高強韌鈦合金已逐漸成為航空裝備關鍵結構材料，其中TA15鈦合金(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)屬于近a型鈦合金,能長時間在500℃以下高溫工作環境中工作，高溫強度比Ti6Al4V合金高100~150MPa,被應用于飛機大型承力框梁等大厚度結構部件的制造[1]。然而，傳統焊接方法受有限熔深的制約，即便采用大角度坡口進行多道焊接，也會因焊縫區域化學成分分布不均，導致焊接接頭各層的力學性能存在明顯差異[2]。電子束焊接兼具高能量密度與強穿透能力，能夠實現大厚度材料的單道焊及雙面成形，有效降低了焊接工藝的復雜性[3-4]。尤其在高真空環境下，電子束焊接技術可避免鈦合金在高溫下發生氧化，因而成為大厚度鈦合金結構制造的理想焊接工藝。

然而，大厚度TA15鈦合金的電子束焊接仍面臨一些挑戰，隨著板厚的增加，熔池的流動性變得不穩定，容易導致尖峰、未熔合及孔隙等缺陷的產生5。同時，焊接過程中的熱循環更為復雜，進而導致微觀結構出現非均勻性與異質性。此外，受制于TA15鈦合金強度和韌性的固有矛盾，電子束焊接鈦合金通常形成粗大的β柱狀晶及晶內α'+β籃狀組織結構,導致TA15鈦合金厚板的焊接接頭在塑性與韌性上表現較差6。其中，溫度梯度(G)和凝固速度(V)是影響凝固過程中晶粒形態的兩個關鍵因素。研究表明，控制電子束焊接熱輸入對于保證大厚度TA15鈦合金焊接質量至關重要。通過優化工藝參數，可以調控微觀結構，從而實現焊接接頭的強度與韌性合理匹配[7]。

在電子束焊接中，電子由加熱的陰極產生，并通過加速電場加速到一定速度，最終形成可用于焊接的高能電子束。電子束的功率由束流和加速電壓的乘積決定，其中束流表示每秒通過電子束橫截面的電子數量，而加速電壓決定電子的動能。然而，根據電子束的物理特性，加速電壓控制著電子束的性能，如束斑直徑及電子在材料中的穿透性8。因此，在相同熱輸入條件下，具有較

高加速電壓的電子束能顯著增強蒸氣滲透性，并形成更深熔池。相比中壓電子束，高壓電子束在大厚度鈦合金焊接中的深熔過程、熱傳導機制、熔池流動及微觀結構演變更加復雜。然而，關于加速電壓在電子束焊接中的具體作用機制，目前的研究仍十分有限，尚未揭示加速電壓對焊接過程的確切影響。調整加速電壓不僅可能影響束流功率，還可能引發其他潛在效應，這些影響的具體機理尚不清楚。

近年來，為了確保結構完整性和焊接接頭質量，對焊接工藝提出了更高要求。國內外電子束焊接技術正向高壓、大功率、長壽命、高穩定性以及智能控制方向發展。高壓大功率電子束焊接設備已成為當前的主要應用設備。本文采用高壓電子束對20mm厚的TA15鈦合金進行焊接，在相同熱輸入條件下，系統分析了不同加速電壓對焊接接頭的組織與力學性能的影響。本文旨在評估加速電壓在電子束焊接中的熱作用機制，以及建立不同加速電壓下微觀結構與力學性能之間的相關性。研究結果為高壓大功率電子束焊接大厚度鈦合金的工程應用提供理論依據。

1、試驗及方法

試驗材料為寶鈦集團有限公司提供的20mm厚TA15鈦合金板材，化學成分如表1所示。采用中國航空制造技術研究院自研的高壓電子束焊接設備(圖1(a)),該系統由高壓電子槍、150kV/30kW逆變電源、真空系統、水冷系統、觀測裝置以及控制系統等組成。在高壓電子束焊接過程中(圖1(b)),電子束輸入的能量可分為以下兩部分[9]:形成深熔匙孔,進而形成焊縫;輻射和蒸發到周圍環境，其中熔池流動主要由蒸發、表面張力和Marangoni力引起的反沖壓力驅動。圖1(c)為焊接試驗裝置簡圖，焊前用丙酮擦拭清洗試樣，去除油污等殘留，避免在焊接部位產生氣孔或夾雜。采用真空電子束焊機進行對接焊接,槍真空度為3.5x10-4Pa,

