航空航天用Ti55高溫鈦合金T型接頭雙光束激光焊接技術(shù)研究：工藝優(yōu)化、組織演變及高溫力學(xué)性能

新一代戰(zhàn)機(jī)對(duì)巡航速度、飛行高度、使用壽命以及安全性穩(wěn)定性提出更高的要求，新型戰(zhàn)機(jī)的原材料選用及零件的一體化、大型化制造工藝也面臨著新的挑戰(zhàn)[1]。使用溫度為550～650℃的Ti55高溫鈦合金板材，不但具有傳統(tǒng)鈦合金的比強(qiáng)度、比剛度高及耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，而且具有良好的高溫性能，因此越來(lái)越多地用于新型戰(zhàn)機(jī)鈑金類零件的制造[2-4]。受到鈑金成型制造技術(shù)與設(shè)備空間的限制，大型復(fù)雜曲率的飛機(jī)零件先分割成型，再采用焊接手段完成最后的拼接。目前，常用的高溫鈦合金鈑金零件的拼接工藝主要有氬弧焊與電子束焊接[5-6]。然而，氬弧焊接由于熱輸入大，焊縫熔化區(qū)與熱影響區(qū)較寬，焊后焊縫的力學(xué)性能已不能滿足當(dāng)下的使用要求曰而電子束焊接由于需要在真空環(huán)境中焊接，對(duì)設(shè)備的空間要求較高，大型的飛機(jī)壁板電子束拼接也存在制造壁壘[7-9]。激光焊接具有高能量密度的特點(diǎn)，在大氣環(huán)境中便可實(shí)現(xiàn)零件的焊接連接，提高了對(duì)大型壁板的焊接適應(yīng)性。近年來(lái)一些科研人員也對(duì)高溫鈦合金的激光焊接開(kāi)展了系列研究，并取得了一定的成果。但關(guān)于高溫鈦合金焊接的研究大部分仍停留在平板對(duì)接階段，對(duì)飛機(jī)蒙皮高溫鈦合金壁板的內(nèi)置加強(qiáng)筋結(jié)構(gòu)激光焊接鮮有報(bào)道[10-12]。本研究以Ti55高溫鈦合金T型接頭為研究對(duì)象，采用T型接頭雙激光焊接技術(shù)施焊，分析了接頭的組織特征與力學(xué)性能，旨在為高溫鈦合金T型接頭的推廣應(yīng)用提供參考。

1、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料選用厚度為1.5mm的國(guó)產(chǎn)Ti55高溫鈦合金，化學(xué)成分見(jiàn)表1。母材組織如圖1所示。Ti55鈦合金母材組織主要由α相的等軸條狀及其晶間β相組成，還存在散落分布的稀土相黑色顆粒。焊接試樣底板尺寸為200mm×100mm，立筋尺寸為200mm×20mm。焊前2h內(nèi)將底板表面與立筋側(cè)端面用機(jī)械打磨方式去除表面氧化層，然后將底板表面與立筋側(cè)端面貼合修配使兩者之間的間隙不大于0.1mm，最后用白布蘸丙酮擦拭，將待焊區(qū)域10mm內(nèi)的油污擦拭干凈。

采用兩臺(tái)KUKA機(jī)械手臂，機(jī)械手臂前端固定帶有同軸送氣保護(hù)裝置的激光焊接頭，保護(hù)氣體為氬氣，以防止焊接過(guò)程中熔池被氧化。激光發(fā)生器為兩臺(tái)IPG激光器，激光通過(guò)光纖傳導(dǎo)至激光焊接頭并通過(guò)同軸保護(hù)氣管射出到待焊工作表面，如圖2所示。

為了避免焊接時(shí)由于飛濺造成材料損失導(dǎo)致的咬邊，采用填絲方式，焊絲為準(zhǔn)1.2mm的TA0鈦合金焊絲，化學(xué)成分見(jiàn)表2。焊接過(guò)程中，采用填絲在前、激光在后的焊接模式，焊接參數(shù)見(jiàn)表3。焊接完成后，沿T型接頭橫截面取金相試樣和拉伸試樣，之后將T型接頭立筋去除后采用激光切割制取剪切試樣，各試樣尺寸如圖3所示。拉伸試驗(yàn)包括室溫拉伸以及550、650、750℃的高溫拉伸測(cè)試，剪切試驗(yàn)在室溫條件下進(jìn)行。金相試樣用水砂紙磨拋，采用專用化學(xué)試劑腐蝕后，在金相顯微鏡下觀察其組織。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1接頭焊縫宏觀形貌

圖4為Ti55鈦合金雙激光焊接T型接頭的表面形貌?？梢钥闯鼋宇^表面成形均勻連續(xù)，一致性較好，接頭表面寬度約為1.8mm。

圖5為Ti55鈦合金雙激光焊接T型接頭的截面形貌。可以看出，兩側(cè)焊道呈“V”型，以立筋中心線為軸線對(duì)稱分布，且兩側(cè)焊道在立筋下部出現(xiàn)交集，焊道整體未出現(xiàn)咬邊、未焊透及氣孔缺陷。焊道可以分為母材區(qū)、熱影響區(qū)和熔合區(qū)，其中熔合區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)與母材區(qū)的明顯不同。焊道整體中心熔合區(qū)的面積遠(yuǎn)大于焊道周圍熱影響區(qū)的面積，這主要是由于T型接頭激光焊接時(shí)高度集中的激光熱源能量向熔深方向的傳導(dǎo)性強(qiáng)于向熔池周邊的傳導(dǎo)性，熱源離開(kāi)后熔池快速冷卻，熱量迅速散失，沒(méi)有更多的熱量支持熔池周邊組織進(jìn)行相變。

