(攀鋼集團(tuán)攀枝花鋼鐵研究院有限公司，攀枝花 617000)

0 引 言

21世紀(jì)以來，鈦及鈦合金因具有低的密度、高的比強(qiáng)度、良好的耐高溫性能、較好的韌性、優(yōu)良的抗疲勞和抗蠕變性能而在航空航天、生物醫(yī)療、化工、核能及發(fā)電等領(lǐng)域得到廣泛的應(yīng)用，特別是鈦及鈦合金因能滿足航空航天領(lǐng)域中有關(guān)減小質(zhì)量、延長壽命等的設(shè)計(jì)和使用要求而被譽(yù)為航空航天工業(yè)的"脊柱"之一[1]，因此鈦及鈦合金具有較大的發(fā)展?jié)摿皬V闊的應(yīng)用前景[2-5]。TA2工業(yè)純鈦?zhàn)鳛楣I(yè)中應(yīng)用最廣泛的合金，具有優(yōu)異的耐腐蝕性能，特別是耐氯離子腐蝕性能較強(qiáng)[6]。采用TA2工業(yè)純鈦所制造的設(shè)備的使用壽命較長，維護(hù)成本較低，因而具有極高的經(jīng)濟(jì)效益。

隨著對(duì)現(xiàn)代工業(yè)產(chǎn)品精度、可靠性以及成品率等要求的日益提高，焊接技術(shù)得到迅速發(fā)展。鈦及鈦合金的焊接方法主要包括氬弧焊、電子束焊、攪拌摩擦焊和激光焊。氬弧焊的熱輸入大，接頭組織粗大且易形成焊接缺陷，焊接效率低；雖然可通過在焊件表面涂敷活性劑來提高其焊接質(zhì)量，但成本大大增加[7]。電子束焊接鈦及鈦合金接頭的質(zhì)量較好，焊縫成形性能好，晶粒尺寸小，韌性好，但電子束焊需真空條件，且設(shè)備成本較高[8]。鈦及鈦合金在較高溫度下仍具有高的強(qiáng)度和硬度，因而對(duì)攪拌頭材料的要求非常高，實(shí)現(xiàn)攪拌摩擦焊連接的難度也較大[9]。激光焊具有能量集中、焊縫成形性能好、接頭質(zhì)量高和變形小、生產(chǎn)效率高、無需真空等特點(diǎn)，已成為鈦及鈦合金的主要焊接方法[10-13]。在工業(yè)生產(chǎn)中，為了提高工作效率，焊接過程中通常采用較大的焊接速度。為了擴(kuò)大TA2工業(yè)純鈦的應(yīng)用范圍，作者研究了焊接速度對(duì)TA2工業(yè)純鈦激光焊接接頭性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料為TA2工業(yè)純鈦薄板，厚度為0.6 mm，供貨態(tài)為軋制退火態(tài)，兩軋程軋制，退火溫度為600 ℃，化學(xué)成分見表1，屈服強(qiáng)度為247 MPa，抗拉強(qiáng)度為360 MPa，斷后伸長率為36.5%。由圖1可以看出，TA2工業(yè)純鈦的顯微組織為等軸α晶粒，晶粒尺寸較小，且分布均勻。

激光焊接裝置由IPG YLR-6000型光纖激光器、6軸工業(yè)機(jī)器人以及激光焊接系統(tǒng)組成，最大輸出功率6 kW，焦點(diǎn)光斑直徑0.4 mm。將尺寸均為100 mm×200 mm×0.6 mm的純鈦薄板進(jìn)行平板對(duì)接焊，焊接方向垂直于軋制方向；焊接過程中采用純氬氣作為保護(hù)氣體，正面氬氣流量40 L·min-1，背面氬氣流量20 L·min-1；激光功率為800 W，離焦量為+20 mm，焊接速度分別為1.0，1.2，1.6 m·min-1，所得焊接接頭分別編號(hào)為1#，2#，3#。

表1 TA2工業(yè)純鈦的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of commercially puretitanium TA2 (mass) %

圖1 TA2工業(yè)純鈦的顯微組織Fig.1 Microstructure of commercially pure titanium TA2

1.2 試驗(yàn)方法

焊接接頭經(jīng)切割、鑲嵌、機(jī)械研磨、拋光和用由體積比為1∶2∶97的氫氟酸、硝酸、水組成的混合溶液腐蝕后，在Axio Observer A1m型光學(xué)顯微鏡上觀察接頭顯微組織。以焊縫為中心，在接頭處截取平面尺寸為60 mm×60 mm的試樣，按照GB/T 15825.4-2008，采用BCS-50AR型熱環(huán)境通用板材成型性試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行擴(kuò)孔試驗(yàn)，試驗(yàn)方法如圖2所示，試樣初始孔徑d0為5 mm，當(dāng)試樣固定后，沖頭上升速度為15.3 mm·min-1，當(dāng)孔邊緣或孔附近材料開始出現(xiàn)頸縮或裂口時(shí)試驗(yàn)結(jié)束，此時(shí)的孔徑為破斷孔徑df。計(jì)算擴(kuò)孔率λ，計(jì)算公式為

