引言

β 鈦合金具有優(yōu)異的比強(qiáng)度、抗腐蝕性以及抗疲勞性能，在航空航天、生物醫(yī)學(xué)和海洋工程中應(yīng)用廣泛 [1]。在實(shí)際生產(chǎn)制造過(guò)程中，不可避免地會(huì)使用焊接工藝，與其他焊接方法對(duì)比，激光焊接具有熱輸入小、焊縫成型美觀、焊后變形小和自動(dòng)化程度高等優(yōu)點(diǎn) [2-3]，在實(shí)際加工中得到了廣泛應(yīng)用。

鈦合金加工過(guò)程的焊接熱循環(huán)對(duì)顯微組織演變有顯著影響，Zhang [4]、方乃文 [5] 等人分別通過(guò)改變熱輸入和冷卻速率，研究了不同焊接熱循環(huán)條件下顯微組織的演變規(guī)律。在實(shí)際焊接過(guò)程中，通過(guò)激光功率、掃描速率等工藝參數(shù)調(diào)整激光焊接熱輸入的值，進(jìn)而使焊接熱循環(huán)發(fā)生變化，這是十分有效的方法。激光焊接熱輸入對(duì)焊接接頭成形及顯微組織有著重要影響。激光焊接過(guò)程中焊接速率和激光功率會(huì)對(duì)焊接質(zhì)量和焊縫形貌產(chǎn)生影響。Zhan [6] 等人研究了激光功率和焊接速率對(duì) TA15 合金焊接質(zhì)量的影響。結(jié)果表明，激光功率過(guò)大會(huì)增加熔池和匙孔的不穩(wěn)定性，進(jìn)而導(dǎo)致氣孔缺陷增多。Zhang [7] 等人研究了熱輸入對(duì) Ti60 合金激光焊接接頭宏觀形貌的影響。隨著激光熱輸入的增加，焊縫區(qū)的宏觀形貌由 T 形變?yōu)?X 形，X 形焊縫的下部易形成氣孔缺陷影響焊接質(zhì)量。Squillace [8] 等人在 TC4 激光焊接過(guò)程中發(fā)現(xiàn)熱輸入的增加改變了接頭的焊接模式，隨著熱輸入的增加，焊接模式由以熱傳導(dǎo)模式為主變?yōu)橐猿卓啄Ｊ綖橹鳌heng [9] 等人進(jìn)一步用熔池中流體流動(dòng)特性和匙孔中金屬蒸氣的動(dòng)態(tài)行為解釋了熱輸入改變接頭焊接模式和熔池形貌的內(nèi)在原因。Kumar [10]、Zhang [11] 等人的研究結(jié)果表明，隨著熱輸入的增加，焊縫寬度增加，宏觀形貌改變，晶粒尺寸變大，且熱輸入的增加不會(huì)對(duì)焊縫的物相構(gòu)成產(chǎn)生影響。Wei [12] 等人的研究結(jié)果表明，熱輸入的變化顯著影響了熔池邊界處的溫度梯度和最大熱流方向，進(jìn)一步使熔池形貌和熔池內(nèi)晶粒生長(zhǎng)模式發(fā)生改變，觀察到隨著熱輸入的增加，焊縫區(qū)域的晶粒尺寸增大和焊縫中心線附近有等軸晶形成等。熔池凝固過(guò)程中，隨熱輸入變化，焊接接頭顯微組織數(shù)量、尺寸和形貌發(fā)生變化，焊接接頭的綜合性能隨之變化。

