热输入对TB9钛合金棒激光焊接接头显微组织的影响

引言

β 钛合金具有优异的比强度、抗腐蚀性以及抗疲劳性能，在航空航天、生物医学和海洋工程中应用广泛 [1]。在实际生产制造过程中，不可避免地会使用焊接工艺，与其他焊接方法对比，激光焊接具有热输入小、焊缝成型美观、焊后变形小和自动化程度高等优点 [2-3]，在实际加工中得到了广泛应用。

钛合金加工过程的焊接热循环对显微组织演变有显著影响，Zhang [4]、方乃文 [5] 等人分别通过改变热输入和冷却速率，研究了不同焊接热循环条件下显微组织的演变规律。在实际焊接过程中，通过激光功率、扫描速率等工艺参数调整激光焊接热输入的值，进而使焊接热循环发生变化，这是十分有效的方法。激光焊接热输入对焊接接头成形及显微组织有着重要影响。激光焊接过程中焊接速率和激光功率会对焊接质量和焊缝形貌产生影响。Zhan [6] 等人研究了激光功率和焊接速率对 TA15 合金焊接质量的影响。结果表明，激光功率过大会增加熔池和匙孔的不稳定性，进而导致气孔缺陷增多。Zhang [7] 等人研究了热输入对 Ti60 合金激光焊接接头宏观形貌的影响。随着激光热输入的增加，焊缝区的宏观形貌由 T 形变为 X 形，X 形焊缝的下部易形成气孔缺陷影响焊接质量。Squillace [8] 等人在 TC4 激光焊接过程中发现热输入的增加改变了接头的焊接模式，随着热输入的增加，焊接模式由以热传导模式为主变为以匙孔模式为主。Cheng [9] 等人进一步用熔池中流体流动特性和匙孔中金属蒸气的动态行为解释了热输入改变接头焊接模式和熔池形貌的内在原因。Kumar [10]、Zhang [11] 等人的研究结果表明，随着热输入的增加，焊缝宽度增加，宏观形貌改变，晶粒尺寸变大，且热输入的增加不会对焊缝的物相构成产生影响。Wei [12] 等人的研究结果表明，热输入的变化显著影响了熔池边界处的温度梯度和最大热流方向，进一步使熔池形貌和熔池内晶粒生长模式发生改变，观察到随着热输入的增加，焊缝区域的晶粒尺寸增大和焊缝中心线附近有等轴晶形成等。熔池凝固过程中，随热输入变化，焊接接头显微组织数量、尺寸和形貌发生变化，焊接接头的综合性能随之变化。

目前对于 β 钛合金的研究偏重工艺开发和成分优化，对于 β 钛合金焊接热输入的研究较少。本文采用不同热输入对 TB9 钛合金进行激光焊接试验，研究 TB9 钛合金激光焊接过程中的显微组织演变，探讨不同热输入对焊接接头显微组织的影响，采用数值模拟方法揭示了焊接接头不同区域由于受热作用不同显微组织产生差异的内在原因，相关研究结果对该合金的焊接工艺优化具有参考意义。

1、试验材料与方法

试验材料为直径 45mm 的 TB9 热轧棒材，合金化学成分如表 1 所示。TB9 合金的初始状态为固溶态，激光焊接前对 TB9 合金进行固溶时效处理，热处理后的显微组织如图 1 所示。固溶时效处理后的 TB9 合金显微组织主要由基体 β 相、较为粗大的 α_p相和细小的α_s相构成。其中 α_p相源自 650℃-1h 时效处理，α 相源自 500℃-24h 时效处理。在 β 相晶界位置可见粗大连续的晶界α_GB相。

激光焊接前采用线切割将热处理后的 TB9 合金棒材切割成片状，尺寸为 70mm×22.5mm×2mm。采用磨床去除片状试样表面的切割痕迹，并进一步用钢丝球打磨试样表面使其露出金属光泽，再经酸洗烘干处理后进行焊接。在激光焊接过程中，选用 99% 的氩气保护正面及背面熔池。焊缝正面和背面保护气体流量分别为 20L/min 和 3L/min。通过控制激光功率研究不同焊接热输入对 TB9 合金激光焊接接头显微组织的影响，激光焊接工艺参数如表 2 所示。金相试样的取样方向垂直于焊缝，同样采用线切割方法制备试样。采用光学显微镜和场发射扫描电镜观察焊接接头的显微组织，采用 EBSD（电子背散射衍射）分析接头不同区域的晶粒尺寸、焊缝宽度以及大小角度晶界分布等。

为进一步揭示焊接热输入与显微组织之间的关系，通过有限元数值模拟方法计算了焊缝和热影响区的热循环曲线，数值模拟所采用的 TB9 合金在 400℃以内的热物理参数来自文献 [13]，如表 3 所示，对于 400℃以上的值，通过线性插值和线性外推得到。采用复合热源模型对熔池形貌进行对比验证，面热源方程和体热源方程分别如式（1）、式（2）所示 [14]，其中 Q 为激光焊接功率，n 为有效系数，f 为激光功率分配系数，R 为面热源有效半径，Rᵤ为体热源上部半径，R_b为体热源下部半径，H 为体热源作用深度。以热输入为 48J/mm 为例，相应热源参数如表 4 所示。通过对热源参数的调整，数值模拟结果与实际焊接结果吻合较好，如图 2 所示。

