引言

隨著我國(guó)高速列車的發(fā)展和運(yùn)行時(shí)速的逐步提高，對(duì)轉(zhuǎn)向架輕質(zhì)、高強(qiáng)、耐疲勞、耐腐蝕等性能要求也不斷提高。鈦及鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕、無(wú)磁性等特性［1-2］，使其成為新一代高速列車轉(zhuǎn)向架的理想材料［3］。由于鈦合金焊接后焊縫冷卻速度較快，在焊縫組織冷卻過(guò)程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致焊縫塑性和韌性相對(duì)較差，使其成為鈦合金轉(zhuǎn)向架的薄弱區(qū)域。為提高焊接接頭的韌性和塑性，方乃文［4-6］等人通過(guò)在藥芯焊絲中添加TiAl-V-Mo粉，在提高TC4鈦合金大厚板窄間隙激光焊接接頭的穩(wěn)定

性和強(qiáng)化能力的同時(shí)還能夠保持接頭的塑性。程?hào)|海［7］等人通過(guò)在TC4鈦合金焊縫中添加稀土元素Yb2O3，使焊縫中心β晶粒尺寸由337μm降低至127μm，提高了焊縫塑性。蔣哲亮［8］通過(guò)在Ti6Al4V合金的焊縫中添加Ce元素，降低了焊縫原始β柱狀晶組織尺寸，使焊接接頭的強(qiáng)度和塑性均得到提升。Song［9］等人研究發(fā)現(xiàn)，在Ti-NbTa-Zr合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.1%的Ce元素，使得抗疲勞性能增強(qiáng)。堅(jiān)硬的稀土氧化物可以阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而抵抗疲勞裂紋的形成。蔣鵬［10］等人通過(guò)在Ti50焊縫中添加0.8%的Fe元素，使焊縫的綜合性能得到明顯提升。楊楠［11］利用激光增材制造的方法研究了V元素對(duì)TC4合金增材構(gòu)件的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)V含量為6%時(shí)，對(duì)初生α-Ti具有較好的細(xì)化作用，使材料具最優(yōu)抗拉強(qiáng)度、延伸率和耐磨性。葛鵬［12］等人研究了Mo、V、Cr對(duì)β相的影響，發(fā)現(xiàn)Mo對(duì)β相有明顯的細(xì)化作用，提升了合金的抗拉強(qiáng)度。郜廣軍［13］通過(guò)研究Si、Mo、Y對(duì)Ti55合金組織及性能的影響，發(fā)現(xiàn)Mo含量的增加細(xì)化了合金的顯微組織，增加了合金的維氏硬度，提高了室溫?cái)嗔秧g性和壓縮性能。

上述研究表明，在焊縫中添加適宜的合金元素能提升焊縫性能，而Mo元素或稀土元素對(duì)焊縫晶粒細(xì)化和提高焊縫的強(qiáng)韌性具有明顯的作用。因此，為改善鈦合金激光焊接后接頭韌性較差的問(wèn)題，本研究通過(guò)在焊縫中添加不同含量的Mo元素，對(duì)焊后接頭的組織形貌、力學(xué)性能進(jìn)行研究，探索Mo元素對(duì)焊縫強(qiáng)韌性的影響機(jī)制，為鈦合金專用焊絲的研發(fā)提供數(shù)據(jù)支撐。

1、材料及試驗(yàn)方法

1.1試驗(yàn)材料

焊接試驗(yàn)所用板材為2.5mm厚的鈦合金（成分如表1所示），該材料經(jīng)過(guò)固溶（1019℃，2h）和時(shí)效（700℃，5h）處理，形成了近α雙態(tài)組織（見(jiàn)圖1a）。

為縮減試驗(yàn)周期和成本，焊材熔煉后不再進(jìn)行焊絲制作，因此本文采用熔煉焊材直接切條并預(yù)埋入坡口的方式進(jìn)行激光填絲焊。為便于焊接，將母材切割成尺寸為125mm×50mm×2.5mm的待焊試樣，并在待焊處開(kāi)截面尺寸為1.2mm×2.0mm的L形坡口用于預(yù)埋不同成分的焊材。為研究Mo元素對(duì)焊縫性能的影響，配制了Mo質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0%、1%、2%、3%、4%的焊材成分，如表1所示。焊材是由各成分金屬經(jīng)過(guò)稱量、熔煉、切割而成，首先將配制好的焊材成分放入非自耗真空電弧爐熔煉成直徑約為30mm、高10mm的鑄錠（見(jiàn)圖1b），并切割成尺寸為1.2mm×2.5mm×20mm的小條。母材與焊材裝配前用混合酸溶液（HNO3∶HF∶H2O=12∶5∶83）酸洗5min，而后放入酒精中進(jìn)行超聲波清洗10min，取出后放入真空干燥箱中烘5h。

