钛及其合金在航空航天、汽车、医疗器械、军事工业等领域表现出极其突出的优越性^[1-3]。钛合金大致可分为工业纯钛、α钛合金、α-β钛合金和β钛合金。TC4(Ti-6Al-4V)钛合金属于α-β钛合金, 可以通过改变高温下β相冷却时的条件, 获得较好的力学性能。低冷却速率导致扩散控制的α相薄片和残余的具有高度重合的α/β界面的β薄片的形成；而较高的冷却速率导致α′马氏体片层和无扩散的残余β片层形成^[3]。激光焊接(LBW)是一种高效的、先进的新型连接技术, 用其对钛合金进行焊接, 会获得较窄的热影响区和更优的力学性能。

Casalino等^[4]采用光纤激光器对2 mm厚Ti6Al4V板进行对接全熔透焊接, 在焊缝观察到了完全马氏体组织, 在热影响区观察到了初生相α、块状α、以及马氏体α′。Squillace等^[5]研究了焊接速度和激光功率对1.6 mm厚Ti-6Al-4V薄板焊接质量的影响, 发现在焊接过程中会有较大的温度梯度, 因此会形成不均匀的微观组织, 焊缝和热影响区的晶粒尺寸取决于焊接热输入。Kashaev等^[6]通过对TC4板材进行了钕钇铝石榴石单面激光束焊接, 研究了焊接接头的宏观形貌和显微组织, 发现随着焊接热输入的增大, 焊缝宽度随之增大, 热影响区宽度增大至极值后保持不变, 热影响区晶粒尺寸也随着焊接热输入的增大而增大。

目前, 对4 mm、8 mm的TC4钛合金板材激光焊接接头的研究较少。对厚板的焊接相对薄板来说需要的焊接热输入更大, 组织和性能变化也会更加明显。本文分别研究了4 mm、8 mm的TC4板材激光焊接后, 焊接接头的显微组织及力学性能变化。

1 实验方法 1.1 实验材料

实验所需的母材为两种规格不同的TC4钛合金, 分别是100 mm×50 mm×4 mm和100 mm×50 mm×8 mm。母材化学成分如表 1所示。

1.2 实验过程

实验开始前, 先打磨试样表面, 再用HF(5%)+HNO₃(30%)+H₂O(65%)溶液对试样表面进行清洗、处理, 除去表面氧化膜。表面处理后的试样放入烘干炉进行烘干, 除去内部结晶水和表面的水分。

经过参数优化, 激光头倾斜5°, 以防聚焦透镜被激光束的背反射损坏。对4 mm和8 mm的TC4钛合金激光功率分别确定为1.7 kW和4.5 kW, 焊接速度统一定为0.9 m/min, 接头形式为对接。

1.3 显微组织观察及力学性能测试

对经过焊接处理后的两块板进行线切割, 取出金相试样, 将其打磨抛光后, 用CROLL腐蚀液HF(3%)+HNO₃(6%)+H₂O(91%)进行腐蚀。采用三维显微镜(KEYENCE XHX-5000)观察显微组织形貌；用显微硬度计(HXD-1000TMC)测试焊接接头的硬度分布, 采用200 g载荷, 记载时间为15 s。

2 实验结果与分析 2.1 母材组织

如图 1所示, TC4母材显微组织为等轴的α相+β相。β相均匀分布在α相晶界, 部分α相沿着变形方向被拉长。

2.2 焊接接头宏观形貌

焊接接头宏观形貌如图 2所示。从图 2 a中可以观察到, 4 mmTC4钛合金接头成形较好, 但焊缝中存在一些气孔。形成气孔的原因可能是在焊接过程中气体进入熔池, 由于熔池凝固速度快, 气体没能及时逸出；也可能是在焊接时, 熔池中产生了金属蒸汽的气团, 由于焊接过程中的温度梯度特别大, 冷却速度特别快, 使得蒸汽团没有来得及逸出熔池表面, 熔池凝固后形成气孔。从图 2 b中观察到8 mm厚板同样也存在气孔, 并且存在未焊透的现象, 焊缝成形不佳, 但气孔数量和尺寸较小, 气孔主要集中在焊缝表面和焊缝中心。

2.3 焊接接头微观组织 2.3.1 4 mm-1.7 kW焊接接头

在激光焊接过程中, 从焊接熔池到母材金属, 中间由于温度梯度和时间差异等因素, 会产生不均匀的微观组织结构。焊接接头微观组织的研究主要是研究焊缝中心、熔合区、热影响区的微观组织。

如图 3 a所示, 焊缝中心可以看到明显的柱状晶。柱状晶内有着纵横交错的针状马氏体结构。晶粒内部是片状α、片状α+β和α相集束交错排列呈典型的“网篮”状分布, 晶胞内存在着大量细小的针状马氏体结构, 这些针状马氏体的存在大大增加了焊缝中心的显微硬度。