表1 TA15的化學成分(質量分數)%

Table 1 Chemical composition of TA15(mass fraction)

真空室真空度為5x10-2Pa。為確保焊縫熔透而又不致塌陷，在試板底部添加20mm厚同材質的鎖底墊板，裝配時，通過非磁性工裝施加約束，焊接試樣尺寸為100 mmx50mmx20mm。電子束焊接均采用圓波，工作距離310mm,聚焦電流在表面聚焦電流基礎上,下降試板1/3厚度位置，大小為2320mA。在工藝試驗基礎上，采用平板對接方式進行了3組焊接試驗，命名為100kV、120kV、150kV，其具體焊接工藝參數見表2。

焊后經860℃/2h熱處理后，空冷至室溫后，分別制取力學性能試樣及金相試樣。金相試樣經研磨、拋光后用Kroll試劑(HF:HNO3:H2O=1:3:7)浸蝕。采用LEICADVM6型光學顯微鏡(OM)進行顯微組織的觀察和分析。在10%高氯酸和90%甲醇溶液中進行電解拋光,使用JSM-7900F型場發射電子顯微鏡(FE-SEM)進行BSE觀察,并使用配備HikariXP電子背散射衍射(EBSD)探頭進行觀察。采用FALCON500型顯微硬度計以0.2mm的間隔對試樣焊縫中部進行維氏顯微硬度測試。根據標準GB228.1一2021,使用萬能試驗機進行室溫拉伸性能測試;根據標準GB/T229一2020,采用擺錘式沖擊試驗機對接頭焊縫進行室溫U形坡口夏比沖擊試驗，沖擊吸收功取3個試樣的均值。試樣尺寸及取樣位置如圖2所示。

針對電子束深熔焊接過程,本文采用雙橢球體與錐體復合熱源模型，綜合考慮了重力、反沖壓力、表面張力、浮力、電磁力及匙孔表面的熱損失機制(包括對流、輻射及蒸發效應),所構建的計算模型尺寸為40mmx15 mmx20mm,劃分為3個區域。為了提高焊縫及其鄰近區域的模擬精度，靠近焊縫區域的網格劃分較為精細，而隨著距離增大，網格密度逐漸減小。最終模型包含756080個六面體網格單元。表3[10]展示了本文采用的TA15鈦合金的主要熱物理性能數據,該數據由JMatPro材料仿真軟件獲得。基于不同加速電壓條件下的接頭橫截面試驗結果，對仿真模型進行相應的調整。

2、結果分析

2.1加速電壓對接頭成形的影響

圖3展示了不同加速電壓電子束焊接接頭的橫截面形態,結果顯示,在1125J/mm的熱輸入下,對厚度為20mm的TA15鈦合金進行電子束深熔焊時,3種加速電壓參數下均實現了完全熔透，未見裂紋或氣孔等缺陷。20 mm厚TA15合金電子束焊接接頭的宏觀形貌隨著加速電壓參數的不同而變化。當電子束熱輸入恒定時，加速電壓越高，熔深越大，焊縫寬度越窄。在100kV下，焊縫熔深較淺，熔寬較大(圖3(a));120kV時，焊縫熔深相比100kV時增加了13%,中部熔寬減少了12.5%,形成了從上到下幾乎平行的焊縫(圖3(b));在150kV下，焊縫熔深達到35mm,相比100kV時增加了34.6%,由于吸熱差異，焊縫寬度從上到下逐漸減小，中部熔寬減少了18.7%，呈現典型的釘子狀形貌(圖3(c))。

表2電子束焊接工藝參數

Table 2 Electron beam welding process parameters

2.2加速電壓對接頭微觀組織的影響

對焊接接頭的焊縫區(WZ)、熔合區(FZ)和熱影響區(HAZ)進行了OM微觀組織分析，結果如圖4所示。在100kV下，焊縫區分布較大的β柱狀晶，且中部區域的柱狀晶呈平行生長趨勢(100kV,焊縫)。熔合區晶粒垂直于焊縫中心生長，并呈對向拉長，形成了粗大的β柱狀等軸晶粒(100kV,熔合區)。隨著加速電壓的增加，焊縫區形成了塊狀β相(120kV，焊縫，以及150kV,焊縫)。熔合區β柱狀晶粒細化形成等軸晶粒

