引言

鈦及鈦合金因具有比強(qiáng)度和熱強(qiáng)度高，良好的塑性、韌性、高低溫性能以及優(yōu)異耐腐蝕性和生物相容性等優(yōu)點(diǎn)［1］，在航空航天制造、石油化工、船舶、海洋開發(fā)、電工電力和生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用［2-4］。工業(yè)純鈦薄板在焊接過程中容易產(chǎn)生變形，此外極易與空氣中各種成分發(fā)生反應(yīng)，產(chǎn)生脆性相大大降低焊接接頭的塑性和韌性，嚴(yán)重降低焊接接頭質(zhì)量［5-7］。目前主要使用鎢極氬弧焊、等離子弧焊、激光焊和電子束焊等焊接方法來對(duì)工業(yè)純鈦進(jìn)行焊接研究，相對(duì)于其他焊接方法，激光焊接具有能量集中、焊縫成形好、焊后變形小、生產(chǎn)效率高等顯著優(yōu)勢(shì)，完全滿足現(xiàn)代焊接構(gòu)件高精度和高效率要求，其焊接接頭質(zhì)量高，在鈦及其合金領(lǐng)域發(fā)展迅速［7-8］。目前激光焊接工藝參數(shù)對(duì)鈦及其合金焊縫成形及組織性能研究較多，但對(duì)其系統(tǒng)研究及其焊縫耐蝕性研究相對(duì)較少。

本文針對(duì) 0.5 mm TA1 鈦合金超薄板激光焊接關(guān)鍵參數(shù)（焊接速度、激光功率）進(jìn)行深入研究，探討了不同焊接參數(shù)對(duì)焊縫微觀組織演變規(guī)律的影響，并闡明了其對(duì)焊縫力學(xué)性能和耐蝕性的作用機(jī)制。研究結(jié)果為工業(yè)純鈦 TA1 在工業(yè)生產(chǎn)中提高生產(chǎn)效率提供理論支撐，同時(shí)為其激光焊接生產(chǎn)與工藝參數(shù)的制定及推廣應(yīng)用提供理論及技術(shù)支撐。

1 、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為退火狀態(tài)下30 mm×50 mm×0.5 mm的工業(yè)純鈦TA1板材，化學(xué)成分見表1，力學(xué)性能見表2。母材顯微組織主要為單一等軸α相，晶粒大小一致，均勻分布，如圖1所示。

使用 YLS-4000 光纖激光器進(jìn)行激光焊接試驗(yàn)，該激光器最大輸出功率為 4 kW，最小輸出功率為 400 W，光纖芯徑為 200μm，工作波長 1070 nm。

激光焊接過程中，焦距設(shè)定為 400 mm，準(zhǔn)直器長度為160 mm。焊接方式采用對(duì)接焊，為防止焊接區(qū)域氧化，采用純度為99.9%的氬氣作為保護(hù)氣體，正面保護(hù)氣體流量 15~20 L/min，尾部保護(hù)氣體流量為10~15 L/min，并在背部使用襯墊進(jìn)行保護(hù)。在保持焊接速度恒定的情況下，通過調(diào)整焊接功率，選擇綜合性更好的焊接功率。進(jìn)一步在此焊接功率下，通過改變焊接速度，對(duì)焊縫性能進(jìn)行了詳細(xì)研究，相關(guān)數(shù)據(jù)如表3所示。

2 、結(jié)果與分析

圖 2 為采用 XTL-165 系列體視顯微鏡觀察到的不同功率下所獲 TA1 焊縫宏觀形貌。當(dāng)焊接速度及其他工藝參數(shù)保持不變時(shí)，激光功率對(duì)焊縫熔寬有顯著影響。由圖可知，隨著激光功率的增加，縫寬度逐漸增加，這是單位面積內(nèi)熔化的TA1量不斷增加所致。

