導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生極大的組織及性能不均勻。

近年來，相關研究學者在大厚度鈦合金焊接接頭的組織分布規律、性能調控等方面進行了深入分析。Tao Yang等［6］采用窄間隙非熔化極氣體保護焊接技術實現了60 mm厚TC4鈦合金的優質焊接，發現沿著壁厚方向焊接接頭不同區域的性能差異較大，這與馬氏體的組織形貌特征密切有關，相比較于束狀馬氏體組織，交錯狀馬氏體組織具有更高的硬度。余陳等［7］采用X射線衍射法測量100 mm厚TC4鈦合金電子束焊接頭表面殘余應力分布，發現上下表面殘余應力峰值均位于熱影響區附近，接頭經過600℃×2 h焊后熱處理后殘余應力降低，但在接頭上下表面呈現不同效果。龔玉兵等［8］采用電子束焊接方法實現了中厚鈦合金板的連接，發現當焊接工藝參數不同時，鈦合金焊接接頭組織分布在熔寬和熔深方向均呈現較大的不均勻性特征，增大焊接熱輸入會使晶粒組織明顯粗化，但是可以抑制組織分布的不均勻性，反之則會使晶粒組織明顯細化，但是組織分布的不均勻性呈增大趨勢［9］。

上述研究多集中于采用非熔化極惰性氣體保護焊及真空電子束焊進行大厚度鈦合金的焊接。非熔化極惰性氣體保護焊存在焊接效率低、焊接變形大等缺點；真空電子束焊接則受限于焊接構件的尺寸，且真空環境成本較高。而激光填絲焊可在兼顧熱輸入小、能量可精準調控的同時，通過添加焊絲實現對焊縫組織性能的冶金調控［10］；同時，窄間隙激光填絲焊還具有熱影響區窄、生產效率高、焊接接頭變形小等諸多優點，具備獲得低變形、優質厚壁鈦合金焊接接頭的理論基礎，但截至目前鮮有相關文獻報道其研究成果。文中在實現96 mm厚TC4鈦合金板激光填絲焊基礎上，對焊接接頭沿壁厚方向的組織和性能的分布規律性進行分析，為大厚度鈦合金焊接結構在深海工程領域的實際應用提供理論支撐。

1 實驗用材料與設備

實驗用TC4鈦合金厚板尺寸400 mm×200 mm×96 mm，填充金屬為自主研發設計的直徑為1.2 mm的Ti-Al-V-Mo系藥芯焊絲［11］，化學成分如表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，坡口根部間隙設計為3.2 mm，單邊坡口角度為1°，同時設計單邊2°的反變形，并加工4個墊板放在待焊試板下方，對其進行剛性固定，坡口形式如圖1所示。焊前對鈦合金板進行打磨和酸洗，酸洗溶液為5%HF+30% HNO3+65% H2O（體積分數），水洗清除酸液后烘干待焊。采用激光填絲焊接方式進行焊縫填充，焊接熱源采用德國IPG公司生產的YLS-6000光纖激光器，焊接工藝參數見表2，使用單激光進行打底，通過單道填充42層完成焊接，激光束采用圓形擺動模式，擺動幅度2 mm，擺動頻率100 Hz，層間溫度控制在180℃±20℃之間，采用He作保護氣體，氣體壓力值0.5 MPa，氣體保護裝置如圖2所示［12］。

表1 母材和焊絲化學成分（質量分數，%）Table 1 Chemical compositions of base metal and welding wire（wt.%）

表2 焊接工藝參數Table 2 Welding parameters

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

焊接完成后，利用線切割設備進行試樣加工。采用OLYMPUSGX71光學顯微鏡（OM）、JEM-2100F型場發射透射電子顯微鏡（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射線衍射儀對焊縫的微觀組織進行觀察和物相分析；利用HVS-1000Z型硬度計進行顯微硬度測試；室溫拉伸性能在INSTRON 5569電子萬能試驗機上進行，并采用數字圖像相關法（DIC）記錄焊接接頭在拉伸過程中的變形行為。