目前對(duì)于 β 鈦合金的研究偏重工藝開(kāi)發(fā)和成分優(yōu)化，對(duì)于 β 鈦合金焊接熱輸入的研究較少。本文采用不同熱輸入對(duì) TB9 鈦合金進(jìn)行激光焊接試驗(yàn)，研究 TB9 鈦合金激光焊接過(guò)程中的顯微組織演變，探討不同熱輸入對(duì)焊接接頭顯微組織的影響，采用數(shù)值模擬方法揭示了焊接接頭不同區(qū)域由于受熱作用不同顯微組織產(chǎn)生差異的內(nèi)在原因，相關(guān)研究結(jié)果對(duì)該合金的焊接工藝優(yōu)化具有參考意義。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為直徑 45mm 的 TB9 熱軋棒材，合金化學(xué)成分如表 1 所示。TB9 合金的初始狀態(tài)為固溶態(tài)，激光焊接前對(duì) TB9 合金進(jìn)行固溶時(shí)效處理，熱處理后的顯微組織如圖 1 所示。固溶時(shí)效處理后的 TB9 合金顯微組織主要由基體 β 相、較為粗大的 α_p相和細(xì)小的α_s相構(gòu)成。其中 α_p相源自 650℃-1h 時(shí)效處理，α 相源自 500℃-24h 時(shí)效處理。在 β 相晶界位置可見(jiàn)粗大連續(xù)的晶界α_GB相。

激光焊接前采用線切割將熱處理后的 TB9 合金棒材切割成片狀，尺寸為 70mm×22.5mm×2mm。采用磨床去除片狀試樣表面的切割痕跡，并進(jìn)一步用鋼絲球打磨試樣表面使其露出金屬光澤，再經(jīng)酸洗烘干處理后進(jìn)行焊接。在激光焊接過(guò)程中，選用 99% 的氬氣保護(hù)正面及背面熔池。焊縫正面和背面保護(hù)氣體流量分別為 20L/min 和 3L/min。通過(guò)控制激光功率研究不同焊接熱輸入對(duì) TB9 合金激光焊接接頭顯微組織的影響，激光焊接工藝參數(shù)如表 2 所示。金相試樣的取樣方向垂直于焊縫，同樣采用線切割方法制備試樣。采用光學(xué)顯微鏡和場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察焊接接頭的顯微組織，采用 EBSD（電子背散射衍射）分析接頭不同區(qū)域的晶粒尺寸、焊縫寬度以及大小角度晶界分布等。

為進(jìn)一步揭示焊接熱輸入與顯微組織之間的關(guān)系，通過(guò)有限元數(shù)值模擬方法計(jì)算了焊縫和熱影響區(qū)的熱循環(huán)曲線，數(shù)值模擬所采用的 TB9 合金在 400℃以?xún)?nèi)的熱物理參數(shù)來(lái)自文獻(xiàn) [13]，如表 3 所示，對(duì)于 400℃以上的值，通過(guò)線性插值和線性外推得到。采用復(fù)合熱源模型對(duì)熔池形貌進(jìn)行對(duì)比驗(yàn)證，面熱源方程和體熱源方程分別如式（1）、式（2）所示 [14]，其中 Q 為激光焊接功率，n 為有效系數(shù)，f 為激光功率分配系數(shù)，R 為面熱源有效半徑，R?為體熱源上部半徑，R_b為體熱源下部半徑，H 為體熱源作用深度。以熱輸入為 48J/mm 為例，相應(yīng)熱源參數(shù)如表 4 所示。通過(guò)對(duì)熱源參數(shù)的調(diào)整，數(shù)值模擬結(jié)果與實(shí)際焊接結(jié)果吻合較好，如圖 2 所示。

2、 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭宏觀形貌

TB9 激光焊接接頭從焊縫中心線到母材有較大的溫度梯度，使得焊接接頭有不均勻的顯微組織。熱輸入為 90J/mm，焊接接頭的金相組織如圖 3 所示。可以看出，焊接接頭質(zhì)量良好，無(wú)明顯焊接缺陷。焊縫區(qū)域無(wú)明顯第二相產(chǎn)生，如圖 3b 所示，焊縫區(qū)域可見(jiàn)粗大的原始 β 柱狀晶界。熱影響區(qū)顯微組織呈現(xiàn)出明顯的梯度過(guò)渡形貌，隨與熔合線距離的增加，逐漸有彌散分布的針狀相在等軸 β 相晶內(nèi)和晶界析出，相數(shù)量逐漸增多。