1.2試驗(yàn)設(shè)備及工藝參數(shù)

焊材熔煉設(shè)備為WS-4型非自耗真空電弧爐，熔煉的電流大小為150A，每組成分金屬需反復(fù)熔煉3次、每次熔煉40s。為確保熔煉后鑄錠成分的均勻性，熔煉過(guò)程中對(duì)熔池進(jìn)行了電磁攪拌。激光焊接設(shè)備為TruDisk10002型光纖激光器（波長(zhǎng)：1030nm，光斑直徑：0.4mm），焊接前將準(zhǔn)備好的焊材與開(kāi)好L型坡口的母材緊密裝配。為保護(hù)焊接過(guò)程中熔池不被氧化，將裝配好的試樣焊縫部位放入特制的夾具中并充入高純氬氣（99.99%Ar2），流量大小為25L/min，焊接裝配如圖2所示。同時(shí)，為降低焊縫氣孔率，本文利用激光振鏡系統(tǒng)對(duì)激光束施加擺動(dòng)，擺動(dòng)路徑為O形，具體焊接工藝參數(shù)和擺動(dòng)參數(shù)如表2所示。

1.3力學(xué)性能試驗(yàn)

1.3.1硬度測(cè)試

本文利用HVS-30型數(shù)顯維氏硬度計(jì)并依據(jù)GB/T2654《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》進(jìn)行焊接接頭硬度測(cè)試。

加載試驗(yàn)力為1kg，保荷時(shí)間為10s。焊接接頭試驗(yàn)測(cè)點(diǎn)如圖3所示，打點(diǎn)線距焊縫表面1.25mm，即試樣中線位置，每個(gè)點(diǎn)間距為0.5mm，從試樣正中心向左向右各打15個(gè)試驗(yàn)點(diǎn)。

1.3.2拉伸性能測(cè)試

為研究不同Mo含量的焊材對(duì)焊縫拉伸強(qiáng)度和塑性的影響，本文利用DNS300型高溫電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，按照GB/T228.2—2015《金屬材料拉伸試驗(yàn)第二部分：高溫試驗(yàn)方法》對(duì)焊接接頭進(jìn)行拉伸性能測(cè)試。拉伸試驗(yàn)的環(huán)境溫度為650℃，拉伸速率設(shè)置為3mm/min。爐溫升高至設(shè)定溫度后需保溫15min再進(jìn)行試驗(yàn)以確保拉伸試樣溫度的均勻性。拉伸試樣尺寸如圖4所示。

1.3.3沖擊韌性測(cè)試

為研究不同Mo含量的焊材對(duì)焊縫沖擊韌性的影響，本文采用JBN-300擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行常溫沖擊試驗(yàn)。根據(jù)GB/T2650《金屬材料焊縫破壞性試驗(yàn)沖擊試驗(yàn)》，分別在焊接試板的焊縫、母材取V形沖擊試樣，每組取3個(gè)平行試樣。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1金相組織分析

激光焊接后焊縫表面形貌如圖5所示，焊縫表面成型良好，無(wú)肉眼可見(jiàn)的焊接裂紋、氣孔、未熔合等焊接缺陷。焊接過(guò)程中氣體保護(hù)效果較好，焊縫表面光潔明亮、呈現(xiàn)出金屬光澤，焊縫未出現(xiàn)氧化情況。圖6為不同Mo含量焊材激光焊接頭截面金相組織形貌，由圖可知，Mo含量低于3%時(shí)，焊縫內(nèi)部成型較好、無(wú)明顯的氣孔和裂紋缺陷。Mo含量達(dá)到4%時(shí)，熔合線附近存在個(gè)別較大氣孔。通過(guò)觀察圖6b、6c，1%Mo和2%Mo焊縫中心組織呈現(xiàn)為粗大的原始β相柱狀晶，由于熔池凝固過(guò)程中焊縫中心位置冷卻速度相對(duì)較慢，原始β晶粒垂直于溫度梯度從熱影響區(qū)或熔池表面向焊縫中心生長(zhǎng)變得粗大［14］。隨著Mo含量的增加，焊接接頭中焊縫區(qū)的原始β相晶粒尺寸呈現(xiàn)先增加、后減小的趨勢(shì)，減小后的原始β晶粒呈現(xiàn)為較為扁平的柱狀晶。

圖7為XRD分析結(jié)果，可以看出在不同Mo含量的焊縫中，主要為α'馬氏體［15］。由于焊縫的冷卻速度較快，β相固溶元素來(lái)不及析出，β相的晶格結(jié)構(gòu)發(fā)生了非擴(kuò)散型均勻切邊，即馬氏體相變，形成了α'馬氏體，如圖8a所示。原始β晶粒內(nèi)部存在著若干相互平行、交錯(cuò)的長(zhǎng)針狀α'馬氏體，如圖8b所示，這些馬氏體貫穿整個(gè)柱狀晶，止于晶界處，使焊縫區(qū)呈現(xiàn)出網(wǎng)籃狀形貌特征［16］。