2 實驗結果與分析

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，無咬邊、未熔合等焊接缺陷，焊縫表面呈銀白色，整個焊接接頭變形很小。

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區域的低倍顯微組織及焊縫區、熔合區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，無氣孔、裂紋及側壁熔合不良等焊接缺陷。焊接接頭焊縫區由柱狀晶組成，由于柱狀晶沿著溫度梯度增高方向生長，所以柱狀晶由兩側向焊縫中心處生長且呈對稱分布。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、中部及下部焊縫區域的低倍組織照片。在進行底部焊縫焊接時，其散熱方式主要是通過裝夾焊接試板平臺導熱為主，冷卻速率較快，所以晶粒的形態由少量等軸晶和柱狀晶組成；隨著沿壁厚方向繼續焊接，熱量逐漸累積，散熱速度變慢，為柱狀晶的生長提供了充裕的時間，造成中部焊縫中柱狀晶粗大且等軸晶數量減少；當填充到上部焊縫時，散熱能力急劇下降，同時由于焊縫寬度的增加，激光功率也同時增加，導致柱狀晶更加粗大且等軸晶消失。同時在層與層之間發現明顯的層帶條紋，這是后續的填充層對前道填充金屬進行多次熱循環作用所遺留的。

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、中部及下部焊縫區域中紅色框內組織的高倍顯微照片。上部、中部及下部焊接接頭中焊縫區域均主要由大量細長針狀α'馬氏體相互交織構成，其中在上部焊縫中還發現了魏氏組織，中部焊縫中有少量的晶界αgb相，下部焊縫則全部由細長針狀α'馬氏體構成。在窄間隙激光填絲焊接過程中，激光能量集中，TC4鈦合金焊縫金屬中β相快速長大生成粗大柱狀晶，在隨后的冷卻過程中，下部焊縫由于熱量累計較少，并且可以通過焊接墊板及裝載平臺等途徑進行散熱，因此其散熱速度較快，下部焊縫金屬中的β相通過擴散型相變為α相的過程來不及進行，直接切變成與α相成分一致、而晶體結構不同的過飽和α'馬氏體。受形核缺陷影響，α'馬氏體出現交錯分布的形貌，這與熔池金屬蒸發、等離子體噴射及熔池的快速冷卻的相互作用相關，從而在焊縫中產生馬氏體形核所需缺陷，形成更多的形核核心，馬氏體一旦出現就會快速完成生長，從而出現散亂交錯的微觀組織。而上部及中部的焊縫由于前序焊道產生的熱累計及散熱途徑減少，當鈦合金焊縫組織在β相轉變點以上溫度以較慢的冷卻速度降溫時，α相通過擴散相變優先在原始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、中部及下部焊縫區域熔合區組織的高倍顯微照片，包括焊縫、熱影響區及母材，可以發現，下部焊接接頭的熱影響區寬度＜中部焊接接頭的熱影響區寬度＜上部焊接接頭的熱影響區寬度。

上部焊接接頭中焊縫的TEM結構如圖5a所示，在相對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，經過SAED證實α'馬氏體組織呈六方密排結構，如圖5d所示。同時，在圖5a中發現少量殘余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結構如圖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，同時伴有少量孿晶產生。下部焊接接頭中焊縫的TEM結構如圖5c所示，在較快的冷卻速度條件下，α'馬氏體板條明顯細化，寬度約為0.15～0.20 μm，相互之間位相差較小的多個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域均發現了位錯的存在，它在高溫與壓力作用下極容易發生運動。這是因為在激光填絲焊接過程中，激光束呈圓形周期性擺動，給凝固結晶前沿施加了一個動壓力，該動壓力在焊縫金屬中將轉換為可以產生彈性變形的應力，當這些應力超過彈性極限時產生塑性變形，即產生了位錯。因此，當激光功率越大，焊接熱輸入越大，破壞焊縫熔池凝固結晶過程穩定性越劇烈，則焊縫金屬中將產生越多的位錯［14］。