表3 TA15鈦合金熱物理性能參數 [10]

Table 3 Thermophysical properties of TA15 titanium alloy [10]

(120kV,熔合區,以及150kV,熔合區)。然而,根據3張熱影響區所示，加速電壓的變化對熱影響區的組織形態無顯著影響[11]。

進一步揭示 α ′馬氏體微觀結構特征,對焊接接頭焊縫和熱影響區進行BSE分析。圖5分別顯示了100kV、120kV及150kV電子束焊接接頭的BSE結果。其中針狀 α ′馬氏體尺寸約為2.1~2.8μm。圖5(a)中,焊縫片狀a馬氏體析出不明顯，過飽和狀態基本消除[12]。隨著加速電壓增加，焊縫片狀a馬氏體析出，其長徑比減小(圖5(b)和(c))。熱影響區由于溫度梯度的存在,發生了 α →  β相變,導致該區域的組織邊界清晰,熱影響區主要由針狀 α ′和等軸(α+β)組成(圖5(d)~(f))。

圖6為不同加速電壓接頭焊縫EBSD圖,其中反極圖(IPF)揭示了不同加速電壓下微觀結構形貌。圖6(a) ～(c)顯示了不同加速電壓下獲得的 α ′結構,焊縫區內形成了大量分散的針狀 α ′馬氏體組織， α ′馬氏體分布在β晶界周圍。在100kV下針狀α'相排列形式主要為交錯(圖6(a)),微觀結構具有籃狀編織結構,部分區域針狀a'表現出一致的板條方向。隨著加速電壓增加(圖6(b)和(c)),觀察到a'板條寬度的明顯變化，邊界顯示相鄰的大型 α ′集落結構和粗大的片狀 α, α ′相表現出典型的各向異性。進一步分析不同加速電壓下 α ′馬氏體織構 [13?14],焊縫中 α ′的最大織構強度分別為21.554、16.452和12.381，a'的擇優取向在β晶粒內形成了大量集落。

不同加速電壓TA15鈦合金接頭以 α ′相為主,β相的體積分數極小(0.1%)[11]。進一步分析晶界取向分布。圖7(a)~(c)顯示了不同加速電壓下焊縫晶界分布，其中綠色實線表示取向角小于15°的低角度晶界(LAGBs),而黑色實線表示取向角大于15°的高角度晶界(HAGBs)。圖7(d)~(f)為晶界分布圖,大角度晶界數量多于小角度晶界，多處于晶界取向差角60°附近，且隨著加速電壓增加，HAGBs比例逐漸增加。大角度晶界含量由91.1%(圖7(d))增加至95.3%(圖7(f))。

2.3加速電壓對接頭力學性能的影響

圖8展示了不同加速電壓條件下,電子束焊接TA15接頭的顯微硬度分布情況，結果顯示，焊接接頭的顯微硬度沿焊縫中心軸線呈對稱分布，母材的顯微硬度為321.5HV，焊縫區域的硬度顯著高于母材，且沒有出現明顯的硬化或軟化現象。隨著加速電壓的增加，焊縫區的硬度略有下降,從395.0HV逐漸降低至394.0HV,最終降至385.9HV。熔合區的硬度則隨加速電壓的增加略有上升，從371.6HV提高至376.2HV，最終增至383.4HV。熱影響區的硬度同樣隨加速電壓的增加而增加，從349.7HV提升至353.2HV，最終增至356.5HV。值得注意的是，熱影響區和熔合線附近區域的顯微硬度變化幅度明顯大于母材和焊縫區的變化。這種現象與焊接過程中的相變密切相關，其中顯微硬度a'>a>β。針狀馬氏體a'相由于具有較高的位錯密度以及位錯與亞晶粒邊界，表現出較高的硬度。熔合區內a/a'界面導致了顯微硬度增加[15]。熱影響區由于高溫停留時間短，β相未完全轉變為a'相，硬度低于焊縫區。