熔合区是焊缝向热影响区过度的区域。焊接熔合区的光学显微组织显示出大量的针状马氏体特征。如图 3 b所示, 熔合线清晰可见。在熔合区形成α′马氏体是由于β相无扩散地转变成α′马氏体相(α′针状), 当熔合区从较高温度冷却下来时, 大量的β相转变为马氏体α′、块状α和块状α_m相, 这取决于冷却速率。

焊接热影响区是未熔化的区域, 但因受到热的作用其显微组织发生了变化。热影响区的宽度及组织取决于热输入的大小。从熔合线附近到母材, 热影响区的不同位置经历不同的温度, 可根据受热不同将其分为靠近熔合区区域的热影响区(粗晶区)及靠近母材的热影响区(细晶区)。如图 3 c及图 3 d所示, 粗晶区是针状α′(即马氏体相)和少量块状α(即由先前的β晶粒转变而来的α)相的混合物。在靠近熔合区的热影响区没有观察到最初的α相和β相。因此, 该区域被称为热影响区的完全转化区域。远离熔合区的热影响区由块状α相、初级α相和初级β相以及少量α′相组成。Ahmed等^[7]报告了类似的微观结构, 母材附近的显微组织特征与熔合区附近和热影响区中部完全不同。

2.3.2 8 mm-4.5 kW焊接接头

在TC4钛合金的激光焊接过程中, 由于激光束的高功率密度, 焊缝金属完全熔化, 当加热时, α相完全转变为β相。在随后的冷却过程中, 由于冷却速度快, 针状马氏体α′相由凝固的β相通过剪切变形形成。比较图 3 a和4 a中α′马氏体相的形态随着热输入的增加而从针状变为板状。马氏体形态的不同主要受马氏体形核影响, 激光功率越高, 熔池金属蒸发和等离子体喷射作用加强, 焊接熔池受其搅拌作用同时加强, 造成更多的形核核心, 马氏体一旦形核立即快速生长, 从而生长成更加散乱交错的组织。

如图 4 b所示, 熔合线也同样很清晰。从图中观察到纵横交错的针状马氏体结构, 对比图 3 b和图 4 b可以看出, 焊接功率的增加, 针状马氏体晶粒尺寸更加粗大。α′片晶的长度和厚度都随着热输入的增加而增加。

热影响区晶粒尺寸同样是随着焊接功率的增加而增大。如图 4 c所示, 粗晶区存在着更密集的针状马氏体结构, 也是跟焊接功率的增大从而形成更多的形核核心有关。细晶区组织如图 4 d所示, 有着更多得块状α和β相。这是由于细晶区的温度属于双相区, 低于马氏体开始转变的温度区域, β相难以通过切变形成马氏体, 但随着焊接功率的增加, 在相对高温条件下, 有部分α相转化为β相, 导致β相增加。

2.4 焊接接头显微硬度分布

两种焊接接头的显微硬度分布如图 5所示。可见从母材(BM)到焊缝(FZ)的显微硬度呈增加趋势, 这是由于在焊缝区全部发生马氏体相变, 在热影响区(HAZ)发生部分马氏体相变, 而且离焊缝越近, 马氏体越多, 马氏体相内部有大量位错, 起了位错强化作用, α′马氏体的数量从熔合区的几乎100%减少到接近母材的接近零。因此, 如图 5所示, 在熔合区硬度达到最高值, 随着距离焊缝中心的距离增大, 硬度也从熔合区的最大值降低到母材的最小值。Akman等^[8]在TC4钛合金的激光束焊接试样中也研究出类似的现象。

此外, 对比图 5 a和5 b两图, 可以发现, 焊接热输入大的, 显微硬度偏低。这是因为较大的焊接热输入会产生大的熔宽, 会产生软化现象。

3 结论

本研究中, 采用激光成功对4 mm和8 mm的TC4试板分别进行对接, 通过观察焊接接头显微组织和显微硬度, 得到如下结论:

1) 采用1.7 kW、0.9 m/min对4 mmTC4钛合金对接焊接实验得到宏观良好的焊接接头, 用4.5 kW、0.9 m/min对8 mmTC4钛合金的对接焊接实验得到的接头存在一定的未焊透现象。两组实验得到的接头均存在气孔。

2) 焊缝组织为晶界明显的粗大原始β柱状晶, 晶内为大量针状马氏体。近焊缝侧的热影响区组织为残余α相+针状马氏体, 近母材侧的热影响区组织为α+β, 只发生α相向β相转变。随着焊接功率的增大, 针状马氏体更加密集, 热影响区晶粒尺寸更加粗大, 粗晶区存在更多的针状马氏体组织。

3) 焊缝中的马氏体强化作用, 导致TC4钛合金焊接接头硬度从母材到焊缝呈现增加趋势, 至焊缝处达到最大。