(1)

圖2 擴(kuò)孔試驗(yàn)方法示意Fig.2 Schematic of hole expanding testing method

圖3 杯突試驗(yàn)方法示意Fig.3 Schematic of cupping value testing method

以焊縫為中心，在接頭處截取平面尺寸為60 mm×60 mm的試樣，按照GB/T 4156—2007，采用BCS-50AR型熱環(huán)境通用板材成型性試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行杯突試驗(yàn)，試驗(yàn)方法如圖3所示，凸模球面直徑為20.0 mm，凹模直徑為27.0 mm，凸模速度為15.2 mm·min-1，壓邊力為10.2 kN，焊縫位于凸模正上方，當(dāng)試樣出現(xiàn)裂紋時(shí)停止試驗(yàn)，測試杯突值。按照GB/T 228.1—2010，以焊縫為中心，在焊接接頭上平行于軋制方向截取拉伸試樣，尺寸如圖4所示，采用INSTRON5969型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)測室溫拉伸性能，用JSM5600型掃描電鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌。

圖4 拉伸試樣尺寸Fig.4 Dimensions of tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

圖5 不同焊接接頭的表面形貌Fig.5 Surface morphology of different welded joints：(a) 1# joint, front; (b) 2# joint, front;(c) 3# joint, front; (d) 1# joint, back;(e) 2# joint, back and (f) 3# joint, back

2.1 表面形貌和顯微組織

圖6 不同焊接接頭焊縫中心的顯微組織Fig.6 Microstructures of weld center in different welded joints:(a) 1# joint; (b) 2# joint and (c) 3# joint

圖7 不同焊接接頭中熱影響區(qū)的顯微組織Fig.7 Microstructures of heat affected zone in different welded joints:(a) 1# joint; (b) 2# joint and (c) 3# joint

由圖5可以看出：焊縫正面成形美觀，紋理連續(xù)、清晰，無飛濺、咬邊等焊接缺陷，顏色為略帶淡黃的銀白色；焊縫背面顏色為具有金屬光澤的銀白色，說明接頭保護(hù)良好，無氧化現(xiàn)象。由圖6可以看出：不同焊接接頭中焊縫中心均無氣孔出現(xiàn)；1#，2#接頭焊縫中心的顯微組織均為粗大等軸α晶粒和少量針狀α晶粒；3#接頭為典型的“V”形接頭，焊縫中心的顯微組織為針狀α晶粒，尺寸不一，且方向各異。這種呈多向分布的晶粒對(duì)提高接頭性能是有利的，因?yàn)樵谙嗤冃瘟肯?，變形將?huì)分散在更多的針狀α晶粒內(nèi)部進(jìn)行，而晶粒內(nèi)部和晶界附近的應(yīng)變量相差較小，變形較均勻，導(dǎo)致應(yīng)力集中程度較小，同時(shí)晶界的曲折性也有利于阻礙裂紋的傳播。隨著焊接速度的增大(1#→2#→3#)，焊縫中心的晶粒尺寸減小。由圖7可以看出，焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織均為粗大α晶粒和不規(guī)則鋸齒狀α晶粒，晶粒尺寸也隨焊接速度的增大而減小。在焊接溫度場的影響下，接頭熱影響區(qū)的峰值溫度較低，冷卻速率較大，因此晶粒呈現(xiàn)不規(guī)則形態(tài)。焊接速度對(duì)焊縫中心晶粒尺寸的影響較大，這是由于焊接速度的增大導(dǎo)致接頭的熱輸入降低，冷卻速率增大，晶粒無法獲得支撐其長大的能量，因此晶粒尺寸減小。