2、 结果与讨论

2.1 焊接接头宏观形貌

TB9 激光焊接接头从焊缝中心线到母材有较大的温度梯度，使得焊接接头有不均匀的显微组织。热输入为 90J/mm，焊接接头的金相组织如图 3 所示。可以看出，焊接接头质量良好，无明显焊接缺陷。焊缝区域无明显第二相产生，如图 3b 所示，焊缝区域可见粗大的原始 β 柱状晶界。热影响区显微组织呈现出明显的梯度过渡形貌，随与熔合线距离的增加，逐渐有弥散分布的针状相在等轴 β 相晶内和晶界析出，相数量逐渐增多。

2.2 热输入对 TB9 激光焊接接头显微组织的影响

采用 EBSD 方法分析了不同热输入下 TB9 钛合金的激光焊接接头形貌，如图 4 所示。由图 4 可以看出，焊缝和热影响区内主要是大角度晶界，小角度晶界较少。此外，焊缝的显微组织主要由柱状晶组成。随着热输入的增加，焊缝内的晶粒逐渐粗大，中心位置形成等轴晶的趋势越发明显。在热输入为 90J/mm 时，观察到焊缝中心有大量等轴晶生成，如图 4d 所示。

焊缝晶粒生长模式主要受熔池液态金属的温度梯度控制，热输入为 90J/mm 时焊缝区域晶粒生长模式示意如图 5 所示。自熔合线到焊缝中心线，温度梯度降低，结晶方式依次变为胞状晶、胞状树枝晶和等轴晶。熔合线附近温度梯度大，液态金属依靠母材快速散热凝固，以半熔化的晶粒为形核质点，沿着温度梯度方向主要以胞状晶和胞状树枝晶方式形核生长为柱状晶。焊缝中心位置的液态金属受激光热源的持续作用，只能通过液态金属散热，温度梯度较小，结晶方式由胞状树枝晶转变为等轴树枝晶。

通过数值模拟可以得到热输入对焊缝峰值温度以及熔池持续时间的影响，如图 6 所示。随着热输入的增加，焊缝中能达到的峰值温度会显著增加，液态熔池的存在时间也变得更长。在热输入为 90J/mm 时，峰值温度最大，熔池的持续时间最长，焊缝中心区域温度梯度很小，等轴晶可在胞状树枝晶末端生成。同时，随热输入增加，冷却速率减小，焊缝晶粒尺寸增加。

TB9 焊缝显微组织如图 7 所示。焊缝中心线附近的 β 相晶粒如图 7a 所示，熔合线附近的柱状 β 相晶粒如图 7b 所示。焊缝区的显微组织为单一的 β 相，未观察到第二相析出。

在不同热输入下，激光焊接 TB9 合金焊缝的组织均为单一的 β 相。β 钛合金或近 β 钛合金在熔化焊方法（如激光焊、电子束焊），焊缝中的物相常由单一 β 相构成。其原因一方面是由于在 β 钛合金成分中含有较多的 β 相稳定元素，另一方面则是由于熔化焊接过程极快的冷却速率。从成分上看，TB9 合金中含有较多的 Mo、Cr、V 元素，这些 β 相稳定元素可将高温下形成的 β 相稳定至室温。钛合金中常用钼当量 [Mo]ₑq 来衡量钛合金中 β 相稳定元素的含量，其计算公式如式（3）所示。一般认为，当钛合金中的 [Mo]ₑq 大于 10% 时，在快速冷却条件下可以获得单一 β 相组织。根据式（3）计算得出 TB9 钛合金 [Mo] 约为 20%。因此，TB9 钛合金激光焊接焊缝中在高温时形成的 β 相可以被稳定至室温条件。

除成分外，冷却速率也会影响单一 β 相组织的形成。已有研究表明，随着 [Mo]ₑq 升高，β 相的稳定性提高，β→α 转变的临界冷却速率会相应降低，使得相在冷却过程中难以析出。Ti-6Al-4V β-CEZ、Ti-5321、Ti-1300、Ti-B19 对应的 [Mo]ₑq 分别为 2.7%、5.1%、10.3%、12.8%、15%，对应的 β→α 转变冷却速率依次为 20℃/s、10℃/s、4℃/s、3℃/s、0.3℃/s [15-18]。根据式（3），TB9 钛合金实际 [Mo]ₑq 为 20%，这意味着其临界冷却速率小于 0.3℃/s。

采用数值模拟方法得到不同热输入下的焊缝热循环曲线，进而计算得到相应的冷却速率，如图 8 所示。在加热阶段，随着温度的升高，TB9 钛合金中发生 α→β 转变，α_p和 α 逐渐完全转变为 β 相，当温度继续升高直至高于母材熔点时，形成液态熔池。在冷却阶段，热输入为 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 时，焊缝的平均冷却速率分别为 333℃/s、276℃/s、265℃/s、226℃/s。随热输入增加，平均冷却速率下降，不同热输入下焊缝的平均冷却速率均远高于 β→α 转变的临界冷却速率。因此，高温下生成的 β 相能够稳定保持至室温，不发生 β→α 转变。