2.2 熱輸入對(duì) TB9 激光焊接接頭顯微組織的影響

采用 EBSD 方法分析了不同熱輸入下 TB9 鈦合金的激光焊接接頭形貌，如圖 4 所示。由圖 4 可以看出，焊縫和熱影響區(qū)內(nèi)主要是大角度晶界，小角度晶界較少。此外，焊縫的顯微組織主要由柱狀晶組成。隨著熱輸入的增加，焊縫內(nèi)的晶粒逐漸粗大，中心位置形成等軸晶的趨勢(shì)越發(fā)明顯。在熱輸入為 90J/mm 時(shí)，觀察到焊縫中心有大量等軸晶生成，如圖 4d 所示。

焊縫晶粒生長(zhǎng)模式主要受熔池液態(tài)金屬的溫度梯度控制，熱輸入為 90J/mm 時(shí)焊縫區(qū)域晶粒生長(zhǎng)模式示意如圖 5 所示。自熔合線到焊縫中心線，溫度梯度降低，結(jié)晶方式依次變?yōu)榘麪罹А麪顦?shù)枝晶和等軸晶。熔合線附近溫度梯度大，液態(tài)金屬依靠母材快速散熱凝固，以半熔化的晶粒為形核質(zhì)點(diǎn)，沿著溫度梯度方向主要以胞狀晶和胞狀樹(shù)枝晶方式形核生長(zhǎng)為柱狀晶。焊縫中心位置的液態(tài)金屬受激光熱源的持續(xù)作用，只能通過(guò)液態(tài)金屬散熱，溫度梯度較小，結(jié)晶方式由胞狀樹(shù)枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S樹(shù)枝晶。

通過(guò)數(shù)值模擬可以得到熱輸入對(duì)焊縫峰值溫度以及熔池持續(xù)時(shí)間的影響，如圖 6 所示。隨著熱輸入的增加，焊縫中能達(dá)到的峰值溫度會(huì)顯著增加，液態(tài)熔池的存在時(shí)間也變得更長(zhǎng)。在熱輸入為 90J/mm 時(shí)，峰值溫度最大，熔池的持續(xù)時(shí)間最長(zhǎng)，焊縫中心區(qū)域溫度梯度很小，等軸晶可在胞狀樹(shù)枝晶末端生成。同時(shí)，隨熱輸入增加，冷卻速率減小，焊縫晶粒尺寸增加。

TB9 焊縫顯微組織如圖 7 所示。焊縫中心線附近的 β 相晶粒如圖 7a 所示，熔合線附近的柱狀 β 相晶粒如圖 7b 所示。焊縫區(qū)的顯微組織為單一的 β 相，未觀察到第二相析出。

在不同熱輸入下，激光焊接 TB9 合金焊縫的組織均為單一的 β 相。β 鈦合金或近 β 鈦合金在熔化焊方法（如激光焊、電子束焊），焊縫中的物相常由單一 β 相構(gòu)成。其原因一方面是由于在 β 鈦合金成分中含有較多的 β 相穩(wěn)定元素，另一方面則是由于熔化焊接過(guò)程極快的冷卻速率。從成分上看，TB9 合金中含有較多的 Mo、Cr、V 元素，這些 β 相穩(wěn)定元素可將高溫下形成的 β 相穩(wěn)定至室溫。鈦合金中常用鉬當(dāng)量 [Mo]?q 來(lái)衡量鈦合金中 β 相穩(wěn)定元素的含量，其計(jì)算公式如式（3）所示。一般認(rèn)為，當(dāng)鈦合金中的 [Mo]?q 大于 10% 時(shí)，在快速冷卻條件下可以獲得單一 β 相組織。根據(jù)式（3）計(jì)算得出 TB9 鈦合金 [Mo] 約為 20%。因此，TB9 鈦合金激光焊接焊縫中在高溫時(shí)形成的 β 相可以被穩(wěn)定至室溫條件。

