中厚板钛合金激光-CMT 复合焊接工艺特性分析

苗玉刚，王清龙，李春旺，吴一凡，赵羽扬，孙宏伟

(1.哈尔滨工程大学,哈尔滨,150001；2.江苏自动化研究所,连云港,222006)

0 序言

钛及钛合金是一种亮银色的金属，被誉为二十一世纪的新一代的“海洋金属”，在海洋环境下不仅拥有比传统海洋材料更强的耐腐蚀性能，且具有质量轻、高比强度、抗冲击韧性高、抗阻尼性能强、耐冷热性能好、弹性模量低、耐疲劳性强、无毒无磁性等多种优点[1-2].它的装配对进一步提高海洋工程应用装备的作业能力、提升航行的安全可靠性具有重大意义，是一种理想型海洋工程装备材料[3-4].

钛合金高温下容易与N 和O 等元素发生脆化反应，产生冷裂纹，降低接头的力学性能，同时还会与H 元素发生反应，产生延迟性裂纹，在钛合金焊接过程中，对焊缝熔池的保护是较为重要的环节[5-6]，并且针对于中厚板钛合金，传统的焊接方式多采用为TIG 焊[7]、等离子焊[8]及电子束焊[9]等方法，TIG焊材料利用率较低、生产周期长且热输入量较大，电子束焊需要在真空环境下作业，会大大降低作业生产效率，因此需要一种不同于传统焊接的高效焊接方式.激光及其复合焊接[10-11]是一种先进的焊接技术，它有效的结合了两种焊接方式的优点，具有焊接能量密度高、穿透能力强、焊接速度快、对间隙适应能力强及焊后变形和残余应力小等优点，是一种适合于钛合金中厚板焊接的优秀焊接方法.

近年来，有部分学者对中厚板进行了激光-电弧复合焊接试验，曹运明[12]采用开深度V 形坡口，多层多道焊的方法实现了对12，15 和18 mm 厚的TC18 的焊接.苏轩[13]采用开双侧Y 形坡口及多层多道焊的形式实现了15 mm 厚钛合金的焊接.目前针对钛合金的焊接多为薄板焊接，对于10 mm 及以上厚度的钛合金焊接，多为开单面/双面坡口，预留1～ 3 mm 钝边进行打底焊接，然后进行多层多道焊填充，而在不开坡口的情况下实现钛合金厚板单面焊双面成形的研究较为匮乏.

文中采用激光-CMT 复合焊接的方法对10 mm厚TC4 钛合金进行不开坡口的单面焊双面成形试验，并分析了最优参数下的焊接接头微观组织对力学性能、接头硬度及腐蚀性能的影响，试验结果有助于中厚板钛合金焊接工艺优化，并在工业应用中的效率得到提升.

1 试验方法

试验选用板材尺寸为200 mm×70 mm×10 mm的TC4 试板，不开坡口、不留间隙的方法进行焊接试验.焊前对TC4 钛合金样板进行充分的清理，去除样板母材表面的氧化物、油污以及其它对焊缝存在影响的污染物.TC4 钛合金是一种α+β 型钛合金，其中白色组织为初始α 相，灰色组织为生长在α晶界上的β 相.样板母材的显微组织如图1 所示[14].采用的焊丝为Ti-5Al-4V，直径为1.2 mm.母材化 学成分如表1 所示，填充焊丝化学成分如表2 所示.

图1 TC4 微观组织形貌Fig.1 Microstructure and morphology of TC4

表1 TC4 化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of TC4

表2 焊丝化学成分(质量分数，%)Table 2 Chemical composition of welding wire

试验采用福尼斯CMT 焊机及IPG 的YLS-20000 型光纤激光器进行复合焊接试验，CMT 焊枪与竖直方向呈30°，激光器与竖直方向夹角为5°，通过设计的夹具实现两个焊接热源旁轴耦合，并调整激光器焦点与弧焊焊丝距离(光丝间距)DLA为2 mm，焊接板材不留间隙，保护气体采用纯度为99.99 的氩气，焊接原理示意图如图2 所示.

