鈦合金因其密度小、比強度高、熱穩定性能好等優異的綜合性能成為航空發動機結構件、飛行器整體葉盤、葉輪、骨架、起落架等飛機結構部件的主選材料。此外，它還廣泛應用于生物醫學、原子核、石油化工、海洋、醫療等領域。鈦合金通常可以分為α型、α+β型和β型鈦合金。β型鈦合金按照鉬當量(Moeq)和亞穩態相組成分為3類：穩定β型鈦合金、亞穩定β型鈦合金和近β型鈦合金。合金鉬當量大于25%時，合金沒有熱處理效應，屬于穩定β型鈦合金；合金鉬當量在13.8%~25%時，合金為亞穩定β型鈦合金，亞穩定β型鈦合金從β相區固溶處理后快速冷卻可以得到亞穩β相；鉬當量在8.5%~10.8%時，合金為近β型鈦合金。高強度亞穩態β型鈦合金憑借良好的力學性能與優異的熱處理工藝性，在航空航天工業被廣泛用作結構零件。Ti–3773屬于這類亞穩態β型鈦合金。

針對鈦合金優良的耐腐蝕性能，陳躍良等研究了不同濃度NaCl溶液下典型鋁/鈦合金電偶腐蝕當量折算關系。趙平平等研究了TC4鈦合金的電化學腐蝕行為。彭文山等研究了TA2純鈦在流動海水中的腐蝕性能。顯然，對新型亞穩態β型鈦合金Ti–3773腐蝕性能進行深入研究也是必要的。

焊接是鈦合金零部件生產過程中的一個關鍵技術。在所有的焊接方法里，激光焊接具有能量密度高，熱影響區小，焊接速度快以及自動化潛力高等優點。學者們圍繞焊接工藝對激光焊接質量的影響展開探討。針對鈦合金激光自熔焊，研究人員也在不斷探索其工藝特性以及自熔焊后的組織性能。目前，對新型亞穩態β型鈦合金，尤其是對Ti–3773合金激光焊接接頭的相關研究仍處于空白，關于該合金焊接接頭力學性能與腐蝕性能的研究工作仍需進一步開展。

針對新型Ti–3773合金，本文采用激光自熔焊接試驗，利用XRD衍射分析儀、光鏡與電鏡對其焊接接頭組織進行觀察，并使用硬度計、萬能拉伸試驗機測試了其硬度與力學性能，最后在3.5%NaCl溶液中進行了極化曲線測定，對其腐蝕性能進行了研究。

1、試驗及方法

1.1試驗材料與激光焊接試驗

采用真空自耗電弧爐熔煉出Ti–3773合金錠作為試驗材料，化學成分見表1。將鈦錠經過1050℃保溫5h后開始鍛造，終鍛溫度為900℃，最終得到厚60mm的板材。

表1Ti–3773合金的化學成分(質量分數)%

鍛造板材經電火花線切割獲得50mm×40mm×3mm的試樣。使用RFL–C4000X型4000W連續光纖激光器，焊接工藝參數:(1)焊接功率為1900W、2200W、2400W、2700W、2900W，焊接速度為14mm/s;(2)焊接功率為2200W、2300W、2400W、2500W、2600W，焊接速度為10mm/s。分別使用流量38L/min和15L/min的氬氣作為焊縫正面和背面的保護氣，離焦量設為+10mm。

1.2Ti–3773合金激光焊接接頭組織性能分析

分別利用COIC–ZSA403連續變倍體視顯微鏡、Olympus–GX71金相顯微鏡、Zeiss–Sigma型掃描電子顯微鏡分析Ti–3773激光焊接接頭附近的顯微組織，利用Rigaku–UltimaIVXRD衍射分析儀進行物相分析。在母材與焊接接頭位置分別截取3塊拉伸試樣。

