航空航天用Ti-3773钛合金激光自熔焊最佳工艺区间确定及其接头强塑性匹配机制研究——通过多组焊接试验获得最优焊接功率与速度范围，解释热影响区最高硬度的形成机理，为工程化焊接提供可靠参数依据

钛合金因其密度小、比强度高、热稳定性能好等优异的综合性能成为航空发动机结构件、飞行器整体叶盘、叶轮、骨架、起落架等飞机结构部件的主选材料。此外，它还广泛应用于生物医学、原子核、石油化工、海洋、医疗等领域。钛合金通常可以分为α型、α+β型和β型钛合金。β型钛合金按照钼当量(Moeq)和亚稳态相组成分为3类：稳定β型钛合金、亚稳定β型钛合金和近β型钛合金。合金钼当量大于25%时，合金没有热处理效应，属于稳定β型钛合金；合金钼当量在13.8%~25%时，合金为亚稳定β型钛合金，亚稳定β型钛合金从β相区固溶处理后快速冷却可以得到亚稳β相；钼当量在8.5%~10.8%时，合金为近β型钛合金。高强度亚稳态β型钛合金凭借良好的力学性能与优异的热处理工艺性，在航空航天工业被广泛用作结构零件。Ti–3773属于这类亚稳态β型钛合金。

针对钛合金优良的耐腐蚀性能，陈跃良等研究了不同浓度NaCl溶液下典型铝/钛合金电偶腐蚀当量折算关系。赵平平等研究了TC4钛合金的电化学腐蚀行为。彭文山等研究了TA2纯钛在流动海水中的腐蚀性能。显然，对新型亚稳态β型钛合金Ti–3773腐蚀性能进行深入研究也是必要的。

焊接是钛合金零部件生产过程中的一个关键技术。在所有的焊接方法里，激光焊接具有能量密度高，热影响区小，焊接速度快以及自动化潜力高等优点。学者们围绕焊接工艺对激光焊接质量的影响展开探讨。针对钛合金激光自熔焊，研究人员也在不断探索其工艺特性以及自熔焊后的组织性能。目前，对新型亚稳态β型钛合金，尤其是对Ti–3773合金激光焊接接头的相关研究仍处于空白，关于该合金焊接接头力学性能与腐蚀性能的研究工作仍需进一步开展。

针对新型Ti–3773合金，本文采用激光自熔焊接试验，利用XRD衍射分析仪、光镜与电镜对其焊接接头组织进行观察，并使用硬度计、万能拉伸试验机测试了其硬度与力学性能，最后在3.5%NaCl溶液中进行了极化曲线测定，对其腐蚀性能进行了研究。

1、试验及方法

1.1试验材料与激光焊接试验

采用真空自耗电弧炉熔炼出Ti–3773合金锭作为试验材料，化学成分见表1。将钛锭经过1050℃保温5h后开始锻造，终锻温度为900℃，最终得到厚60mm的板材。

表1Ti–3773合金的化学成分(质量分数)%

锻造板材经电火花线切割获得50mm×40mm×3mm的试样。使用RFL–C4000X型4000W连续光纤激光器，焊接工艺参数:(1)焊接功率为1900W、2200W、2400W、2700W、2900W，焊接速度为14mm/s;(2)焊接功率为2200W、2300W、2400W、2500W、2600W，焊接速度为10mm/s。分别使用流量38L/min和15L/min的氩气作为焊缝正面和背面的保护气，离焦量设为+10mm。

1.2Ti–3773合金激光焊接接头组织性能分析

分别利用COIC–ZSA403连续变倍体视显微镜、Olympus–GX71金相显微镜、Zeiss–Sigma型扫描电子显微镜分析Ti–3773激光焊接接头附近的显微组织，利用Rigaku–UltimaIVXRD衍射分析仪进行物相分析。在母材与焊接接头位置分别截取3块拉伸试样。