2.2力學(xué)性能分析

2.2.1硬度分析

圖9為不同Mo含量焊縫硬度分布結(jié)果，從圖中可知，硬度從母材到焊縫區(qū)域出現(xiàn)了跳躍式的升高，顯微硬度分布呈現(xiàn)出焊縫區(qū)>熱影響區(qū)>母材區(qū)的分布特征。母材的硬度值最低，因?yàn)槟覆闹泻懈嗟摩孪?，而β相的硬度相?duì)較低［17］。由于焊縫發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，焊縫區(qū)形成了大量交織的針狀α'相，α'相的硬度高于α相和β相［18］。因此，含有α'馬氏體的焊縫區(qū)的硬度高于熱影響區(qū)和母材區(qū)。母材的硬度平均為340.6HV，0%Mo~4%Mo焊縫平均硬度分別為462HV、399HV、417HV、456HV、467HV，平均值4%Mo>0%Mo>3%Mo>2%Mo>1%Mo。隨著焊縫中Mo含量增加，焊接接頭的硬度呈先減少后增加的變化規(guī)律。

2.2.2拉伸性能分析

圖10為鈦合金不同Mo含量焊接接頭及母材在650℃下的拉伸試驗(yàn)結(jié)果，由圖可知母材的抗拉強(qiáng)度平均值為882MPa，斷后伸長(zhǎng)率平均值為7.53%。0~3%Mo含量的焊縫試樣斷裂位置均位于母材，伸長(zhǎng)率均略低于母材拉伸性能。由于焊接后焊縫的快速冷卻發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體為一種脆硬相，會(huì)使焊縫的塑性和韌性降低，導(dǎo)致在拉伸過(guò)程中試樣整體的延伸率降低。4%Mo含量的焊縫由于存在氣孔缺陷，拉伸強(qiáng)度平均僅為369.3MPa，并斷裂于焊縫。

2.2.3沖擊韌性分析

圖11為不同Mo含量焊材焊縫區(qū)沖擊試驗(yàn)結(jié)果，鈦合金母材的沖擊韌性為10.09J/cm2，0%Mo~4%Mo額焊縫平均沖擊韌性分別為8.17J/cm2、6.28J/cm2、5.52J/cm2、4.72J/cm2、2.69J/cm2。隨著焊縫中Mo含量的增加，焊接接頭的沖擊韌性呈下降趨勢(shì)。由圖5可以看出，隨著Mo含量的增加，焊縫原始β晶粒尺寸減小，但不是呈現(xiàn)出等軸晶形態(tài)，而是呈現(xiàn)為一種垂直于焊縫中心的扁平狀晶粒形態(tài)。該原始β晶粒晶界均終止于焊縫中心，在焊縫中心形成了一條貫穿于焊縫的晶界。在快速冷卻過(guò)程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，原始β晶粒內(nèi)β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?#39;馬氏體。由于析出的α'馬氏體也止于原始β晶界，導(dǎo)致貫穿于焊縫中心的原始β晶界得以保留。在進(jìn)行沖擊試驗(yàn)時(shí)，沖擊裂紋沿著貫穿于焊縫中心的晶界迅速擴(kuò)展，導(dǎo)致沖擊韌性降低，原理如圖12所示。

3、結(jié)論

本文通過(guò)真空熔煉的方法制備了不同Mo含量的焊材，并將其預(yù)埋在鈦合金焊縫坡口處進(jìn)行激光填絲焊，對(duì)焊后接頭的金相組織、力學(xué)性能進(jìn)行了研究，結(jié)論如下：（1）焊縫中心呈現(xiàn)為粗大的原始β相柱狀晶，原始β晶粒內(nèi)部存在著若干相互平行、交錯(cuò)的α'針狀馬氏體。柱狀晶隨著Mo含量的增加呈現(xiàn)出逐步減小的趨勢(shì)，證明了在焊縫凝固過(guò)程中Mo元素對(duì)β晶粒的細(xì)化作用明顯。（２）母材的硬度平均為340.6HV，不同Mo含量焊縫硬度平均值4%Mo>0%Mo>3%Mo>2%Mo>1%Mo。隨著焊縫中Mo含量增加，焊接接頭的硬度先減小后增大。（3）隨著焊縫中Mo含量的增加，原始β晶粒尺寸逐步減小并呈現(xiàn)為扁平狀。由于焊縫中心最后凝固，扁平的晶粒的晶界相互連接貫穿于焊縫中心，造成沖擊裂紋沿著晶界快速擴(kuò)展，導(dǎo)致接頭的沖擊韌性降低。

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