拉伸試驗由RG3050微機控制電子萬能試驗機完成，拉伸速率為0.5mm/min;硬度檢測采用HVS–1000數顯維氏硬度計，載荷1kg，加載時間15s。

1.3Ti–3773合金激光焊接接頭極化曲線測定Ti–3773合金試樣激光焊接后，從其焊縫、熱影響區、母材沿焊縫中心部位分別截取3個尺寸為10mm×10mm×3mm的試樣。焊接接頭微觀截面的整體形貌如圖2所示。

試樣經過處理后，在室溫下采用Auto-Lab電化學工作站，根據標準ASTMG5在3.5%NaCl溶液中進行極化曲線測定。試驗采用三電極體系，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極為鉑電極。電化學腐蝕具體試驗參數：掃描速率0.06mV/s、測量電勢–800~+120V，全浸泡腐蝕時間30min。

2、結果與分析

2.1焊接性能

Ti–3773合金在焊接功率1900W、2200W、2400W、2700W，焊接速度14mm/s工藝參數下，自熔焊焊接接頭微觀截面如圖3所示。當焊接功率1900W時，接頭未被完全焊透(圖3(a))；當焊接功率增加到2200W、2400W時，合金被焊透，此時焊縫呈“丁”字形，焊縫下端變窄(圖3(b)和(c))；當焊接功率增加到2700W時，焊縫呈“X”或“沙漏”形(圖3(d))，此時，焊縫平整，紋理連續、清晰，無各種缺陷。

合金以焊接速度10mm/s、焊接功率2200W焊接時，焊縫呈“丁”字形，與圖3(b)和(c)一致；以焊接速度10mm/s、焊接功率2300~2500W焊接時，自熔焊微觀截面與圖3(d)一致。

合金分別在焊接功率2600W、焊接速度10mm/s和焊接功率2900W，焊接速度14mm/s焊接后，拉伸性能見表2，可以看出，合金的強度明顯降低。

表2Ti–3773合金在不同焊接參數下的拉伸性能

2.2顯微組織

圖4為焊接前Ti–3773合金的原始組織。經過鍛造后，鈦合金β晶粒較為粗大且變形。由于鈦錠體積大，在空冷過程中冷卻較慢，少量細小的α相在變形β晶粒及其晶界處析出。

圖5為Ti–3773合金經過焊接功率2400W，焊接速度10mm/s激光焊接后的顯微組織。焊縫中心為非常粗大的β晶粒(圖5(a))；在焊縫中心上表面仍可見粗大β晶粒(圖5(b))；而在熱影響區，β晶粒碎化，幾乎找不到較大的β晶粒(圖5(c))。焊縫截面中心呈樹枝晶的鑄造組織(圖6(a))；細小的α相在熱影響區出現(圖6(b))。

2.3物相分析

Ti–3773合金的XRD衍射圖譜如圖7所示。Ti–3773合金中含β相穩定元素V、Cr，尤其有質量分數6.9%的Mo元素(表1)。鈦合金中的α相屬于密排六方結構，β相以及Mo、V、Cr元素同屬于體心立方結構。根據晶體結構分析，Ti–3773合金經過激光焊接后母材與焊縫中強度較大的衍射峰為β相以及Mo、V、Cr元素，母材中應含β相和α相；而焊縫中α相的衍射峰則很弱，幾乎完全看不到。焊縫中只存在β相，無α相(圖7)。由XRD衍射圖可以推斷，焊縫中心應該由單一的β相組成。

2.4最佳焊接參數下的拉伸性能與硬度結果

Ti–3773合金的拉伸性能如圖8所示。3塊母材試樣的抗拉強度分別達到了1231.53MPa、1161.47MPa和1203.91MPa;3塊焊接接頭則僅為721.29MPa、987.55MPa和858.65MPa。焊接接頭的抗拉強度平均值為母材的71.38%。3塊焊接接頭試樣的伸長率分別達20.37%、14.56%和15.68%;而3塊母材的伸長率則僅分別為5.38%、7.46%和6.21%。焊接接頭的伸長率平均值是母材的265.67%，這說明Ti–3773合金焊接接頭具有更好的塑性。