对比图 4 中不同热输入下焊缝形貌还可以看出随着激光热输入的增加，焊缝的宏观形貌由 T 形变为 X 形，宽度也随之增加。当热输入为 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 时，焊缝宽度分别为 1009μm、1489μm、2130μm、2404μm，如图 4 所示。焊接接头宏观形貌类型与匙孔效应有关 [7-9,12]，研究表明，焊缝的宏观形貌由 T 形变为 X 形来源于金属蒸气和 Marangoni 对流的共同作用。由于激光能量密度高，材料表面在激光作用下发生熔化和汽化，所产生的反冲压力使激光作用处的熔池向下凹陷形成匙孔，激光束直接作用于匙孔底部，促使金属进一步熔化和汽化，金属蒸气不断从匙孔底部产生并向外喷发，焊缝形貌深而窄。由于熔池表面的表面张力梯度和金属蒸气的驱动，在熔池上部匙孔两侧熔池中有 Marangoni 对流产生 [8,19-20]。在 Marangoni 对流的作用下，液态金属在熔池表面从熔池中心到熔池边界流动，并在熔池表面以下形成回流。由于熔池上部的 Marangoni 效应，焊缝上部的宽度大于中部和下部的宽度，在热输入较低时，焊缝的形状为 T 形。随着热输入的增加，熔池底部被激光穿透，匙孔内的金属蒸气同时从熔池上下表面向外喷出，在金属蒸气驱动下，熔池上部和下部均形成 Marangoni 对流，使焊缝上部和下部的宽度大于中部的宽度，形成了 X 形焊缝。

2.3 热输入对焊接接头热影响区显微组织的影响

热输入为 90J/mm 时 TB9 钛合金激光焊接接头热影响区的显微组织如图 9 所示。热影响区可以细分为三个区域，距熔合线由近及远分别为近热影响区（Ⅰ）、中热影响区（Ⅱ）、远热影响区（Ⅲ）。热影响区不同部位显微组织的差异可以用热循环曲线加以解释，如图 10 所示。由于近热影响区（Ⅰ）最靠近焊缝，受到激光热源的热作用最强烈，从热循环曲线可见瞬时最高温度仅略低于熔点。因此，在近热影响区的受热过程中会发生 α→β 转变，母材中粗大的 α_p相和细小的α_s相在焊接热作用下均转变为 β 相，冷却过程能否发生 β→α 转变取决于冷却速率。热输入对近热影响区冷却速率的影响如图 11 所示，不同热输入下近热影响区的平均冷却速率均远高于 β→α 转变的临界冷却速率。因此，近热影响区的物相构成也为单一的 β 相，如图 9b 所示。中热影响区（Ⅱ）显微组织由 β 相 + 粗大的 α_p相组成。这是由于与焊缝区距离增加，受到的热作用减弱，其峰值温度略高于合金相变温度，晶内部分尺寸较大的 α_p相由于转变不完全得以保留，α_s相则完全转变为 β 相，如图 9c 所示。远热影响区（Ⅲ）的显微组织为 β 相 +α_p相 + 残留的α_s相。由于距离焊缝区较远，远热影响区受到的热作用较弱，所在区域峰值温度仅能使得部分 α 相向 β 相转变。因此，远热影响区更多保留了与母材相似的组织形貌，如图 9d 所示。

热输入对热影响区宽度的影响如图 12 所示。随着热输入的增加，焊接接头热影响区的宽度增加，由 1mm 增加至 2mm。

TB9 钛合金相变温度 Tᵦ约为 750℃[21]，液相线温度 T_Liquidus约为 1650℃[13]。在加热阶段，随着温度升高到接近 Tᵦ，TB9 钛合金中发生 α→β 转化，温度继续升高到 T_Liquidus，形成液态熔池。冷却阶段，由于不同区域受到的热作用不同，最终的组织也有差异。

3、结论

（1）通过激光焊接方法制备了 TB9 钛合金焊接接头，研究了热输入对焊接接头显微组织的影响规律，主要结论如下：

焊缝主要由 β 相柱状晶构成，随着热输入的增加，焊缝中心液态熔池持续时间增加，焊缝中心线附近温度梯度较低，促进焊缝中心区域等轴晶的生成以及焊缝晶粒尺寸的增大。

（2）数值模拟结果表明，热输入的增加使得焊缝的冷却速率降低，但仍大于 β→α 转变的临界冷却速率，结合 TB9 钛合金较高的 [Mo]ₑq 值，焊缝区高温下生成的 β 相能够稳定至室温。

（3）随着与焊缝区距离的增加，受到的激光热作用减弱，热影响区显微组织依次为近热影响区（单一 β 相）、中热影响区（β+α_p相）、远热影响区（β+α_p+α_s相）。

（4）热输入增加，焊缝的宏观形貌由 T 形变为 X 形，焊缝和热影响区的宽度均显著增加。

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