图2 焊接原理示意图Fig.2 Schematic diagram of welding

试验所采用的焊接试验参数如表3 所示.并在此焊接参数下最终获得的焊缝成形如图3 所示，焊缝成形良好，焊缝正面和背面呈现亮银色，无氧化现象，没有产生飞溅、背面驼峰等中厚板复合焊接易出现的明显缺陷，背面均匀熔透，余高也符合该厚度下的生产要求.实现了焊接速度从0.5 m/min[15]提升到了1.4 m/min，焊接生产效率提升了3 倍.

图3 激光-CMT 复合焊接钛合金焊缝成形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 焊接工艺参数Table 3 welding process parameters

2 试验结果与分析

2.1 微观组织

通过焊缝接头的宏观金相可以看出焊缝中有明显高脚杯状的焊缝组织及热影响区.由于焊接能量密度的不同，焊缝处分为焊缝顶部电弧作用区、中部混合作用区、底部激光作用区，分别为图4中的a 区、b 区和c 区.组织放大后如图5 所示.在焊接过程中焊缝中的钛合金升温至975 ℃(Tα→β)以上时，使得区域发生β 相变，β 相晶粒过热迅速长大变为粗大的柱状晶，并且以一定角度延伸到焊缝的顶部.由于激光-CMT 复合焊接焊缝区域具有快速冷却的特点，导致高温产生的β 相不能及时转变成α 相，从而转变为针状的α'马氏体.焊缝电弧区的晶粒尺寸要大于焊缝中底部的晶粒，这是由于顶部区域距离弧焊热源近，在相变温度以上停留的时间相对较长，α 相可以充分转变为β 相组织，且电弧区域熔宽大，β 相成长空间大，使得顶部生成的β 晶粒比底部区域的β 相大.在冷却过程中，β 相组织尺寸不变，顶部柱状晶生长空间大，焊缝底部由于冷却速度更快，有更多的柱状晶形核，且底部生长空间小，晶粒相互碰撞，停止生长，使得底部晶粒数目更多、尺寸更小.

图4 焊缝宏观形貌Fig.4 Macro morphology of welding seam

图5 焊缝组织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

通过对激光作用区的e 区进行放大观察(图5e)看到许多相互交错的α'马氏体形成的网篮状组织.这是因为在冷却过程中，α'相是从β 相内部形成，而原有的β 晶粒晶界尺寸不发生任何变化，内部形核生成的大量柱状晶相互交错，柱状晶具有遇到障碍就会停止生长的特性，因此在β 晶粒形成网篮状组织.图5d 是熔合线附近的热影响区，可以看出热影响区靠近焊缝区域，受焊接热源热输入影响大，晶粒变得粗大，成为粗晶区.远离焊缝区域的部分，受热源影响较小，大部分保持着母材的特性，称之为细晶区，两者中间的区域成为过渡区.对图5d中的f 区进行放大(图5f)观察可得，焊缝中大部分β 相转变成了α'马氏体，还有部分由于过高的激光功率而形成了粗大的片状α 相，与网篮组织上细小的正常α 条相比较，在外观形态上表现为粗大不均匀，由垂直于晶界的方向从晶界向晶内生长，不会向网篮组织一样出现相互交错的现象.晶界表面比正常的α 相粗糙.这是由于在冷却过程中，区域成分偏析造成的，β 相晶界上有α 相稳定元素的富集和偏析，在α 相富集的地方α 相会优先析出，并且从晶界上向晶粒内部进行生长，最终形成了粗大的片状α 相.

2.2 拉伸试验

为验证接头的力学性能，根据国家标准GB/T 228—2002《金属材料室温拉伸试验方法》进行拉伸试样的制备与拉伸试验，测试接头的抗拉强度与断后伸长率.

