鈦合金是優(yōu)異的海洋工程用輕量化結構材料，是海洋工程重要的裝備材料[1]。隨著(zhù)現代船舶海洋工程的發(fā)展，船舶減重是目前造船行業(yè)節能減排的一個(gè)重要研究方向[2]，而鈦合金因高比強度、高耐蝕性是替代船體結構鋼優(yōu)良的金屬材料[3]。

鈦合金焊接是影響鈦合金結構件裝備質(zhì)量的重要工序。傳統鈦合金焊接以鎢極氬弧焊和熔化極氣體保護焊為主，熱輸入量較大，焊接變形大，焊接效率低。激光焊接作為一種高效精密焊接方法，激光束能量密度高，可獲得大的深寬比，焊接變形及焊后殘余應力小，鈦合金激光焊接在鈦合金焊接中扮演著(zhù)越來(lái)越重的角色[4]。受限于激光器功率，國內外鈦合金激光焊接研究主要集中在薄板和精密件的焊接。

目前國內外對鈦合金中薄板激光焊接技術(shù)研究的較多，對中厚板鈦合金研究較少。我們主要對16mm厚鈦合金板的激光焊接工藝、組織性能進(jìn)行研究，實(shí)現了TC4鈦合金中厚板單面焊一道成型的穩定焊接。

1、試驗條件與方法

1.1試驗材料

試驗材料為TC4鈦合金板材，規格分別為100mm×150mm×16mm和200mm×400mm×16mm，采用I坡口，兩板間隙0～0.5mm。采用激光自熔焊接，不填絲。母材的化學(xué)成分及力學(xué)性能見(jiàn)表1，符合GB/T 3621—2007《鈦及鈦合金板材》標準相關(guān)要求，試板為軋制退火態(tài)[5]。

1.2焊接工藝

試驗設備采用YLS-20000型光纖激光器，最大激光功率為20kW，搭載KUKA機器人，激光焊接頭采用雙焦點(diǎn)激光頭，采用脈沖輸出激光模式。進(jìn)行平焊位置焊接，正反面采用99.99%純氬氣保護，熔池上方采用側吹輔助氣體吹離等離子體，側吹角度為50°～60°，輔助氣體也采用99.99%純氬氣，激光焊接工藝參數見(jiàn)表2。

1.3檢測方法

焊后試板按照GB/T 5168—2008《α-β鈦合金高低倍組織檢驗方法》相關(guān)檢測要求，在型號為OLYMPUSGX71的高倍金相顯微鏡上開(kāi)展試樣微觀(guān)組織研究，在Quanta650掃描電子顯微鏡上進(jìn)行掃描電鏡分析。在STNTECH20/G材料試驗機上進(jìn)行拉伸試驗，采用橫向圓形拉伸試樣，拉伸試樣在試板中間取樣，試樣尺寸如圖1所示。在BHT5106電液伺服彎曲試驗機上進(jìn)行彎曲試驗，在ZBC2302-C擺錘式?jīng)_擊試驗機上進(jìn)行10mm×10mm×55mm尺寸的標準V型試樣沖擊試驗，在CV-430DAT數顯維氏硬度計上進(jìn)行顯微硬度試驗，載荷49N，加載時(shí)間30s[5-6]。

2、試驗結果分析與討論

2.1小孔成形原理研究

激光焊接具有兩種焊接模式：深熔焊和熱導焊。深熔焊又稱(chēng)為激光小孔焊，當激光輻射照度大于106W/cm²時(shí)，金屬表面在激光的作用下瞬間熔化和氣化，致使激光作用區域逐漸下凹，形成蝕孔，當激光束產(chǎn)生的氣態(tài)金屬反沖力、液態(tài)金屬重力和側面金屬表面張力達到平衡后，小孔穩定。厚板激光深熔焊接的成形質(zhì)量取決于激光焊接過(guò)程中小孔是否穩定。

由于鈦合金在高溫下易與氧、氫、氮發(fā)生化學(xué)反應，焊接過(guò)程中采用99.99%氬氣保護。等離子的產(chǎn)生和小孔效應是鈦合金大功率深熔焊接過(guò)程產(chǎn)生的兩種最重要的物理現象，兩者相互影響、相互作用。

