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

新一代戰(zhàn)機對巡航速度、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)鈦合金的比強度、比剛度高及耐腐蝕等優(yōu)點，而且具有良好的高溫性能，因此越來越多地用于新型戰(zhàn)機鈑金類零件的制造[2-4]。受到鈑金成型制造技術與設備空間的限制，大型復雜曲率的飛機零件先分割成型，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，焊后焊縫的力學性能已不能滿足當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，對設備的空間要求較高，大型的飛機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，在大氣環(huán)境中便可實現(xiàn)零件的焊接連接，提高了對大型壁板的焊接適應性。近年來一些科研人員也對高溫鈦合金的激光焊接開展了系列研究，并取得了一定的成果。但關于高溫鈦合金焊接的研究大部分仍停留在平板對接階段，對飛機蒙皮高溫鈦合金壁板的內置加強筋結構激光焊接鮮有報道[10-12]。本研究以Ti55高溫鈦合金T型接頭為研究對象，采用T型接頭雙激光焊接技術施焊，分析了接頭的組織特征與力學性能，旨在為高溫鈦合金T型接頭的推廣應用提供參考。

1、試驗材料及方法

試驗材料選用厚度為1.5mm的國產(chǎn)Ti55高溫鈦合金，化學成分見表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內將底板表面與立筋側端面用機械打磨方式去除表面氧化層，然后將底板表面與立筋側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內的油污擦拭干凈。

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

為了避免焊接時由于飛濺造成材料損失導致的咬邊，采用填絲方式，焊絲為準1.2mm的TA0鈦合金焊絲，化學成分見表2。焊接過程中，采用填絲在前、激光在后的焊接模式，焊接參數(shù)見表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。拉伸試驗包括室溫拉伸以及550、650、750℃的高溫拉伸測試，剪切試驗在室溫條件下進行。金相試樣用水砂紙磨拋，采用專用化學試劑腐蝕后，在金相顯微鏡下觀察其組織。

2、試驗結果與討論

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，兩側焊道呈“V”型，以立筋中心線為軸線對稱分布，且兩側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)的微觀結構與母材區(qū)的明顯不同。焊道整體中心熔合區(qū)的面積遠大于焊道周圍熱影響區(qū)的面積，這主要是由于T型接頭激光焊接時高度集中的激光熱源能量向熔深方向的傳導性強于向熔池周邊的傳導性，熱源離開后熔池快速冷卻，熱量迅速散失，沒有更多的熱量支持熔池周邊組織進行相變。

2.2接頭微觀組織

為了進一步分析接頭組織，對Ti55鈦合金T型接頭的各區(qū)域組織進行觀察，如圖6所示，其中圖6（a）為熱影響區(qū)（HAZ）組織，圖6（b）～（d）分別對應圖6（a）中的B～D區(qū)。與母材組織相比，近母材側熱影響區(qū)組織的為晶粒細小的等軸晶，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，離焊道較遠的近母材熱影響區(qū)溫度低于β轉變溫度（990℃），大量的初生α相未發(fā)生相變保留下來，而部分α相轉變?yōu)棣孪?，在冷卻過程中，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。

靠近焊縫側的熱影響區(qū)內，由于鈦合金的導熱率較低，且焊接時該區(qū)域溫度高于β轉變溫度，與近母材側熱影響區(qū)相比，在高溫時段的停留時間更長，α相完全轉變?yōu)棣孪?。在隨后冷卻過程中，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，溶質的擴散距離較短，因此，大部分β相通過擴散轉變?yōu)獒樒瑺瞀料?，而在更靠近熔合區(qū)域，冷卻速率更快，導致β相轉變?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。在焊縫冷卻過程中液態(tài)金屬首先發(fā)生β轉變，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接頭力學性能

圖7為T型接頭的拉伸測試結果。從圖7可知，在不同溫度下拉伸時，T型接頭的斷裂部位均在母材處，說明接頭的力學性能不低于母材，隨著拉伸測試環(huán)境溫度的升高，接頭的抗拉強度逐漸降低，而伸長率逐漸上升。室溫、550、650、750℃拉伸時，接頭的抗拉強度分別為1172、708、555、297MPa，接頭的伸長率分別為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試結果，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、結論

（1）Ti55鈦合金T型接頭表面成形良好，橫截面沒有發(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)寬度遠大于熱影響區(qū)寬度。

（2）從母材到熔合區(qū)，焊接過程中接頭各區(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型接頭抗拉強度逐漸降低，伸長率逐漸升高。接頭去除立筋后的平均剪切強度比母材的平均剪切強度約高3.3%。

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（原文標題：Ti55鈦合金雙激光焊接T型接頭組織與力學性能研究）