拉伸试验由RG3050微机控制电子万能试验机完成，拉伸速率为0.5mm/min;硬度检测采用HVS–1000数显维氏硬度计，载荷1kg，加载时间15s。

1.3Ti–3773合金激光焊接接头极化曲线测定Ti–3773合金试样激光焊接后，从其焊缝、热影响区、母材沿焊缝中心部位分别截取3个尺寸为10mm×10mm×3mm的试样。焊接接头微观截面的整体形貌如图2所示。

试样经过处理后，在室温下采用Auto-Lab电化学工作站，根据标准ASTMG5在3.5%NaCl溶液中进行极化曲线测定。试验采用三电极体系，参比电极为饱和甘汞电极(SCE)，辅助电极为铂电极。电化学腐蚀具体试验参数：扫描速率0.06mV/s、测量电势–800~+120V，全浸泡腐蚀时间30min。

2、结果与分析

2.1焊接性能

Ti–3773合金在焊接功率1900W、2200W、2400W、2700W，焊接速度14mm/s工艺参数下，自熔焊焊接接头微观截面如图3所示。当焊接功率1900W时，接头未被完全焊透(图3(a))；当焊接功率增加到2200W、2400W时，合金被焊透，此时焊缝呈“丁”字形，焊缝下端变窄(图3(b)和(c))；当焊接功率增加到2700W时，焊缝呈“X”或“沙漏”形(图3(d))，此时，焊缝平整，纹理连续、清晰，无各种缺陷。

合金以焊接速度10mm/s、焊接功率2200W焊接时，焊缝呈“丁”字形，与图3(b)和(c)一致；以焊接速度10mm/s、焊接功率2300~2500W焊接时，自熔焊微观截面与图3(d)一致。

合金分别在焊接功率2600W、焊接速度10mm/s和焊接功率2900W，焊接速度14mm/s焊接后，拉伸性能见表2，可以看出，合金的强度明显降低。

表2Ti–3773合金在不同焊接参数下的拉伸性能

2.2显微组织

图4为焊接前Ti–3773合金的原始组织。经过锻造后，钛合金β晶粒较为粗大且变形。由于钛锭体积大，在空冷过程中冷却较慢，少量细小的α相在变形β晶粒及其晶界处析出。

图5为Ti–3773合金经过焊接功率2400W，焊接速度10mm/s激光焊接后的显微组织。焊缝中心为非常粗大的β晶粒(图5(a))；在焊缝中心上表面仍可见粗大β晶粒(图5(b))；而在热影响区，β晶粒碎化，几乎找不到较大的β晶粒(图5(c))。焊缝截面中心呈树枝晶的铸造组织(图6(a))；细小的α相在热影响区出现(图6(b))。

2.3物相分析

Ti–3773合金的XRD衍射图谱如图7所示。Ti–3773合金中含β相稳定元素V、Cr，尤其有质量分数6.9%的Mo元素(表1)。钛合金中的α相属于密排六方结构，β相以及Mo、V、Cr元素同属于体心立方结构。根据晶体结构分析，Ti–3773合金经过激光焊接后母材与焊缝中强度较大的衍射峰为β相以及Mo、V、Cr元素，母材中应含β相和α相；而焊缝中α相的衍射峰则很弱，几乎完全看不到。焊缝中只存在β相，无α相(图7)。由XRD衍射图可以推断，焊缝中心应该由单一的β相组成。

2.4最佳焊接参数下的拉伸性能与硬度结果

Ti–3773合金的拉伸性能如图8所示。3块母材试样的抗拉强度分别达到了1231.53MPa、1161.47MPa和1203.91MPa;3块焊接接头则仅为721.29MPa、987.55MPa和858.65MPa。焊接接头的抗拉强度平均值为母材的71.38%。3块焊接接头试样的伸长率分别达20.37%、14.56%和15.68%;而3块母材的伸长率则仅分别为5.38%、7.46%和6.21%。焊接接头的伸长率平均值是母材的265.67%，这说明Ti–3773合金焊接接头具有更好的塑性。

图9为该试样激光焊接后母材与焊接接头拉伸时的应力–应变曲线。Ti–3773合金焊接接头3块试样在拉伸过程中，其应力–应变曲线均延伸的较长，而母材3块试样的应力–应变曲线虽延伸的较短，但表现出较高的应力值。