圖9為該試樣激光焊接后母材與焊接接頭拉伸時的應力–應變曲線。Ti–3773合金焊接接頭3塊試樣在拉伸過程中，其應力–應變曲線均延伸的較長，而母材3塊試樣的應力–應變曲線雖延伸的較短，但表現出較高的應力值。

圖10為Ti–3773合金焊接接頭各區域硬度分布示意圖。熱影響區表現出硬度最高值(301.1HV10);母材有的部位表現出較高的硬度(296.9HV10)，有的部位硬度又為最低值(280.8HV10)。熱影響區的平均硬度(296.4HV10)遠高于母材和焊縫(圖11)。

2.5斷口特征

圖12為Ti–3773合金母材與焊接接頭掃描電鏡拉伸斷口。母材的斷口為韌窩斷口形貌(圖12(a))，說明母材經過相當程度的塑性變形；焊接接頭的韌窩孔洞明顯加深(圖12(b))，表明與母材相比，激光焊接接頭的塑性變形能力更好。

2.6極化曲線結果

Ti–3773合金母材與焊接接頭極化曲線如圖13所示。盡管從熱影響區和焊縫處取樣測其極化曲線存在誤差，但母材、熱影響區及焊縫的耐腐蝕性能仍明顯不同。表3為從動電位極化曲線數據上測算出的腐蝕參數。

表3Ti–3773合金動電位極化曲線估算的腐蝕參數

從表3可以看出，Ti–3773合金焊接后，其母材、焊縫與熱影響區部分的自腐蝕電位差異明顯，而腐蝕電流密度母材與焊縫完全一致，均為1.97515×10^?7A/cm²。Ti–3773合金自腐蝕電位最高的是母材金屬，為–0.3929V，最低的是熱影響區，為–1.066V，該處腐蝕電流密度最高，達3.6191×10^?7A/cm²。

2.7焊接性能、拉伸性能與腐蝕性能分析

2.7.1焊接性能

分別以焊接速度10mm/s、14mm/s進行焊接，當焊接功率較小時，焊縫呈“丁”字形，此時不利于薄板之間的對接焊，容易發生未熔合、組織成分偏析等焊接缺陷。當焊接功率增加，焊縫呈“X”形(圖3(d))，此時焊縫質量最好。焊接功率繼續增加，焊縫拉伸性能變差(表2)，這源于焊接功率過大，焊接區域過熱所致。由于過熱導致晶粒粗大，強度降低，其抗拉強度僅為最佳焊接參數下的50%。因此，Ti–3773合金最佳的焊接參數范圍：焊接功率為2300W、2400W、2500W，焊接速度10mm/s;焊接功率為2600W、2700W、2800W，焊接速度為14mm/s。

2.7.2拉伸性能

Ti–3773合金焊接后，焊縫中心由平行生長的胞狀樹枝晶鑄態組織組成(圖5(a))。在焊接熱循環下，已經凝固的焊接熔池溫度下降緩慢，熔池內游離的籽晶以熔合線上局部熔化的母材作為形核的基底進行非自發形核，而這些基底的取向互不相同，取向與熱流方向平行的枝晶相對于取向不利的枝晶生長速度更快，它們會占據更多的生長空間，抑制了取向不利的枝晶生長，從而使晶體表現出競爭性生長。焊接完成后β相在凝固時充分生長結果，使焊縫表面存在較大的β晶粒(圖5(b))。