2.2 擴(kuò)孔性能

在擴(kuò)孔過程中，當(dāng)拉應(yīng)力達(dá)到一定水平時(shí)，試樣內(nèi)部將出現(xiàn)顯微空穴，隨著拉應(yīng)力的增大，空穴數(shù)量增加，空穴之間的間隔發(fā)生縮頸，直至間隔斷裂，使得相鄰空穴貫通，從而導(dǎo)致微裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展。由表2可以看出：母材的擴(kuò)孔率最高，這是由于母材組織均勻，晶粒尺寸小，晶界面積大，從而增加了裂紋擴(kuò)展的阻力，推遲了裂紋的萌生，這有利于組織在受力狀態(tài)下的協(xié)調(diào)變形；隨焊接速度的增大，擴(kuò)孔率增大，當(dāng)焊接速度為1.6 m·min-1時(shí)，接頭擴(kuò)孔性能最優(yōu)。由擴(kuò)孔試驗(yàn)結(jié)果可知，1#，2#接頭的啟裂區(qū)均位于焊縫中心，3#接頭的啟裂區(qū)位于熱影響區(qū)。焊接速度決定著單位時(shí)間內(nèi)接頭的熱輸入。1#，2#接頭的焊接速度較小，焊縫中心的熱輸入較大，晶粒尺寸較大，晶界面積較小，因此裂紋出現(xiàn)在焊縫中心。3#接頭焊縫中心的晶粒尺寸較小，晶界面積較大，而熱影響區(qū)的組織粗大，因此啟裂區(qū)位于熱影響區(qū)。

表2 母材和不同焊接接頭的擴(kuò)孔試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Hole expanding testing results of base metaland different welded joints

2.3 沖壓性能

在杯突試驗(yàn)過程中，當(dāng)開裂方向垂直于焊縫時(shí)，表明焊縫質(zhì)量合格，焊縫具有一定的強(qiáng)度和韌性；當(dāng)接頭沿焊縫開裂時(shí)，說明焊縫質(zhì)量不合格，焊縫內(nèi)部存在缺陷，導(dǎo)致其使用性能降低。由表3可以看出，接頭焊縫的質(zhì)量均合格，不同接頭的杯突值均低于母材的。母材組織均勻細(xì)小，具有較好的流動(dòng)性，因此杯突值最大。接頭的杯突值隨焊接速度的增大而增大，這是由于隨著焊接速度的增大，焊縫的熱輸入變小，熔池內(nèi)部液相存在的時(shí)間縮短，液態(tài)鈦的凝固速率增大，導(dǎo)致晶粒尺寸變小，材料的流動(dòng)性變好，因此杯突值增大。綜上可知，當(dāng)焊接速度為1.6 m·min-1時(shí)，接頭具有最優(yōu)的沖壓性能。

表3 母材和不同焊接接頭的杯突試驗(yàn)結(jié)果

2.4 拉伸性能

室溫拉伸試驗(yàn)后可以發(fā)現(xiàn)，拉伸試樣均在遠(yuǎn)離焊縫區(qū)的一側(cè)母材處斷裂，這是由于接頭焊縫區(qū)存在淬硬組織，導(dǎo)致焊縫的硬度高于母材的，當(dāng)試樣受到載荷作用時(shí)，母材區(qū)首先發(fā)生滑移變形，因此試樣均在母材位置斷裂。由表4可以看出，接頭的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均隨焊接速度的增大呈先增后降的趨勢，2#接頭的拉伸性能最優(yōu)，這與接頭的晶粒尺寸有直接關(guān)系。3#接頭的斷后伸長率最小，但成形性能最優(yōu)。由于斷后伸長率測量的是試樣完全斷裂后的尺寸，包括發(fā)生縮頸變形后的尺寸，而接頭的成形性能表征的是縮頸之前的行為，零件在加工過程中一旦出現(xiàn)縮頸，即視為報(bào)廢，因此斷后伸長率不能代表材料的成形性能。由圖8可知，不同接頭斷口中均存在大量不同尺寸的韌窩，斷裂形式為韌性斷裂，焊接速度對(duì)斷口形貌無顯著影響。

表4 不同焊接接頭的拉伸性能Table 4 Tensile properties of different welded joints

3 結(jié) 論

(1) 當(dāng)焊接速度為1.0，1.2 m·min-1時(shí)，接頭焊縫中心的顯微組織為粗大α晶粒和少量針狀α晶粒，當(dāng)焊接速度為1.6 m·min-1時(shí)，焊縫中心的顯微組織為針狀α晶粒；接頭熱影響區(qū)的顯微組織均為粗大α晶粒和不規(guī)則鋸齒狀α晶粒；隨焊接速度的增大，接頭的晶粒尺寸減小。

圖8 不同焊接接頭的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphology of different welded joints: (a) 1# joint; (b) 2# joint and (c) 3# joint

(2) 接頭的擴(kuò)孔率與杯突值均低于母材的，隨著焊接速度的增大，接頭的擴(kuò)孔率及杯突值增加，當(dāng)焊接速度為1.6 m·min-1時(shí)，接頭具有最優(yōu)的擴(kuò)孔性能、沖壓性能和成形性能。

(3) 接頭的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均隨焊接速度的增大呈先增后降的趨勢，當(dāng)焊接速度為1.2 m·min-1時(shí)，接頭的拉伸性能最佳；斷裂形式均為韌性斷裂。