图10为Ti–3773合金焊接接头各区域硬度分布示意图。热影响区表现出硬度最高值(301.1HV10);母材有的部位表现出较高的硬度(296.9HV10)，有的部位硬度又为最低值(280.8HV10)。热影响区的平均硬度(296.4HV10)远高于母材和焊缝(图11)。

2.5断口特征

图12为Ti–3773合金母材与焊接接头扫描电镜拉伸断口。母材的断口为韧窝断口形貌(图12(a))，说明母材经过相当程度的塑性变形；焊接接头的韧窝孔洞明显加深(图12(b))，表明与母材相比，激光焊接接头的塑性变形能力更好。

2.6极化曲线结果

Ti–3773合金母材与焊接接头极化曲线如图13所示。尽管从热影响区和焊缝处取样测其极化曲线存在误差，但母材、热影响区及焊缝的耐腐蚀性能仍明显不同。表3为从动电位极化曲线数据上测算出的腐蚀参数。

表3Ti–3773合金动电位极化曲线估算的腐蚀参数

从表3可以看出，Ti–3773合金焊接后，其母材、焊缝与热影响区部分的自腐蚀电位差异明显，而腐蚀电流密度母材与焊缝完全一致，均为1.97515×10⁻⁷A/cm²。Ti–3773合金自腐蚀电位最高的是母材金属，为–0.3929V，最低的是热影响区，为–1.066V，该处腐蚀电流密度最高，达3.6191×10⁻⁷A/cm²。

2.7焊接性能、拉伸性能与腐蚀性能分析

2.7.1焊接性能

分别以焊接速度10mm/s、14mm/s进行焊接，当焊接功率较小时，焊缝呈“丁”字形，此时不利于薄板之间的对接焊，容易发生未熔合、组织成分偏析等焊接缺陷。当焊接功率增加，焊缝呈“X”形(图3(d))，此时焊缝质量最好。焊接功率继续增加，焊缝拉伸性能变差(表2)，这源于焊接功率过大，焊接区域过热所致。由于过热导致晶粒粗大，强度降低，其抗拉强度仅为最佳焊接参数下的50%。因此，Ti–3773合金最佳的焊接参数范围：焊接功率为2300W、2400W、2500W，焊接速度10mm/s;焊接功率为2600W、2700W、2800W，焊接速度为14mm/s。

2.7.2拉伸性能

Ti–3773合金焊接后，焊缝中心由平行生长的胞状树枝晶铸态组织组成(图5(a))。在焊接热循环下，已经凝固的焊接熔池温度下降缓慢，熔池内游离的籽晶以熔合线上局部熔化的母材作为形核的基底进行非自发形核，而这些基底的取向互不相同，取向与热流方向平行的枝晶相对于取向不利的枝晶生长速度更快，它们会占据更多的生长空间，抑制了取向不利的枝晶生长，从而使晶体表现出竞争性生长。焊接完成后β相在凝固时充分生长结果，使焊缝表面存在较大的β晶粒(图5(b))。

本研究钛合金含有的Mo、V、Cr是β相稳定元素，Mo的质量分数为6.9%(表1)，Mo的添加使钛合金强度提高。根据文献，Mo当量的计算公式为：

式中，各数字表示相应元素的质量分数。根据式(1)进行计算，Ti–3773合金中，钼的质量分数为20.46%。根据文献，此β钛合金可以获得100%的β相，并且激光焊接熔池的冷却速度极快，α相来不及析出，所以可以确定试验钛合金的激光焊接焊缝物相为单一的β相(图7)。如前文所述，在焊接热循环下，焊缝为粗大的β晶粒(图5(a))。根据霍尔–佩奇公式，晶粒粗大则强度降低，而伸长率提高。一方面，Ti–3773合金中的Al、Mo、V、Cr元素，本身不仅细化晶粒，对合金起着细晶强化的作用，同时对合金还有固溶强化的作用；另一方面，母材中除β晶粒还有细小α相析出(图4)，对于这种亚稳态β型钛合金，其强度主要来源于α相的沉淀行为，也就是说母材中还存在着沉淀强化。然而，强度提高的同时也会损失塑性。因此，合金激光焊接后母材的强度远高于焊接接头，而焊接接头的伸长率则高于母材(图8和9)，激光焊接接头表现出了更好的塑性变形能力(图12)。