大功率激光焊接時(shí)，在鈦合金表面迅速聚集大量的金屬蒸氣，進(jìn)一步被電離，產(chǎn)生等離子體云或金屬蒸氣羽輝，由于激光在穿透光致等離子的過(guò)程中發(fā)生吸收、折射和散射，致使熔池對激光的吸收處于不穩定狀態(tài)，焊接小孔收縮變小，熔深變淺，深寬比減小，因此焊接過(guò)程中需采用側吹輔助氣體將光致等離子體吹離激光作用區[7]。

試驗采用規格為100mm×150mm×16mm的TC4試板進(jìn)行焊縫成形規律研究，主要是為了探索在焊接工藝參數合適的情況下實(shí)現小孔成形。在其它焊接工藝參數一致的情況下，分別對比研究不加側吹、99.99%氬氣側吹流量15L/min、99.99%氬氣側吹流量30L/min三種狀態(tài)下的焊接接頭成形，如圖2所示。

不加側吹時(shí)，焊接過(guò)程中飛濺很大，焊縫正表面熔寬較大，焊縫余高不均勻，焊縫背部未焊透，這主要是由于熔池表面形成等離子云，熔池下部對激光的吸收率急劇降低，小孔穿透能力急劇下降，而且小孔截面外徑呈指數降低，能量主要集中在焊縫表面，且不穩定造成的。在側吹流量15L/min氬氣下，焊縫前段背部熔透，隨著(zhù)焊接的進(jìn)行，背部余高逐漸減少直至未焊透，焊縫正面飛濺較大，焊縫寬度起伏不定，這主要是由于側吹一定程度上減弱了等離子體，但是隨著(zhù)焊接的進(jìn)行，等離子體密度逐漸增加，直至金屬蒸氣的壓力高于側吹壓力，輔助側吹無(wú)法起到作用造成的。當側吹氣體流量為30L/min時(shí)，焊后試樣焊縫正反面熔寬均勻，無(wú)焊接飛濺，背部余高均勻一致，正面焊縫寬度只有7mm，且下凹，兩側存在切割狀態(tài)的直邊，這主要是由于側吹較大，吹動(dòng)熔池所致。在不加側吹時(shí)采用高速攝影觀(guān)察熔池，如圖3所示?？梢院苊黠@看到熔池上方被光致等離子體羽輝所包圍[8]。

2.2焊縫成形及宏觀(guān)形貌

在分析激光焊接接頭成形影響規律的基礎上，選擇激光功率18kW，焊接速度72cm/min，離焦量+10mm，側吹流量30L/min，對200mm×400mm×16mm的試板進(jìn)行激光焊接。TC4試板激光焊接頭形貌如圖4所示，焊縫表面成型良好、美觀(guān)，正表面有輕微的下凹，這主要是焊接過(guò)程中熔池金屬下墜造成的，背部焊縫余高均勻一致，過(guò)渡圓滑。經(jīng)接頭橫截面低倍金相觀(guān)察，發(fā)現無(wú)明顯的缺陷，內部沒(méi)有氣孔、夾渣、未熔合、未焊透、裂紋等缺陷。焊縫區域可以明顯地看到樹(shù)枝狀柱狀晶，從母材兩側向焊縫中心伸展，始終沿著(zhù)最大過(guò)冷度方向生長(cháng)。焊接接頭整體形貌呈“高腳酒杯”型，由焊縫（WZ）、熱影響區（HAZ）、母材（BM）三個(gè)區域組成。焊接接頭焊縫正面熔寬約為13mm，焊縫深寬比為1.23，焊縫背面熔寬約為6mm。在厚度方向上從頂部到底部焊縫寬度先變小后增大，距正表面約三分之二處焊縫寬度最小，約5mm。研究表明，焊縫宏觀(guān)形貌主要由激光小孔效應決定，焊接過(guò)程中熔池金屬受重力作用下墜，小孔下部發(fā)生輕微緊縮現象；焊縫根部熔寬增寬則是由于激光直接照射熔池根部，激光能量在小孔底部聚集，導致此處焊接熱輸入較大而形成的。