除成分外，冷卻速率也會(huì)影響單一 β 相組織的形成。已有研究表明，隨著 [Mo]?q 升高，β 相的穩(wěn)定性提高，β→α 轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率會(huì)相應(yīng)降低，使得相在冷卻過(guò)程中難以析出。Ti-6Al-4V β-CEZ、Ti-5321、Ti-1300、Ti-B19 對(duì)應(yīng)的 [Mo]?q 分別為 2.7%、5.1%、10.3%、12.8%、15%，對(duì)應(yīng)的 β→α 轉(zhuǎn)變冷卻速率依次為 20℃/s、10℃/s、4℃/s、3℃/s、0.3℃/s [15-18]。根據(jù)式（3），TB9 鈦合金實(shí)際 [Mo]?q 為 20%，這意味著其臨界冷卻速率小于 0.3℃/s。

采用數(shù)值模擬方法得到不同熱輸入下的焊縫熱循環(huán)曲線，進(jìn)而計(jì)算得到相應(yīng)的冷卻速率，如圖 8 所示。在加熱階段，隨著溫度的升高，TB9 鈦合金中發(fā)生 α→β 轉(zhuǎn)變，α_p和 α 逐漸完全轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，當(dāng)溫度繼續(xù)升高直至高于母材熔點(diǎn)時(shí)，形成液態(tài)熔池。在冷卻階段，熱輸入為 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 時(shí)，焊縫的平均冷卻速率分別為 333℃/s、276℃/s、265℃/s、226℃/s。隨熱輸入增加，平均冷卻速率下降，不同熱輸入下焊縫的平均冷卻速率均遠(yuǎn)高于 β→α 轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率。因此，高溫下生成的 β 相能夠穩(wěn)定保持至室溫，不發(fā)生 β→α 轉(zhuǎn)變。

對(duì)比圖 4 中不同熱輸入下焊縫形貌還可以看出隨著激光熱輸入的增加，焊縫的宏觀形貌由 T 形變?yōu)?X 形，寬度也隨之增加。當(dāng)熱輸入為 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 時(shí)，焊縫寬度分別為 1009μm、1489μm、2130μm、2404μm，如圖 4 所示。焊接接頭宏觀形貌類(lèi)型與匙孔效應(yīng)有關(guān) [7-9,12]，研究表明，焊縫的宏觀形貌由 T 形變?yōu)?X 形來(lái)源于金屬蒸氣和 Marangoni 對(duì)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發(fā)生熔化和汽化，所產(chǎn)生的反沖壓力使激光作用處的熔池向下凹陷形成匙孔，激光束直接作用于匙孔底部，促使金屬進(jìn)一步熔化和汽化，金屬蒸氣不斷從匙孔底部產(chǎn)生并向外噴發(fā)，焊縫形貌深而窄。由于熔池表面的表面張力梯度和金屬蒸氣的驅(qū)動(dòng)，在熔池上部匙孔兩側(cè)熔池中有 Marangoni 對(duì)流產(chǎn)生 [8,19-20]。在 Marangoni 對(duì)流的作用下，液態(tài)金屬在熔池表面從熔池中心到熔池邊界流動(dòng)，并在熔池表面以下形成回流。由于熔池上部的 Marangoni 效應(yīng)，焊縫上部的寬度大于中部和下部的寬度，在熱輸入較低時(shí)，焊縫的形狀為 T 形。隨著熱輸入的增加，熔池底部被激光穿透，匙孔內(nèi)的金屬蒸氣同時(shí)從熔池上下表面向外噴出，在金屬蒸氣驅(qū)動(dòng)下，熔池上部和下部均形成 Marangoni 對(duì)流，使焊縫上部和下部的寬度大于中部的寬度，形成了 X 形焊縫。