由于α'馬氏體相變過程中應力釋放主要是依賴位錯的形成和移動實現，在焊接接頭下部焊縫組織中，α'馬氏體在形核與長大過程中產生的相變應力較小，位錯密度較低；而中部焊縫組織中的α'馬氏體粗化導致相變應力明顯提高，位錯密度提高；上部焊縫組織中，α'馬氏體的顯著粗化導致相變應力大幅增加，位錯也更加密集。

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較大的取向差異；3個區域焊縫中α'馬氏體擇優取向分布較為明顯，板條寬度差異較大，這種差異產生的主要原因是鈦合金焊縫金屬很容易發生非擴散型馬氏體轉變［15］，板條馬氏體從各方向向焊縫中心生長，在鈦合金激光填絲焊熔池凝固過程中，不同位置的焊縫熔池金屬冷卻速率差異較大，產生的溫度梯度差異也較大，特別是對于TC4雙相鈦合金焊縫組織而言，體心立方β相轉變成密排六方α'馬氏體時，兩相之間必須滿足Burgers晶格對應關系［16-17］，即｛0001｝α//｛110｝β和<1120>α//<111>β。理論上，一種特定取向的β相可轉變成12個不同取向的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相傾向于轉變成某一擇優取向的α'馬氏體變體，以保持系統總能量最低。因此，各焊縫區域冷卻速度的區別導致粗大原始β晶粒高溫停留時間不同，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為不同區域焊縫組織中晶界取向差分布圖，呈現出集中在2°、60°、90°出現峰值的分布特征，其中60°和90°是鈦合金發生α'馬氏體轉變常見的取向差角度。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展方向，小取向差的晶界能量較低，且晶界位錯結構簡單，解理裂紋可以輕易穿過［19］。

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

經統計，下部焊縫區域組織中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，因為裂紋在晶粒中呈Z型擴展，當遇到大角度晶界時會發生轉向，裂紋擴展方向與相鄰晶粒位相差有關，相鄰晶粒位相差越大，位錯開動阻力越大，裂紋形成角度越大，從而對裂紋擴展的阻力就越大，裂紋通過大角度晶界時，消耗的能量增加，起到止裂作用，從而提高焊接接頭的強度。

2.3 焊縫XRD分析

焊接接頭上部、中部及下部區域中焊縫的XRD測試結果如圖7所示，全部為密排六方（HCP）晶體結構，通過六方晶格的c/a常數計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，且主強峰一致出現在2θ=40.5°；由于初始α相和高溫殘留β相含量較少，因此在XRD測試過程中并未被發現。鈦合金焊縫組織自高溫快速冷卻的過程中，高溫β相的晶體結構可以發生改變，但成分濃度基本保持不變，從而形成過飽和固溶體，即α'馬氏體［20］。相關學者［21］研究表明，淬火馬氏體的形貌、尺寸、含量及晶格常數與冷卻速度有較大關系，隨著冷卻速度的增加，β相晶格改組的阻力降低，能夠較為容易地轉變為六方晶格的α'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。

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

2.4 焊接接頭力學性能測試

焊接接頭上部、中部及下部各區域顯微硬度分布如圖8所示，從左至右依次為焊縫區、熱影響區及母材區。由圖可見，3個部位各區域顯微硬度數值略有不同，但是分布趨勢基本保持一致，3個部位焊縫區域的顯微硬度均高于熱影響區和母材，而熱影響區硬度值小于母材，這是因為經歷激光填絲焊接熱循環后，熱影響區晶粒中的位錯密度有所下降，同時熱影響區晶粒發生長大，導致其硬度低于母材和焊縫；硬度峰值一般出現在焊縫區域靠近熔合線附近位置，跨過熔合線后硬度顯著降低；由于上部和中部的焊縫區域均存在少量的α相，而鈦合金各相的硬度排序為α'>α>β［22］，因此含有α相的上部和中部的焊縫區平均硬度值略低于下部焊縫區；并且根據霍爾-佩奇公式可知，室溫下晶粒尺寸越細小，單位體積所包含的晶界越多，強化效果越好［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。