焊接試板按照NB/T47013.2—2015《承壓設備無(wú)損檢測第2部分：射線(xiàn)檢測》進(jìn)行X射線(xiàn)檢測，檢測結果如圖5所示。焊縫內部無(wú)氣孔、夾渣等圓形缺陷和未焊透、裂紋等線(xiàn)性缺陷。

2.3焊接接頭微觀(guān)組織

圖6為母材的顯微組織。如圖6（a）、（b）所示，母材為α+β組織，分布均勻，α基體相呈等軸狀和拉長(cháng)狀態(tài)，α相周?chē)植贾?zhù)大量細小的β相。經(jīng)SEM掃描電鏡進(jìn)一步觀(guān)察，如圖6（c）、（d）所示，α相周?chē)鷱浬⒅?zhù)分布著(zhù)片層狀β相，在β相中間又分布著(zhù)細小的塊狀α相。

圖7為接頭焊縫區的顯微組織。如圖7（a）、（b）所示，焊縫區組織主要為針狀α'相、馬氏體α相、少量針狀α相和β相，粗大的高溫β相晶界也被保留下來(lái)，高倍下可以明顯地看出針狀α和α'相平行交錯分布，二者形貌相似，難以區分，其最大長(cháng)寬比大于10，馬氏體形核生長(cháng)截止于原始β相晶界。經(jīng)SEM掃描電鏡進(jìn)一步觀(guān)察（圖7（c）、（d）），細長(cháng)的針狀α'平行交錯分割晶粒，在針狀α'中間可以看到細小條狀β相。激光焊接是高能束焊接，能量密度高，過(guò)冷度大，TC4焊縫金屬從β相以很快的冷卻速度降至馬氏體轉變溫度以下，形成過(guò)飽和α相，并以非擴散的形式發(fā)生晶格切變，體心立方晶體β相轉變?yōu)檫^(guò)飽和的非平衡六方晶體α'相，主要以針狀α'相為主[9]。

圖8為熱影響區的顯微組織。如圖8（a）、(b)所示，熱影響區組織主要由針狀α'相、塊狀α相、馬氏體α和少量β相組成，部分區域針狀α'相+β相呈現網(wǎng)籃特征、彌散分布，高倍下可以明顯看出α'+β網(wǎng)籃組織，細小且彌散。用SEM掃描電鏡進(jìn)一步觀(guān)察，如圖8（c）、(d)所示，焊接熱影響區主要由塊狀α相基體和細小彌散的α'+β網(wǎng)籃組織組成，塊狀α相和網(wǎng)籃組織交錯分布，提高熱影響區韌性。

2.4焊接接頭力學(xué)性能

2.4.1拉伸性能

從焊接試板取3件拉伸試樣，進(jìn)行拉伸試驗。3件拉伸試樣抗拉強度分別為967、968、960MPa，平均值為965MPa，接頭抗拉強度相近，這說(shuō)明焊接接頭強度穩定，滿(mǎn)足NB/T47014—2011《承壓設備焊接工藝評定》和CB/T4363—2013《船用鈦及鈦合金焊接工藝評定》中對接頭拉伸強度要求[5]。3個(gè)試樣均斷在焊縫處，母材抗拉強度為1029MPa，接頭抗拉強度相對母材降低了64MPa，這是由于焊縫組織主要是鑄態(tài)組織，由長(cháng)寬比較大的針狀α'相組成，同時(shí)β相相對母材明顯減少造成的。

拉伸斷口宏觀(guān)形貌如圖9（a）所示，呈杯錐狀，斷口有一定的緊縮現象，但是不明顯，斷口表面粗糙，凹凸不平，存在一定的階梯層次，滑移變形的紋路較為曲折，具有明顯的塑性變形特征，屬于韌性斷裂。從宏觀(guān)斷口可以明顯地觀(guān)察到灰色的纖維區和光滑的剪切唇，未發(fā)現放射區，其中纖維區約占拉伸斷口面積88.1%。圖9（b）、（d）分別為拉伸斷口上部和中間纖維區的微觀(guān)結構，可以很明顯地觀(guān)察到大量密集細小的韌窩，斷口上部區域韌窩尺寸要大于中間區域韌窩尺寸，斷裂為韌性斷裂。由圖9（c）可知，剪切唇區發(fā)生韌性斷裂和準解理斷裂的混合斷裂，靠近邊緣位置有準解理平臺，呈剪切特征。