圖 3 為對(duì)應(yīng)圖 2 焊縫的顯微組織。由圖可知，隨著焊接功率增加，晶粒尺寸越來越大。這是因?yàn)楹附庸β试黾樱瑹彷斎爰哟?，材料在高溫下的停留時(shí)間延長，為α相晶粒的生長提供了更多的時(shí)間，最終形成較大的晶粒［9-10］。當(dāng)焊接功率為 400 W 時(shí)（見圖 3a），晶粒細(xì)小且界限分明，便于分析和觀察母材、熱影響區(qū)及焊縫區(qū)的位置和形貌。然而，TA1鈦合金純度高且雜質(zhì)含量少，且易在機(jī)械拋光過程中產(chǎn)生形變和孿晶，這些孿晶是晶體中的一種特殊缺陷結(jié)構(gòu)，會(huì)干擾正常的顯微組織觀察。在HAZ的中間部分，組織較為粗大，這是由于激光焊能量集中、熱輸入大以及 TA1 鈦合金散熱速度慢，從而促進(jìn)了晶粒的進(jìn)一步生長。此外，距離焊縫越近的區(qū)域，晶粒尺寸越大，而熱影響區(qū)范圍相對(duì)較小，約為1 mm，這一現(xiàn)象體現(xiàn)了激光焊接能量集中、熱影響區(qū)小的優(yōu)點(diǎn)。右圖為焊縫區(qū)域放大圖，焊縫區(qū)存在明顯的塊狀α相、鋸齒狀α相及少量的針狀α相。這是因?yàn)椴牧仙岵?、冷卻速度不一致導(dǎo)致高溫 β 相在快速冷卻過程中轉(zhuǎn)變成鋸齒狀α相和針狀α相。

圖4為對(duì)應(yīng)激光功率的TA1焊接接頭拉伸測(cè)試應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖可知，隨著焊接功率的增加，接頭的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，分別為293.5 MPa、278.5 MPa 和 249.5 MPa。焊接功率為 400 W 時(shí)，接頭斷裂于母材，這是因?yàn)槟覆膮^(qū)域顯微組織大多為等軸 α 相，這些等軸 α 相在拉伸過程中易發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)且 α 相數(shù)量較多，使得母材區(qū)域具有較好的塑性。在受到拉伸力時(shí)，母材區(qū)域會(huì)發(fā)生塑性變形形成頸縮，最終導(dǎo)致母材區(qū)域發(fā)生斷裂；由于激光焊接能量高而集中，且冷卻速度較快，導(dǎo)致焊縫和熱影響區(qū)存在大量鋸齒狀 α 相及少量針狀 α 相，對(duì)焊縫及熱影響區(qū)的晶粒起到強(qiáng)化作用，其次焊縫為平行于軋制的焊接，導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度低于焊縫［11］。焊接功率為 500 W 時(shí)，接頭斷裂于熱影響區(qū)。這是因?yàn)樵谳^高的焊接功率下，熱影響區(qū)長時(shí)間處于過熱狀態(tài)，導(dǎo)致晶粒長大變粗。一般來說，晶粒越細(xì)，晶界之間的交錯(cuò)越緊密，連接也更牢固［11］，這有利于提高焊接接頭的強(qiáng)度和塑性。同時(shí)，細(xì)晶粒也有助于將塑性變形均勻分布在晶粒之間，減少內(nèi)應(yīng)力，從而增強(qiáng)焊接接頭的性能。然而，在500 W功率下，熱影響區(qū)中的針狀 α 相和鋸齒狀 α 相數(shù)量減少，導(dǎo)致該區(qū)域的強(qiáng)度顯著降低，拉伸時(shí)在熱影響區(qū)發(fā)生斷裂。當(dāng)焊接功率為 600 W 時(shí)，焊接接頭斷裂仍然在熱影響區(qū)，這是因?yàn)檫^大的熱輸入導(dǎo)致晶粒粗化。綜上，功率為400 W的焊接試樣拉伸強(qiáng)度最高，隨著激光功率的增加，熱輸入的增加導(dǎo)致焊接接頭粗晶脆化，大大降低接頭的拉伸強(qiáng)度。

基于三電極電化學(xué)測(cè)試系統(tǒng)，通過電化學(xué)腐蝕方法，研究不同焊接功率下TA1焊接接頭的耐腐蝕性能變化，如圖 5 所示。試驗(yàn)?zāi)M了 TA1 鈦合金在海水中的腐蝕行為，其中陽極發(fā)生化學(xué)反應(yīng)導(dǎo)致Ti失去電子變?yōu)門i4+，陰極H+得到電子析出氫氣［12-13］。