热影响区部位β晶粒尺寸较焊缝区小(图5(c))，因其晶界密度增加，造成细晶强化；在焊接热循环影响下，β晶界部位α相析出(图6(b))，造成沉淀强化。因此，热影响区的硬度达到了最高值(图10和11)。由于母材部位存在α相的沉淀强化作用，当硬度测试时硬度计压头恰好打在α相沉淀析出的点上，致使其表现出较高的硬度；由于细小α相的沉淀析出是少量的，当压头恰好没有打在α沉淀相的析出部位，而仅仅打在粗大的β晶粒内部时，会使其表现出最低值。因此，焊缝左右侧的母材硬度差异较大(图10)。

2.7.3腐蚀性能

Mo的添加改善了焊接钛合金的腐蚀性能，同时，Ti–3773合金激光焊接后的腐蚀性能还直接受其显微组织所影响。晶粒细化能够加速材料的腐蚀速度，平均晶粒尺寸降低，钛合金的耐腐蚀性变差。焊接接头热影响区存在α、β两个相，这两个相的标准电极电位不同，因此在腐蚀溶液中会形成腐蚀微电池，加速焊接接头的腐蚀。热影响区的组织最细，其微电池数目最多，自腐蚀电位最低，热影响区耐腐蚀性能最差。晶粒平均尺寸越大的材料，其耐腐蚀性越高。晶粒尺寸增大后晶界能的减少使得腐蚀表面的宏观总体缺陷数量减少，耐蚀性提高。材料的自腐蚀电位越高，同时腐蚀电流密度值越低，其耐腐蚀性能越好。母材的β晶粒粗大，其微电池数目最少，因此自腐蚀电位最高(图13和表3)，其耐蚀性最好。

Ti–3773合金焊接后，将母材、焊缝区与热影响区部分的极化曲线(图13)以及其自腐蚀电位和腐蚀电流密度进行比较(表3)，母材的自腐蚀电位高于焊缝区与热影响区，母材具有相对较弱的腐蚀倾向。经过激光焊接后，合金焊接接头部位的耐蚀性变差，热影响区的自腐蚀电位值最低(表3)，而腐蚀电流密度最高，说明热影响区具有最差的耐腐蚀性能。因此，由于微电池作用，Ti–3773合金的母材、热影响区与焊缝区中，母材的耐腐蚀性能最好。经过激光焊接后，Ti–3773合金不同区域的耐蚀性表现为:母材焊缝区热影响区。

3、结论

(1)本文研究新型Ti–3773合金激光自熔焊接最佳的焊接参数范围：焊接功率为2300W、2400W、2500W，焊接速度为10mm/s;焊接功率为2600W、2700W、2800W，焊接速度为14mm/s。

(2)在焊接功率2400W，焊接速度10mm/s下，合金母材组织为粗大的β晶粒和少量的细小α相。激光焊接后，焊缝中心由单一粗大的β相组成，在热影响区处转为细小的β晶粒和少量的弥散的α相。

(3)在焊接功率2400W，焊接速度10mm/s下，合金激光焊接接头的抗拉强度平均值为855.83MPa，为母材处抗拉强度平均值(1198.97MPa)的71.38%，其伸长率平均值为16.87%，是母材伸长率平均值(6.35%)的265.67%。热影响区部位因β晶粒细小造成细晶强化以及α相析出的沉淀强化，其硬度达最高。激光焊接接头表现出了更好的塑性变形能力。

(4)在最佳的焊接参数下，Ti–3773合金经过激光焊接后，母材的自腐蚀电位最高，为–0.3929V，其耐蚀性最好。热影响区的腐蚀电流密度达3.6191×10⁻⁷A/cm²，其耐腐蚀性能最差。经过激光焊接后，Ti–3773合金的耐蚀性为母材>焊缝区>热影响区。

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（注，原文标题：新型Ti–3773合金激光焊接接头力学性能与腐蚀性能的研究）