圖9顯示了TA15母材和不同加速電壓電子束焊接TA15鈦合金接頭的拉伸性能,其中母材屈服強度為907MPa,延伸率為14.5%。不同加速電壓下,電子束焊接TA15鈦合金接頭的屈服強度隨著加速高壓的增加，呈先增加后降低趨勢，由855 MPa增加到874 MPa，隨后降低至868MPa。同樣延伸率也呈先增加后降低的趨勢，由11.4%增加到11.8%，而后降低至11.5%。觀察接頭拉伸樣品的斷裂位置，與母材相比，熱影響區中較軟相的應變局部化和較硬相的應力局部化面積更大[16]，接頭均在母材處斷裂。

進一步分析不同加速電壓下電子束焊接TA15接頭的沖擊韌性，結果如表4所示。隨著加速電壓增加，接頭的沖擊韌性呈現上升趨勢，150kV接頭沖擊韌性達到了49.3J/cm²。雖然不同加速電壓條件下接頭的微觀結構相似,但在150kV下,焊縫中層狀α相的取向更加集中，這可能是造成沖擊韌性差異的原因之一。此外，120kV和150kV下的接頭沖擊韌性均達到了材料焊接件的使用標準( a ku?35J/cm ²)。

圖10展示了不同加速電壓下電子束焊接TA15鈦合金接頭在拉伸斷裂后的樣品表面微觀形貌,其中斷口主要由網狀分布的凹坑構成。焊縫斷裂韌性樣品的斷裂面以解理斷裂特征為主,未表現出明顯的沿晶斷裂特征(如沿晶內針狀a'界面斷開)。100kV下，在裂紋擴展階段,由于不同加速電壓的接頭組織均包含粗大的β晶粒，裂紋大部分沿β晶粒的晶界擴展，其余部分則沿晶粒內部擴展(圖10(a))。在120kV(圖10(b))、150kV(圖10(c))下,解理面上出現了韌窩,少量片狀α相的尺寸增大,導致裂紋萌生階段的組織變形極不均勻[17],裂紋難以順利穿過片狀α相,部分裂紋繞過片狀α相擴展,這使得裂紋擴展路徑更為曲折,吸收了更多能量。

表4不同加速電壓電子束焊接TA15接頭的沖擊韌性

Table 4 Impact toughness of electron beam welding TA15 joints at different acceleration voltages

3、討論

3.1不同加速電壓下的熱作用機制

在電子束深熔焊接過程中，電子束通過材料的汽化和熔融形成匙孔。當溫度達到約2800K或更高時,蒸汽發生膨脹并向上釋放，產生的反作用力將熔融材料向下、向側面擠壓，從而形成凹陷。該凹陷為電子束提供了持續作用的表面，使其能夠加熱新區域的材料，從而逐步擴大凹陷并最終形成匙孔。此匙孔的中心區域被蒸氣填充，并被熔融材料包圍。如果輸入的能量足夠高，匙孔將貫穿工件的整個厚度。

為確保匙孔在焊接過程中保持穩定并實現能量的有效傳遞，需通過多個力相互作用，從而形成復雜的力學平衡。圖11展示了深熔焊接過程中匙孔壁上任意點處的法向力和切向力[18]。匙孔壁上的切向力包括液態金屬流動引起的剪切力F。和表面張力梯度P。引起的Marangoni剪切力。匙孔壁上的法向力包括金屬蒸氣反壓P、彎曲液體表面的表面張力P。和靜液壓力P。圖11表明,金屬蒸氣反作用力 P r 和 Marangoni剪切力 F σ 有利于匙孔的形成和加深,而靜液壓力 P 1 和表面張力接過程中的加熱速率、高溫停留時間、最高溫度和冷卻速率。圖14顯示了TA15鈦合金接頭不同區域隨溫度相變示意圖，通過JMatPro軟件計算得出β轉變溫度為955℃。焊縫區最高溫度高于β相變溫度，在高冷卻速率下，β相未能充分轉化為α相，也不能通過擴散轉化為α相。只有晶格剪切相變才能實現原子的快速復合，形成 α ′馬氏體結構。由于β晶界滿足成分波動、結構波動和能量波動的形核條件，a'相在β晶界形核，垂直于晶界生長，最終，原始的α相和細小的馬氏體a'相在β晶粒中交錯分布。靠近焊縫區的熱影響區，其經歷的最高溫度高于β相變溫度，在隨后快速冷卻過程中轉變為針狀a'馬氏體。遠離熔池區域的熱影響區受熱循環影響較小，顯微組織與母材組織相近。對于靠近母材附近的熱影響區，HAZ位于a→β相變區，但最高溫度低于β相變溫度，在冷卻過程中，原始的α相得以保留，等軸晶界的彎曲明顯[5],由于冷卻速度快,在晶界和晶粒內部形成針狀 α ′相。