通過比較接頭的腐蝕電流密度和阻抗大小來評(píng)判各功率下焊接接頭抗腐蝕能力。

腐蝕電流密度的大小反映了腐蝕速率的快慢，電流密度越小，材料的耐腐蝕性越好。由圖5可知，400 W 的接頭腐蝕電流密度最小，600 W 的腐蝕電流密度最大。而阻抗與此相反，400 W 的 TA1 焊接接頭更耐腐蝕。這是因?yàn)楹附庸β市。瑹彷斎胄?，晶粒?huì)越細(xì)小，晶內(nèi)缺陷數(shù)量減少，參與腐蝕活性點(diǎn)的數(shù)量也隨之減少；其次，熱輸入越小，溫度越低，母材熔化量少，組織越均勻，焊接接頭內(nèi)部形成原電池概率下降，試樣耐腐蝕性能越好。同時(shí)，在以上參數(shù)中可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)焊接功率超過500 W，抗腐蝕性能會(huì)急劇下降。為了保證生產(chǎn)效率，最終確定了500 W的焊接功率來進(jìn)行焊接速度參數(shù)的確定。

圖 6 為 500 W 激光功率下、不同焊接速度所獲焊縫宏觀形貌。由圖6可知，隨著焊接速度的提高，焊縫寬度逐漸減小，焊縫邊界趨于平直，焊縫表面組織逐漸細(xì)化。焊接速度越小，晶粒生長方向與熔池運(yùn)動(dòng)方向的夾角越小，晶粒主軸彎曲程度越大；焊接速度越快，夾角越大，晶粒主軸幾乎垂直于焊縫中心。這是由于晶粒沿溫度梯度較大方向生長，在垂直于熔池邊界方向溫度梯度最大［14-15］。當(dāng)冷卻速度最快方向與晶粒最易生長方向一致時(shí)，最有利于晶粒生長，晶?？梢陨L到熔池中心，形成粗大的柱狀晶體，焊縫中心形成等軸晶。一般情況下，由于等溫曲線呈現(xiàn)彎曲狀態(tài)，曲線上每一點(diǎn)法線方向不斷變化，晶粒的生長方向也隨之變化，從而形成彎曲的柱狀晶體。

圖 7 為 500 W 激光功率、不同焊接速度下 TA1合金焊縫微觀組織。由圖7a可知，焊縫由粗大的柱狀和塊狀α晶粒、鋸齒狀α晶粒及少量針狀α晶粒組成。熱影響區(qū)與母材有明顯的交界，該區(qū)域中晶粒形狀不規(guī)則，多為鋸齒狀晶。從圖中可知，焊縫中心存在一個(gè)弧坑，這是由于激光焊接的高功率密度和大熱輸入導(dǎo)致熔池中的金屬蒸氣大量逸出，推動(dòng)熔池表面金屬向兩側(cè)移動(dòng)，冷卻凝固時(shí)兩側(cè)金屬未能及時(shí)回流，從而在焊縫中心形成凹陷。由圖7b可知，焊縫中心由粗大α晶粒和鋸齒狀α晶粒組成，有少量針狀 α 晶粒分布，焊縫與熱影響區(qū)之間無明顯交界。熱影響區(qū)與母材之間的界限清晰，HAZ內(nèi)部分是較為粗大α晶粒和大量鋸齒狀α晶粒。在圖7c所示焊縫中，塊狀α晶粒尺寸明顯減小，鋸齒狀和針狀 α 晶粒分布較多，HAZ 組織相對(duì)細(xì)小。α 晶粒尺寸及形態(tài)受焊接參數(shù)的影響，在不同焊接速度下，焊接的熱輸入不同，焊縫組織中塊狀 α 晶粒和鋸齒狀α晶粒的大小會(huì)發(fā)生改變。激光焊接過程是一個(gè)快速加熱和快速冷卻凝固結(jié)晶過程，柱狀晶在此條件下沿著熔合線向焊縫中心快速發(fā)展，組織結(jié)晶方向與最大溫度梯度方向相一致。對(duì)比圖7中焊縫晶粒的尺寸可知，隨著焊接速度的增大，晶粒尺寸逐漸減小，這是因?yàn)楹附铀俣鹊脑黾訉?dǎo)致焊縫熱輸入顯著降低，沒有足夠能量支撐晶粒長大。同時(shí)，圖7a焊縫上部缺口也表明在焊接功率不變的情況下，當(dāng)焊接速度較小時(shí)，由于熱輸入過大，容易在焊縫處產(chǎn)生焊接缺陷。

