苗玉剛，王清龍，李春旺，吳一凡，趙羽揚，孫宏偉

(1.哈爾濱工程大學(xué),哈爾濱,150001；2.江蘇自動化研究所,連云港,222006)

0 序言

鈦及鈦合金是一種亮銀色的金屬，被譽為二十一世紀(jì)的新一代的“海洋金屬”，在海洋環(huán)境下不僅擁有比傳統(tǒng)海洋材料更強的耐腐蝕性能，且具有質(zhì)量輕、高比強度、抗沖擊韌性高、抗阻尼性能強、耐冷熱性能好、彈性模量低、耐疲勞性強、無毒無磁性等多種優(yōu)點[1-2].它的裝配對進一步提高海洋工程應(yīng)用裝備的作業(yè)能力、提升航行的安全可靠性具有重大意義，是一種理想型海洋工程裝備材料[3-4].

鈦合金高溫下容易與N 和O 等元素發(fā)生脆化反應(yīng)，產(chǎn)生冷裂紋，降低接頭的力學(xué)性能，同時還會與H 元素發(fā)生反應(yīng)，產(chǎn)生延遲性裂紋，在鈦合金焊接過程中，對焊縫熔池的保護是較為重要的環(huán)節(jié)[5-6]，并且針對于中厚板鈦合金，傳統(tǒng)的焊接方式多采用為TIG 焊[7]、等離子焊[8]及電子束焊[9]等方法，TIG焊材料利用率較低、生產(chǎn)周期長且熱輸入量較大，電子束焊需要在真空環(huán)境下作業(yè)，會大大降低作業(yè)生產(chǎn)效率，因此需要一種不同于傳統(tǒng)焊接的高效焊接方式.激光及其復(fù)合焊接[10-11]是一種先進的焊接技術(shù)，它有效的結(jié)合了兩種焊接方式的優(yōu)點，具有焊接能量密度高、穿透能力強、焊接速度快、對間隙適應(yīng)能力強及焊后變形和殘余應(yīng)力小等優(yōu)點，是一種適合于鈦合金中厚板焊接的優(yōu)秀焊接方法.

近年來，有部分學(xué)者對中厚板進行了激光-電弧復(fù)合焊接試驗，曹運明[12]采用開深度V 形坡口，多層多道焊的方法實現(xiàn)了對12，15 和18 mm 厚的TC18 的焊接.蘇軒[13]采用開雙側(cè)Y 形坡口及多層多道焊的形式實現(xiàn)了15 mm 厚鈦合金的焊接.目前針對鈦合金的焊接多為薄板焊接，對于10 mm 及以上厚度的鈦合金焊接，多為開單面/雙面坡口，預(yù)留1～ 3 mm 鈍邊進行打底焊接，然后進行多層多道焊填充，而在不開坡口的情況下實現(xiàn)鈦合金厚板單面焊雙面成形的研究較為匱乏.

文中采用激光-CMT 復(fù)合焊接的方法對10 mm厚TC4 鈦合金進行不開坡口的單面焊雙面成形試驗，并分析了最優(yōu)參數(shù)下的焊接接頭微觀組織對力學(xué)性能、接頭硬度及腐蝕性能的影響，試驗結(jié)果有助于中厚板鈦合金焊接工藝優(yōu)化，并在工業(yè)應(yīng)用中的效率得到提升.

1 試驗方法

試驗選用板材尺寸為200 mm×70 mm×10 mm的TC4 試板，不開坡口、不留間隙的方法進行焊接試驗.焊前對TC4 鈦合金樣板進行充分的清理，去除樣板母材表面的氧化物、油污以及其它對焊縫存在影響的污染物.TC4 鈦合金是一種α+β 型鈦合金，其中白色組織為初始α 相，灰色組織為生長在α晶界上的β 相.樣板母材的顯微組織如圖1 所示[14].采用的焊絲為Ti-5Al-4V，直徑為1.2 mm.母材化 學(xué)成分如表1 所示，填充焊絲化學(xué)成分如表2 所示.

圖1 TC4 微觀組織形貌Fig.1 Microstructure and morphology of TC4

表1 TC4 化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical composition of TC4

表2 焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 2 Chemical composition of welding wire

試驗采用福尼斯CMT 焊機及IPG 的YLS-20000 型光纖激光器進行復(fù)合焊接試驗，CMT 焊槍與豎直方向呈30°，激光器與豎直方向夾角為5°，通過設(shè)計的夾具實現(xiàn)兩個焊接熱源旁軸耦合，并調(diào)整激光器焦點與弧焊焊絲距離(光絲間距)DLA為2 mm，焊接板材不留間隙，保護氣體采用純度為99.99 的氬氣，焊接原理示意圖如圖2 所示.