文獻[15]表明，凝固形成的組織形貌織構主要由溫度梯度(G)與凝固速率(R)之比(G/R)決定。因此，本文提出了兩種可能的機制來解釋加速電壓如何影響凝固微觀結構。首先，加速電壓的變化可能會引起熱輸入的變化，通過晶粒生長機制影響溫度梯度，從而影響固溶過程;其次，加速電壓控制電子束的性能，會引起束斑直徑的減小，增加了束流穿透深度和熔池深度，對熔池對流與擴散過程產生影響，有助于通過增加形核點、促進凝固率來增加凝固速率。然而，本文中熱輸入恒定，因此預計加速電壓會對焊接接頭局部過冷度產生影響[12]。合金在加熱過程中，組織會發生a→β相轉變，溫度越高，轉變越充分。在隨后的冷卻過程中，β相向α相進行轉變。100kV時，產生的過冷度較大，原子通常會以切變的方式發生轉變，組織中合金元素來不及充分擴散,從而發生β→a'相變。隨著加速電壓增加，過冷度降低，組織中合金元素會進行擴散轉變，最終形成細針狀a'相和少量片狀α相[17]。

因此，不同加速電壓下電子束焊接TA15鈦合金焊接接頭延伸率的變化可解釋如下。一方面，體心立方的β相比密排六方的a/a'相擁有更多的滑移系，在拉伸試驗中，β晶粒會發生變形，易形成纖維狀微觀結構，從而提高了材料的塑性變形能力[16]。相比接近平衡態的α相，a'馬氏體結構包含了間隔更緊密的界面以分割臨近的馬氏體板條，并且擁有更高密度的位錯。這些界面和高密度位錯會在塑性變形過程中嚴重阻礙位錯運動，從而有效地提高試樣的強度和硬度，但同時也降低了試樣的塑性。另一方面，由圖7(d)~(f)中可以看出，焊縫大角度晶界的含量隨著加速電壓的增加呈現增加趨勢，大角度晶界有利于提高焊接接頭延伸率，這是因為焊縫中馬氏體的多向分布沒有明顯的方向性，引起的應力集中越小，對于基體內微裂紋的形成越有阻礙作用，有利于提高焊接接頭延伸率[10]。

4、結論

(1)在3種加速電壓參數下,焊接接頭均實現了完全熔透，未發現裂紋或氣孔等缺陷。熱輸入保持恒定時，較高的加速電壓導致匙孔直徑逐漸縮小，穿透力增強，熔池底部的流體流動表現為更加均勻且穩定流動。隨著熔池深度波動的減小，平均匙孔深度增加，熔深增加，焊縫寬度相應減小。

(2)加速電壓對焊接接頭的局部過冷度產生顯著影響。隨著加速電壓的升高，局部過冷度降低，合金元素在組織中的擴散行為發生轉變,最終形成細針狀 α ′相和少量片狀α相。在100kV下，焊縫區內主要分布較大的β柱狀晶，且中部區域的柱狀晶呈現平行生長趨勢。在150kV下，焊縫區形成塊狀β相， α ′相表現出典型的各向異性特征，且焊縫區內大角度晶界的比例顯著增加。

(3)隨著加速電壓的增加，焊縫區硬度略有下降，從395.0HV逐漸降低至385.9HV。同時，屈服強度呈現先增后減的趨勢，從855 MPa增至874 MPa后再降至868 MPa。延伸率也表現出類似趨勢，由11.4%增至11.8%后降至11.5%,所有拉伸試樣均在母材處斷裂。接頭的沖擊韌性呈上升趨勢，150kV下接頭沖擊韌性達到49.3 J/cm2。150kV下，TA15鈦合金的室溫塑性提升主要歸因于β相含量及焊縫大角度晶界比例的增加,增強了合金的塑性變形能力。

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通信作者：齊鉑金，教授，博士生導師，研究方向為焊接自動化技術，  先進電源變換理論及應用，計算機工業過程控制理論及應用等。

（注，原文標題：高加速電壓對電子束焊接TA15鈦合金接頭熱行為及組織性能的影響）