圖 8 是 500 W 激光功率、不同焊接速度下 TA1接頭拉伸試樣的室溫拉伸曲線。由圖可知，當(dāng)焊接速度為 70 mm/min、90 mm/min、110 mm/min 時(shí)抗拉強(qiáng)度分別為 240.3 MPa、255.8 MPa、285.5 MPa。斷裂位置分別位于HAZ、HAZ、母材。這表明，在焊縫完全熔透且無缺陷的情況下，隨著焊接速度的增加，接頭的抗拉強(qiáng)度逐漸增大。且110 mm/min焊接速度下試樣的延伸率更高，這是因?yàn)檩^低的焊接速度導(dǎo)致較大的熱輸入，使焊縫在高溫停留時(shí)間較長，熔池過熱，促進(jìn)了 β 鈦晶粒的快速生長，并在冷卻過程中形成粗大的 α 晶粒，這些粗大晶粒導(dǎo)致材料的脆化，從而降低其力學(xué)性能，使得在拉伸過程中更容易發(fā)生斷裂。隨著焊接速度的增大，線能量減小，晶粒逐漸細(xì)化，由于細(xì)晶強(qiáng)化，細(xì)化的晶粒在受到拉力作用時(shí)，塑性變形分散到更多的晶粒內(nèi)進(jìn)行。并且晶粒越細(xì)小，晶界面積越大，晶界曲折程度越高，位錯(cuò)滑移至晶界前被晶界阻擋，使得塑性變形無法傳播到相鄰晶粒中，裂紋擴(kuò)展困難［16-17］。

圖 9 為 500 W 激光功率、不同焊接速度下 TA1焊接接頭陽極極化曲線。由圖可知，各曲線均無明顯鈍化區(qū)間。隨著焊接速度增加，腐蝕電位逐漸增大，表明接頭的耐腐蝕性能逐漸增強(qiáng)，焊接速度為110 mm/min 時(shí)接頭的耐腐蝕性能最好。盡管焊接速度為 90 mm/min 接頭腐蝕速率最小，110 mm/min的腐蝕速率最大，但從整體來看腐蝕速率區(qū)別不大。這是由于鈦材本身具有良好的耐蝕性，且激光焊接能量集中，對(duì)母材影響較小，所以焊后接頭依然保持較好的耐腐蝕性能［18］。

3 、結(jié)論

（1）結(jié)合生產(chǎn)效率和焊接接頭性能，本研究確定了本次的優(yōu)化工藝參數(shù)：激光功率為500 W，焊接速度為110 mm/min。

（2）TA1 焊接接頭抗拉強(qiáng)度隨著焊接功率的增大不斷下降，激光功率為 400 W 時(shí)抗拉強(qiáng)度為293.5 MPa，此時(shí)焊縫區(qū)組織為粗大α晶粒、鋸齒狀α晶粒和少量針狀α晶粒，熱影響區(qū)組織構(gòu)成為粗大α晶粒和不規(guī)則鋸齒狀α晶粒，并且由于焊接功率小，熱輸入小，晶粒會(huì)越細(xì)小，晶內(nèi)的缺陷數(shù)量會(huì)減少，參與腐蝕活性點(diǎn)的數(shù)量也隨之減少，故 400 W 下TA1激光焊焊接接頭更耐腐蝕。

（3）TA1焊接接頭在焊接速度為70 mm/min時(shí)，焊接接頭焊縫中心顯微組織為粗大α晶粒和少量針狀 α 晶粒，當(dāng)焊接速度為 110 mm/min 時(shí)，抗拉強(qiáng)度為 285.5 MPa，焊縫中心顯微組織為針狀 α 晶粒；接頭熱影響區(qū)的顯微組織均為粗大α晶粒和不規(guī)則鋸齒狀α晶粒；隨焊接速度增大，焊接接頭晶粒尺寸減小，抗拉強(qiáng)度增大，耐腐蝕性能最佳。

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