2.3 熱輸入對(duì)焊接接頭熱影響區(qū)顯微組織的影響

熱輸入為 90J/mm 時(shí) TB9 鈦合金激光焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織如圖 9 所示。熱影響區(qū)可以細(xì)分為三個(gè)區(qū)域，距熔合線由近及遠(yuǎn)分別為近熱影響區(qū)（Ⅰ）、中熱影響區(qū)（Ⅱ）、遠(yuǎn)熱影響區(qū)（Ⅲ）。熱影響區(qū)不同部位顯微組織的差異可以用熱循環(huán)曲線加以解釋?zhuān)鐖D 10 所示。由于近熱影響區(qū)（Ⅰ）最靠近焊縫，受到激光熱源的熱作用最強(qiáng)烈，從熱循環(huán)曲線可見(jiàn)瞬時(shí)最高溫度僅略低于熔點(diǎn)。因此，在近熱影響區(qū)的受熱過(guò)程中會(huì)發(fā)生 α→β 轉(zhuǎn)變，母材中粗大的 α_p相和細(xì)小的α_s相在焊接熱作用下均轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，冷卻過(guò)程能否發(fā)生 β→α 轉(zhuǎn)變?nèi)Q于冷卻速率。熱輸入對(duì)近熱影響區(qū)冷卻速率的影響如圖 11 所示，不同熱輸入下近熱影響區(qū)的平均冷卻速率均遠(yuǎn)高于 β→α 轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率。因此，近熱影響區(qū)的物相構(gòu)成也為單一的 β 相，如圖 9b 所示。中熱影響區(qū)（Ⅱ）顯微組織由 β 相 + 粗大的 α_p相組成。這是由于與焊縫區(qū)距離增加，受到的熱作用減弱，其峰值溫度略高于合金相變溫度，晶內(nèi)部分尺寸較大的 α_p相由于轉(zhuǎn)變不完全得以保留，α_s相則完全轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，如圖 9c 所示。遠(yuǎn)熱影響區(qū)（Ⅲ）的顯微組織為 β 相 +α_p相 + 殘留的α_s相。由于距離焊縫區(qū)較遠(yuǎn)，遠(yuǎn)熱影響區(qū)受到的熱作用較弱，所在區(qū)域峰值溫度僅能使得部分 α 相向 β 相轉(zhuǎn)變。因此，遠(yuǎn)熱影響區(qū)更多保留了與母材相似的組織形貌，如圖 9d 所示。

熱輸入對(duì)熱影響區(qū)寬度的影響如圖 12 所示。隨著熱輸入的增加，焊接接頭熱影響區(qū)的寬度增加，由 1mm 增加至 2mm。

TB9 鈦合金相變溫度 T?約為 750℃[21]，液相線溫度 T_Liquidus約為 1650℃[13]。在加熱階段，隨著溫度升高到接近 T?，TB9 鈦合金中發(fā)生 α→β 轉(zhuǎn)化，溫度繼續(xù)升高到 T_Liquidus，形成液態(tài)熔池。冷卻階段，由于不同區(qū)域受到的熱作用不同，最終的組織也有差異。

3、結(jié)論

（1）通過(guò)激光焊接方法制備了 TB9 鈦合金焊接接頭，研究了熱輸入對(duì)焊接接頭顯微組織的影響規(guī)律，主要結(jié)論如下：

焊縫主要由 β 相柱狀晶構(gòu)成，隨著熱輸入的增加，焊縫中心液態(tài)熔池持續(xù)時(shí)間增加，焊縫中心線附近溫度梯度較低，促進(jìn)焊縫中心區(qū)域等軸晶的生成以及焊縫晶粒尺寸的增大。

（2）數(shù)值模擬結(jié)果表明，熱輸入的增加使得焊縫的冷卻速率降低，但仍大于 β→α 轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率，結(jié)合 TB9 鈦合金較高的 [Mo]?q 值，焊縫區(qū)高溫下生成的 β 相能夠穩(wěn)定至室溫。

（3）隨著與焊縫區(qū)距離的增加，受到的激光熱作用減弱，熱影響區(qū)顯微組織依次為近熱影響區(qū)（單一 β 相）、中熱影響區(qū)（β+α_p相）、遠(yuǎn)熱影響區(qū)（β+α_p+α_s相）。

（4）熱輸入增加，焊縫的宏觀形貌由 T 形變?yōu)?X 形，焊縫和熱影響區(qū)的寬度均顯著增加。

參考文獻(xiàn)

[1] Yumak N, Aslantas K. A review on heat treatment efficiency in metastable β titanium alloys: the role of treatment process and parameters[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020,9(6):15360-15380.

