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)制造過程中，不可避免地會(huì)使用焊接工藝，與其他焊接方法對比，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。

鈦合金加工過程的焊接熱循環(huán)對顯微組織演變有顯著影響，Zhang [4]、方乃文 [5] 等人分別通過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)際焊接過程中，通過激光功率、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。激光焊接熱輸入對焊接接頭成形及顯微組織有著重要影響。激光焊接過程中焊接速率和激光功率會(huì)對焊接質(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 TA15 合金焊接質(zhì)量的影響。結(jié)果表明，激光功率過大會(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 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。

目前對于 β 鈦合金的研究偏重工藝開發(fā)和成分優(yōu)化，對于 β 鈦合金焊接熱輸入的研究較少。本文采用不同熱輸入對 TB9 鈦合金進(jìn)行激光焊接試驗(yàn)，研究 TB9 鈦合金激光焊接過程中的顯微組織演變，探討不同熱輸入對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 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。通過控制激光功率研究不同焊接熱輸入對 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℃以內(nèi)的熱物理參數(shù)來自文獻(xiàn) [13]，如表 3 所示，對于 400℃以上的值，通過線性插值和線性外推得到。采用復(fù)合熱源模型對熔池形貌進(jìn)行對比驗(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。通過對熱源參數(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，無明顯焊接缺陷。焊縫區(qū)域無明顯第二相產(chǎn)生，如圖 3b 所示，焊縫區(qū)域可見粗大的原始 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 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麪顦渲Ш偷容S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枝晶方式形核生長為柱狀晶。焊縫中心位置的液態(tài)金屬受激光熱源的持續(xù)作用，只能通過液態(tài)金屬散熱，溫度梯度較小，結(jié)晶方式由胞狀樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S樹枝晶。

通過數(shù)值模擬可以得到熱輸入對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。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，焊縫中心區(qū)域溫度梯度很小，等軸晶可在胞狀樹枝晶末端生成。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，使得相在冷卻過程中難以析出。Ti-6Al-4V β-CEZ、Ti-5321、Ti-1300、Ti-B19 對應(yīng)的 [Mo]?q 分別為 2.7%、5.1%、10.3%、12.8%、15%，對應(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 形來源于金屬蒸氣和 Marangoni 對流的共同作用。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 對流產(chǎn)生 [8,19-20]。在 Marangoni 對流的作用下，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，如圖 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，冷卻過程能否發(fā)生 β→α 轉(zhuǎn)變?nèi)Q于冷卻速率。熱輸入對近熱影響區(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）通過激光焊接方法制備了 TB9 鈦合金焊接接頭，研究了熱輸入對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，秦國梁，等。窄間隙激光焊接研究現(xiàn)狀與存在的問題 [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及相變原位觀察 [J]. 中國有色金屬學(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.