圖2 焊接原理示意圖Fig.2 Schematic diagram of welding

試驗所采用的焊接試驗參數(shù)如表3 所示.并在此焊接參數(shù)下最終獲得的焊縫成形如圖3 所示，焊縫成形良好，焊縫正面和背面呈現(xiàn)亮銀色，無氧化現(xiàn)象，沒有產(chǎn)生飛濺、背面駝峰等中厚板復(fù)合焊接易出現(xiàn)的明顯缺陷，背面均勻熔透，余高也符合該厚度下的生產(chǎn)要求.實現(xiàn)了焊接速度從0.5 m/min[15]提升到了1.4 m/min，焊接生產(chǎn)效率提升了3 倍.

圖3 激光-CMT 復(fù)合焊接鈦合金焊縫成形Fig.3 Welding seam forming of laser-CMT composite welding titanium alloy at optimal parameters.(a)front weld forming;(b) back weld forming

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 welding process parameters

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

通過焊縫接頭的宏觀金相可以看出焊縫中有明顯高腳杯狀的焊縫組織及熱影響區(qū).由于焊接能量密度的不同，焊縫處分為焊縫頂部電弧作用區(qū)、中部混合作用區(qū)、底部激光作用區(qū)，分別為圖4中的a 區(qū)、b 區(qū)和c 區(qū).組織放大后如圖5 所示.在焊接過程中焊縫中的鈦合金升溫至975 ℃(Tα→β)以上時，使得區(qū)域發(fā)生β 相變，β 相晶粒過熱迅速長大變?yōu)榇执蟮闹鶢罹?，并且以一定角度延伸到焊縫的頂部.由于激光-CMT 復(fù)合焊接焊縫區(qū)域具有快速冷卻的特點，導(dǎo)致高溫產(chǎn)生的β 相不能及時轉(zhuǎn)變成α 相，從而轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧畹摩?馬氏體.焊縫電弧區(qū)的晶粒尺寸要大于焊縫中底部的晶粒，這是由于頂部區(qū)域距離弧焊熱源近，在相變溫度以上停留的時間相對較長，α 相可以充分轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相組織，且電弧區(qū)域熔寬大，β 相成長空間大，使得頂部生成的β 晶粒比底部區(qū)域的β 相大.在冷卻過程中，β 相組織尺寸不變，頂部柱狀晶生長空間大，焊縫底部由于冷卻速度更快，有更多的柱狀晶形核，且底部生長空間小，晶粒相互碰撞，停止生長，使得底部晶粒數(shù)目更多、尺寸更小.

圖4 焊縫宏觀形貌Fig.4 Macro morphology of welding seam

圖5 焊縫組織Fig.5 Microstructure of the welding joint.(a) microstructure of welding zone a;(b) microstructure of welding zone b;(c)microstructure of welding zone c;(d) microstructure of welding zone d;(e) amplification of microstructure in welding zone e;(f) amplification of microstructure in welding zone f

通過對激光作用區(qū)的e 區(qū)進行放大觀察(圖5e)看到許多相互交錯的α'馬氏體形成的網(wǎng)籃狀組織.這是因為在冷卻過程中，α'相是從β 相內(nèi)部形成，而原有的β 晶粒晶界尺寸不發(fā)生任何變化，內(nèi)部形核生成的大量柱狀晶相互交錯，柱狀晶具有遇到障礙就會停止生長的特性，因此在β 晶粒形成網(wǎng)籃狀組織.圖5d 是熔合線附近的熱影響區(qū)，可以看出熱影響區(qū)靠近焊縫區(qū)域，受焊接熱源熱輸入影響大，晶粒變得粗大，成為粗晶區(qū).遠離焊縫區(qū)域的部分，受熱源影響較小，大部分保持著母材的特性，稱之為細晶區(qū)，兩者中間的區(qū)域成為過渡區(qū).對圖5d中的f 區(qū)進行放大(圖5f)觀察可得，焊縫中大部分β 相轉(zhuǎn)變成了α'馬氏體，還有部分由于過高的激光功率而形成了粗大的片狀α 相，與網(wǎng)籃組織上細小的正常α 條相比較，在外觀形態(tài)上表現(xiàn)為粗大不均勻，由垂直于晶界的方向從晶界向晶內(nèi)生長，不會向網(wǎng)籃組織一樣出現(xiàn)相互交錯的現(xiàn)象.晶界表面比正常的α 相粗糙.這是由于在冷卻過程中，區(qū)域成分偏析造成的，β 相晶界上有α 相穩(wěn)定元素的富集和偏析，在α 相富集的地方α 相會優(yōu)先析出，并且從晶界上向晶粒內(nèi)部進行生長，最終形成了粗大的片狀α 相.

2.2 拉伸試驗

為驗證接頭的力學(xué)性能，根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進行拉伸試樣的制備與拉伸試驗，測試接頭的抗拉強度與斷后伸長率.

所得到的拉伸斷裂試樣和應(yīng)力-位移曲線如圖6所示.從圖6 中可以看出，3 次拉伸試驗均從熱影響區(qū)發(fā)生斷裂，然后向母材發(fā)生撕裂，斷口約為45°.焊接接頭的最大屈服強度為855 MPa，最大抗拉強度可到916 MPa，斷后伸長率達16.08%，通過拉伸數(shù)據(jù)說明，焊接參數(shù)下的接頭強度已經(jīng)高于母材的抗拉強度(895 MPa)和斷后伸長率(10%).