[2] Sadeghian A, Iqbal N. A review on dissimilar laser welding of steel-copper, steel-aluminum, aluminum-copper, and steel-nickel for electric vehicle battery manufacturing[J]. Optics & Laser Technology,2022,146:107595.

[3] 郭雪洋，董彬，秦國(guó)梁，等。窄間隙激光焊接研究現(xiàn)狀與存在的問(wèn)題 [J]. 電焊機(jī)，2024,54 (07):1-11.

[4] Zhang S W, Cong B Q, Zeng Z, et al. Tailoring Weldability for Microstructures in Laser-Welded Near-Titanium Alloy: Insights on Mechanical Properties[J]. Metals,2024,14:690.

[5] 方乃文，郭二軍，徐鍇，等。鈦合金激光填絲焊縫晶粒生長(zhǎng)及相變?cè)挥^察 [J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2022,32 (6):1665-1672.

[6] Zhan X H, Yan T Y, Gao Q Y, et al. The porosity formation mechanism in the laser welded joint of TA15 titanium alloy[J]. Materials Research Express,2019,6:076558.

[7] Zhang Q B, Ren L N, Lei X W, et al. Effect of Laser Heat Input on the Microstructures and Low-Cycle Fatigue Properties of Ti60 Laser Welded Joints[J]. Crystals,2024,14:677.

[8] Squillace A, Prisco U, Ciliberto S, et al. Effect of welding parameters on morphology and mechanical properties of Ti-6Al-4V laser beam welded butt joints[J]. Journal of Materials Processing Technology,2012,212:427-436.

[9] Cheng H, Zhou L G, Li Q J, et al. Effect of welding parameters on spatter formation in full-penetration laser welding of titanium alloys[J]. Journal of Materials Research and Technology,2021,15:5516-5525.

[10] Kumar B, Bag S, Paul C P, et al. Influence of the mode of laser welding parameters on microstructural morphology in thin sheet Ti6Al4V alloy[J]. Optics and Laser Technology,2020,131:106456.

[11] Zhang K Z, He C W, Liu D, et al. Effect of heat input on microstructure and tensile properties of laser welded Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr alloy joint[J]. Journal of Materials Research and Technology,2022,17:1652-1661.

[12] Wei H L, Elmer J W, DebRoy T. Crystal growth during keyhole mode laser welding[J]. Acta Materialia,2017,133:10-20.

[13] 黃伯云，李成功。中國(guó)材料工程大典 [M]. 北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2006.

[14] Zain-ul-abdein M, Nélias D, Jullien J F, et al. Experimental investigation and finite element simulation of laser beam welding induced residual stresses and distortions in thin sheets of AA 6056-T4[J]. Materials Science and Engineering:A,2010,527(12):3025-3039.

[15] Angelier C, Bein S, Bechet J. Building a continuous cooling transformation diagram of β-CEZ alloy by metallography and electrical resistivity measurements[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,1997,28:2467-2475.

[16] Ahmed T, Rack H J. Phase transformations during cooling in α+β titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering:A,1998,243:206-211.

[17] Wan M P, Wen X, Ma R, et al. Microstructural Evolution and Continuous Cooling Transformation Diagram in Ti-1300 Alloy Under Continuous Cooling Condition[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2019,48(1):97-103.

[18] Wu C, Zhao Y Q, Huang S X, et al. Effect of cooling rate on a variant selection and microstructure evolution in a near β Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds,2020,841:155728.

[19] Fabbro R. Melt pool and keyhole behaviour analysis for deep penetration laser welding[J]. Journal of Physics D:Applied Physics,2010,43:445-501.

[20] Limmaneevichitr C, Kou S. Visualization of Marangoni convection in simulated weld pools[J]. Welding Journal,2000,79:126-135.

[21] 胡明，邱建科，雷曉飛，等。高強(qiáng) TB9 鈦合金次生 α 相析出行為及力學(xué)性能 [J]. 航空材料學(xué)報(bào)，2024,44 (2):159-168.