2.2接頭微觀組織

為了進(jìn)一步分析接頭組織，對(duì)Ti55鈦合金T型接頭的各區(qū)域組織進(jìn)行觀察，如圖6所示，其中圖6（a）為熱影響區(qū)（HAZ）組織，圖6（b）～（d）分別對(duì)應(yīng)圖6（a）中的B～D區(qū)。與母材組織相比，近母材側(cè)熱影響區(qū)組織的為晶粒細(xì)小的等軸晶，由初生的α、次生α和β相組成。這主要是由于激光焊接熱源能量密度高，離焊道較遠(yuǎn)的近母材熱影響區(qū)溫度低于β轉(zhuǎn)變溫度（990℃），大量的初生α相未發(fā)生相變保留下來(lái)，而部分α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，在冷卻過(guò)程中，次生α相從β相中析出。隨著距焊道中心的距離減小，晶粒尺寸逐漸增大，β相數(shù)量減少。同時(shí)還可以看出近母材熱影響區(qū)域組織中夾雜有大顆粒的稀土析出物。

靠近焊縫側(cè)的熱影響區(qū)內(nèi)，由于鈦合金的導(dǎo)熱率較低，且焊接時(shí)該區(qū)域溫度高于β轉(zhuǎn)變溫度，與近母材側(cè)熱影響區(qū)相比，在高溫時(shí)段的停留時(shí)間更長(zhǎng)，α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?。在隨后冷卻過(guò)程中，α相從β相中析出，然而近α鈦合金含有Al、Zr等α相穩(wěn)定元素，溶質(zhì)的擴(kuò)散距離較短，因此，大部分β相通過(guò)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變?yōu)獒樒瑺瞀料啵诟拷酆蠀^(qū)域，冷卻速率更快，導(dǎo)致β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?#39;相，且彌散分布著稀土析出物。

焊縫區(qū)由針片狀α相和馬氏體α'相組成，兩者尺寸均高于熱影響區(qū)的尺寸。在焊縫冷卻過(guò)程中液態(tài)金屬首先發(fā)生β轉(zhuǎn)變，然后以高速率冷卻，β晶粒發(fā)生相變，最終形成了焊縫中的針片狀α相和馬氏體α'相形貌[13-14]。

2.3接頭力學(xué)性能

圖7為T型接頭的拉伸測(cè)試結(jié)果。從圖7可知，在不同溫度下拉伸時(shí)，T型接頭的斷裂部位均在母材處，說(shuō)明接頭的力學(xué)性能不低于母材，隨著拉伸測(cè)試環(huán)境溫度的升高，接頭的抗拉強(qiáng)度逐漸降低，而伸長(zhǎng)率逐漸上升。室溫、550、650、750℃拉伸時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度分別為1172、708、555、297MPa，接頭的伸長(zhǎng)率分別為9.72%、4.3%、27.44%、54.48%。

表4為鈦合金T型接頭與母材的剪切測(cè)試結(jié)果，可以看出接頭的剪切性能均高于母材的。還可以看出，其中一母材的剪切斷裂位置在基體處，如圖8（a）所示，而其余母材與焊縫的斷裂均位于有效斷裂位置，即沿兩缺口之間斷裂，如圖8（b）所示。Ti55接頭的平均剪切強(qiáng)度為679MPa，比母材斷裂在有效區(qū)域的平均值657MPa增加了3.3%。這是由于焊后T型接頭雖然經(jīng)過(guò)打磨去立筋，但仍有部分焊道留在底板上，組織中存在α與α'相，使接頭的剪切性能略有升高。

3、結(jié)論

（1）Ti55鈦合金T型接頭表面成形良好，橫截面沒(méi)有發(fā)現(xiàn)焊接缺陷，且接頭可以分為熔合區(qū)、熱影響區(qū)與母材區(qū)三部分，且接頭的熔合區(qū)寬度遠(yuǎn)大于熱影響區(qū)寬度。

（2）從母材到熔合區(qū)，焊接過(guò)程中接頭各區(qū)域所經(jīng)歷的最高溫度逐漸增加，冷卻速度也逐漸增加，則晶粒尺寸逐漸增大，β相逐漸減少，而針狀的α相與α'相逐漸增多。

（3）隨著拉伸溫度的升高，T型接頭抗拉強(qiáng)度逐漸降低，伸長(zhǎng)率逐漸升高。接頭去除立筋后的平均剪切強(qiáng)度比母材的平均剪切強(qiáng)度約高3.3%。

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（原文標(biāo)題：Ti55鈦合金雙激光焊接T型接頭組織與力學(xué)性能研究）