所得到的拉伸断裂试样和应力-位移曲线如图6所示.从图6 中可以看出，3 次拉伸试验均从热影响区发生断裂，然后向母材发生撕裂，断口约为45°.焊接接头的最大屈服强度为855 MPa，最大抗拉强度可到916 MPa，断后伸长率达16.08%，通过拉伸数据说明，焊接参数下的接头强度已经高于母材的抗拉强度(895 MPa)和断后伸长率(10%).

图6 拉伸位移-应力曲线及拉伸试样断裂示意图Fig.6 Tensile displacement stress curve and tensile specimen fracture diagram

图7 为断口处挑选热影响区及母材区(分别对应图7a 的a 区和b 区域) 进行的SEM 显微分析，可以发现，断口处呈现层片状，且存在着大量深浅不同的韧窝，对比图7b 与图7c，可以清楚的看到，在母材处的韧窝深度要比热影响区处的韧窝深很多，说明断裂呈现出韧性断裂，且母材处的塑性要优于热影响区，因此导致断裂缺口从热影响区处产生，向母材方向发生撕裂.

图7 焊缝断口形貌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 显微硬度

用430-SVD 型的维氏硬度进行硬度试验，设备操作参数为：施压载荷2 N，加载时间为10 s，横向硬度测试过程点与点的间隔为0.2 mm，纵向硬度测试时点与点的间隔为0.5 mm.硬度测试样点示意图及测得的焊接接头硬度示意图如图8 所示.

图8 焊接接头横向与纵向硬度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

图8 可以看出，焊缝顶部及底部区域的硬度值都要高于母材区域，这是因为在焊接过程中，焊缝中的针状α'马氏体使其硬度提升，并且由于焊缝底部的激光作用区具有更好的冷却速度，所以产生的α'马氏体的数量要高于电弧作用区，分布的更加密集，使得焊缝顶部硬度要低于焊缝底部的硬度，并在焊缝顶部，有一测试点硬度远低于焊缝平均硬度，这是因为测试过程中硬度点作用在较软的α 相导致.

2.4 腐蚀性能

使用三电极体系的CHI600E 电化学工作站对焊缝区与母材进行电化学腐蚀试验.试验采用振幅为5 mV 的正弦交流信号，扫描频率为0.01～ 10 kHz.电腐蚀溶液采用的是质量分数为3.5%的NaCl 溶液，将最后获得的试验数据通过ZSimpWin 软件进行处理分析.

图9 为获得的Tafel 曲线，Tafel 曲线中腐蚀电流密度越大及自腐蚀电位越低，材料越容易腐蚀.其特征值如表4 所示，可以看出焊缝的自腐蚀电位要大于母材中的自腐蚀电位，腐蚀电流密度要小于母材的腐蚀电流密度.可以看出焊缝区域的耐腐蚀性能要优于母材区域.

图9 极化曲线Fig.9 Polarization curve

表4 腐蚀参数Table 4 Corrosion parameters

由于在靠近焊缝中心的位置晶粒细小，且组织分布的更加均匀，提升了焊缝中组织的钝化能力.此外焊缝中细小的晶粒也阻碍了腐蚀溶液中Cl-的运动与吸附，降低了Cl-对钝化膜的破坏作用，使得焊缝区抗腐蚀性能优于母材区域[16].

3 结论

(1) 利用高功率激光-CMT 复合焊接实现了10 mm厚钛合金的不开坡口单面焊双面成形，接头抗拉强度最高可达916 MPa，接头断后伸长率达16.08%，拉伸断裂结果为韧性断裂，断裂在母材.

(2) 焊缝中的微观组织主要由初生的α 相及针状的α'马氏体及片状的α 相构成，并且焊缝底部的冷却速度最大，形成的α'马氏体数量更多、更密集，形成了大量的网篮状组织.

(3) 通过硬度测试及腐蚀性能测试发现，由于其焊缝中生成的大量α'马氏体，使得焊接接头处的硬度可达380 HV，且焊缝中细小晶粒提升了焊缝的抗腐蚀性能，使焊缝硬度与抗腐蚀性能都优于母材.