圖6 拉伸位移-應(yīng)力曲線及拉伸試樣斷裂示意圖Fig.6 Tensile displacement stress curve and tensile specimen fracture diagram

圖7 為斷口處挑選熱影響區(qū)及母材區(qū)(分別對應(yīng)圖7a 的a 區(qū)和b 區(qū)域) 進行的SEM 顯微分析，可以發(fā)現(xiàn)，斷口處呈現(xiàn)層片狀，且存在著大量深淺不同的韌窩，對比圖7b 與圖7c，可以清楚的看到，在母材處的韌窩深度要比熱影響區(qū)處的韌窩深很多，說明斷裂呈現(xiàn)出韌性斷裂，且母材處的塑性要優(yōu)于熱影響區(qū)，因此導(dǎo)致斷裂缺口從熱影響區(qū)處產(chǎn)生，向母材方向發(fā)生撕裂.

圖7 焊縫斷口形貌SEMFig.7 Welding fracture morphology and SEM scan results.(a) welding fracture;(b) SEM scan of the fracture zone a;(c) SEM scan of the fracture zone b

2.3 顯微硬度

用430-SVD 型的維氏硬度進行硬度試驗，設(shè)備操作參數(shù)為：施壓載荷2 N，加載時間為10 s，橫向硬度測試過程點與點的間隔為0.2 mm，縱向硬度測試時點與點的間隔為0.5 mm.硬度測試樣點示意圖及測得的焊接接頭硬度示意圖如圖8 所示.

圖8 焊接接頭橫向與縱向硬度Fig.8 Transverse and longitudinal hardness of welded joint.(a) diagram of weld joint hardness test;(b)transverse hardness of welded joint;(c) longitudinal hardness of welded joint

圖8 可以看出，焊縫頂部及底部區(qū)域的硬度值都要高于母材區(qū)域，這是因為在焊接過程中，焊縫中的針狀α'馬氏體使其硬度提升，并且由于焊縫底部的激光作用區(qū)具有更好的冷卻速度，所以產(chǎn)生的α'馬氏體的數(shù)量要高于電弧作用區(qū)，分布的更加密集，使得焊縫頂部硬度要低于焊縫底部的硬度，并在焊縫頂部，有一測試點硬度遠低于焊縫平均硬度，這是因為測試過程中硬度點作用在較軟的α 相導(dǎo)致.

2.4 腐蝕性能

使用三電極體系的CHI600E 電化學(xué)工作站對焊縫區(qū)與母材進行電化學(xué)腐蝕試驗.試驗采用振幅為5 mV 的正弦交流信號，掃描頻率為0.01～ 10 kHz.電腐蝕溶液采用的是質(zhì)量分數(shù)為3.5%的NaCl 溶液，將最后獲得的試驗數(shù)據(jù)通過ZSimpWin 軟件進行處理分析.

圖9 為獲得的Tafel 曲線，Tafel 曲線中腐蝕電流密度越大及自腐蝕電位越低，材料越容易腐蝕.其特征值如表4 所示，可以看出焊縫的自腐蝕電位要大于母材中的自腐蝕電位，腐蝕電流密度要小于母材的腐蝕電流密度.可以看出焊縫區(qū)域的耐腐蝕性能要優(yōu)于母材區(qū)域.

圖9 極化曲線Fig.9 Polarization curve

表4 腐蝕參數(shù)Table 4 Corrosion parameters

由于在靠近焊縫中心的位置晶粒細小，且組織分布的更加均勻，提升了焊縫中組織的鈍化能力.此外焊縫中細小的晶粒也阻礙了腐蝕溶液中Cl-的運動與吸附，降低了Cl-對鈍化膜的破壞作用，使得焊縫區(qū)抗腐蝕性能優(yōu)于母材區(qū)域[16].

3 結(jié)論

(1) 利用高功率激光-CMT 復(fù)合焊接實現(xiàn)了10 mm厚鈦合金的不開坡口單面焊雙面成形，接頭抗拉強度最高可達916 MPa，接頭斷后伸長率達16.08%，拉伸斷裂結(jié)果為韌性斷裂，斷裂在母材.

(2) 焊縫中的微觀組織主要由初生的α 相及針狀的α'馬氏體及片狀的α 相構(gòu)成，并且焊縫底部的冷卻速度最大，形成的α'馬氏體數(shù)量更多、更密集，形成了大量的網(wǎng)籃狀組織.

(3) 通過硬度測試及腐蝕性能測試發(fā)現(xiàn)，由于其焊縫中生成的大量α'馬氏體，使得焊接接頭處的硬度可達380 HV，且焊縫中細小晶粒提升了焊縫的抗腐蝕性能，使焊縫硬度與抗腐蝕性能都優(yōu)于母材.