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

在室溫環境下對TC4鈦合金母材及激光填絲焊接接頭進行了靜載荷拉伸試驗，結果如表3所示。

表3 拉伸性能試驗結果Table 3 Results of tension test

由表3可知，焊接接頭上中下3部分的抗拉強度與母材相當，焊接接頭斷裂位置均發生在硬度值較高的焊縫處，這是由于焊縫內柱狀晶具有明顯的方向性，垂直于熔合線生長，在拉伸過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發生。此外，初生α相具有一定的變形協調能力，當上部和中部的焊接接頭進行拉伸塑性變形時，滑移將首先在個別位向因子最大的α相（魏氏組織或晶界αgb相）晶粒內開動，隨著拉伸的進行，變形會很快分散到其他晶粒中，因此，含有一定數量的初生α相的顯微組織可以承擔更多的變形，從而表現出較高的塑性與韌性［26］。

2.5 焊接接頭DIC分析

采用數字圖像關聯技術（DIC）對焊接接頭上部、中部和下部在拉伸過程中不同區域的變形行為進行分析，結果如圖9所示。由圖9可知，焊接接頭在拉伸過程中，最大局部應變出現在焊接接頭下部靠近母材的焊縫區域，局部應變值達到26.3%，而最小局部應變值出現在焊接接頭上部靠近母材的焊縫區，局部應變值約為14.5%。從3個接頭的最大局部應變值，并結合表3可以看出，焊接接頭的斷裂均發生在局部應變最大處。通過對比圖9a和圖9c還可以發現，發生局部較大變形的區域寬度存在差別，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寬度大于焊接接頭下部的關系極為緊密。

圖9 不同厚度區域焊接接頭DIC測試結果Fig.9 The DIC results of weld joints at various location

焊接接頭在拉伸過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域開始。從圖9中可以看出，當拉伸時間為60 s時，上部、中部和下部焊接接頭都出現了明顯的變形集中區，且都是靠近焊縫區的母材區域部分，結合顯微硬度結果分析可以確定，該區域為焊接接頭的熱影響區。隨著拉伸的進一步進行，局部變形最大值發生再分布，直至試樣發生斷裂。焊接接頭下部由于焊接熱影響區寬度最小，使得其在拉伸過程中的變形特性不明顯，從開始拉伸直至斷裂僅發生在靠近熱影響區的焊縫區域。從局部塑性變形和接頭整體塑性變形角度出發可以發現，由于焊接接頭上部、中部熱影響區寬度較大，分擔變形的能力較強，因此局部最大變形量相對較小，這一結果與具有狹窄熱影響區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，拉力繼續增加直至斷裂，形成宏觀上呈纖維狀、微觀上呈韌窩態的斷口特征，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小的韌窩和準解理面組成，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 結論

采用自主開發設計的Ti-Al-V-Mo系藥芯焊絲進行了96 mm厚TC4鈦合金板窄間隙激光填絲焊接，并對焊接接頭組織性能及其分布特征等進行了深入研究分析，主要得出以下結論：

（1）焊縫形貌整體呈釘形，未發現氣孔、裂紋及側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域均主要由大量細長針狀α'相相互交織構成，其中在上部焊縫中發現了少量魏氏組織，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寬度、焊縫區域中的α'馬氏體板條寬度均呈遞減趨勢，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現了位錯的存在，在下部焊縫組織中位錯密度較低，而在中部焊縫組織中和上部焊縫組織中，α'馬氏體的粗化導致相變應力提高，位錯較密集；下部焊縫區域組織中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域組織中的略少一些。

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

（4）焊接接頭在拉伸過程中，最大局部應變出現在焊接接頭下部靠近熔合線的母材區域，局部應變值達到26.3%，而最小局部應變值出現在焊接接頭上部試樣的靠近試樣邊緣的母材中，局部應變值約為14.5%。焊接接頭的斷裂都是發生在局部應變最大處。發生局部較大變形的區域寬度存在差別，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寬度大于焊接接頭下部有密切關系。