2.4.2焊接接頭顯微硬度

對焊接接頭距上表面2mm進(jìn)行硬度測試，焊接接頭顯微硬度如圖10所示。從一側母材到另一側母材，顯微硬度先升高后降低，母材、熱影響區、焊縫區平均硬度值分別為310.2、322.3、326.6HV5，母材平均顯微硬度值最低，焊縫和熱影響區域硬度值相近，形成典型的“軟+硬+軟”三明治式硬度分布結構[10]。焊接接頭的相結構及分布狀態(tài)決定了接頭硬度分布狀態(tài)，焊縫和熱影響區主要是由馬氏體α和針狀α'組成，為非平衡狀態(tài)過(guò)飽和α相，晶格畸變能高，而母材基體主要是等軸或微拉長(cháng)的α相，因此焊縫和熱影響區硬度值要高于母材的。

2.4.3焊接接頭沖擊韌性

接頭夏比沖擊試驗結果見(jiàn)表3，熱影響區沖擊吸收功最高、焊縫次之，焊縫和熱影響區沖擊吸收功值相近，母材沖擊吸收功最低，熱影響區沖擊吸收功比母材高約8.6J，這主要是由于熱影響區針狀α'相+β相呈現網(wǎng)籃特征、彌散分布，沖擊性能較好。

沖擊斷口形貌如圖11所示，焊縫中心、熱影響區、母材三個(gè)位置沖擊斷口宏觀(guān)形貌基本一致，斷口表面較為平坦，主要由纖維區、放射區和剪切唇組成，放射區占主要區域。從焊縫中心、熱影響區、母材三個(gè)位置斷口微觀(guān)形貌可以明顯看到裂紋擴展區呈韌窩斷裂特征，屬于韌性斷裂，且焊縫中心和熱影響區韌窩尺寸和深度要略大于母材斷口，進(jìn)一步說(shuō)明這焊縫和熱影響區的抗裂紋擴展能力較強。

2.4.4焊接接頭彎曲性能

取4組側彎試樣，試樣彎曲厚度為10mm，彎曲試樣在彎心直徑為200mm、彎曲角度為90°的條件下進(jìn)行彎曲試驗，試驗結果表明，所有試樣均未發(fā)生斷裂且無(wú)裂紋，符合標準CB/T 4363—2013要求，焊接接頭彎曲性能良好。

3、結論

（1）采用大功率激光焊接時(shí)，熔池表面形成等離子羽輝，激光在穿透光致等離子的過(guò)程中發(fā)生吸收、折射和散射的作用，因此需要增加側吹輔助氣體，氣體流量對小孔成形影響較大，合適的氣體流量可實(shí)現16mm厚鈦合金板的激光深熔穩定焊接。采用大功率激光焊接16mm厚TC4鈦合金試板，可實(shí)現一次焊透、單面焊雙面成形。

（2）激光焊接接頭宏觀(guān)形貌呈高腳酒杯狀，焊縫正反面表面呈銀白色，焊縫外觀(guān)成形良好，接頭沒(méi)有發(fā)現氣孔、夾渣、未熔合、未焊透、裂紋等缺陷。

（3）焊縫區組織主要為針狀α'相、馬氏體α、少量針狀α相和β相，粗大的高溫β相晶界也被保留下來(lái)；熱影響區組織主要由針狀α'相、塊狀α相、馬氏體α和少量β相組成，部分區域針狀α'相+β相呈彌散分布的網(wǎng)籃組織。

（4）焊接接頭強度性能穩定，抗拉強度平均值為965MPa，比母材弱；母材平均顯微硬度值最低，焊縫和熱影響區域硬度值相近，形成典型的“軟+硬+軟”三明治式硬度分布結構；焊縫和熱影響區沖擊吸收功值相近，母材沖擊吸收功最低。所有彎曲試樣均未發(fā)生斷裂且無(wú)裂紋，符合標準CB/T 4363—2013要求，焊接接頭彎曲性能良好。

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