本研究鈦合金含有的Mo、V、Cr是β相穩定元素，Mo的質量分數為6.9%(表1)，Mo的添加使鈦合金強度提高。根據文獻，Mo當量的計算公式為：

式中，各數字表示相應元素的質量分數。根據式(1)進行計算，Ti–3773合金中，鉬的質量分數為20.46%。根據文獻，此β鈦合金可以獲得100%的β相，并且激光焊接熔池的冷卻速度極快，α相來不及析出，所以可以確定試驗鈦合金的激光焊接焊縫物相為單一的β相(圖7)。如前文所述，在焊接熱循環下，焊縫為粗大的β晶粒(圖5(a))。根據霍爾–佩奇公式，晶粒粗大則強度降低，而伸長率提高。一方面，Ti–3773合金中的Al、Mo、V、Cr元素，本身不僅細化晶粒，對合金起著細晶強化的作用，同時對合金還有固溶強化的作用；另一方面，母材中除β晶粒還有細小α相析出(圖4)，對于這種亞穩態β型鈦合金，其強度主要來源于α相的沉淀行為，也就是說母材中還存在著沉淀強化。然而，強度提高的同時也會損失塑性。因此，合金激光焊接后母材的強度遠高于焊接接頭，而焊接接頭的伸長率則高于母材(圖8和9)，激光焊接接頭表現出了更好的塑性變形能力(圖12)。

熱影響區部位β晶粒尺寸較焊縫區小(圖5(c))，因其晶界密度增加，造成細晶強化；在焊接熱循環影響下，β晶界部位α相析出(圖6(b))，造成沉淀強化。因此，熱影響區的硬度達到了最高值(圖10和11)。由于母材部位存在α相的沉淀強化作用，當硬度測試時硬度計壓頭恰好打在α相沉淀析出的點上，致使其表現出較高的硬度；由于細小α相的沉淀析出是少量的，當壓頭恰好沒有打在α沉淀相的析出部位，而僅僅打在粗大的β晶粒內部時，會使其表現出最低值。因此，焊縫左右側的母材硬度差異較大(圖10)。

2.7.3腐蝕性能

Mo的添加改善了焊接鈦合金的腐蝕性能，同時，Ti–3773合金激光焊接后的腐蝕性能還直接受其顯微組織所影響。晶粒細化能夠加速材料的腐蝕速度，平均晶粒尺寸降低，鈦合金的耐腐蝕性變差。焊接接頭熱影響區存在α、β兩個相，這兩個相的標準電極電位不同，因此在腐蝕溶液中會形成腐蝕微電池，加速焊接接頭的腐蝕。熱影響區的組織最細，其微電池數目最多，自腐蝕電位最低，熱影響區耐腐蝕性能最差。晶粒平均尺寸越大的材料，其耐腐蝕性越高。晶粒尺寸增大后晶界能的減少使得腐蝕表面的宏觀總體缺陷數量減少，耐蝕性提高。材料的自腐蝕電位越高，同時腐蝕電流密度值越低，其耐腐蝕性能越好。母材的β晶粒粗大，其微電池數目最少，因此自腐蝕電位最高(圖13和表3)，其耐蝕性最好。

Ti–3773合金焊接后，將母材、焊縫區與熱影響區部分的極化曲線(圖13)以及其自腐蝕電位和腐蝕電流密度進行比較(表3)，母材的自腐蝕電位高于焊縫區與熱影響區，母材具有相對較弱的腐蝕傾向。經過激光焊接后，合金焊接接頭部位的耐蝕性變差，熱影響區的自腐蝕電位值最低(表3)，而腐蝕電流密度最高，說明熱影響區具有最差的耐腐蝕性能。因此，由于微電池作用，Ti–3773合金的母材、熱影響區與焊縫區中，母材的耐腐蝕性能最好。經過激光焊接后，Ti–3773合金不同區域的耐蝕性表現為:母材焊縫區熱影響區。

3、結論

(1)本文研究新型Ti–3773合金激光自熔焊接最佳的焊接參數范圍：焊接功率為2300W、2400W、2500W，焊接速度為10mm/s;焊接功率為2600W、2700W、2800W，焊接速度為14mm/s。

(2)在焊接功率2400W，焊接速度10mm/s下，合金母材組織為粗大的β晶粒和少量的細小α相。激光焊接后，焊縫中心由單一粗大的β相組成，在熱影響區處轉為細小的β晶粒和少量的彌散的α相。

(3)在焊接功率2400W，焊接速度10mm/s下，合金激光焊接接頭的抗拉強度平均值為855.83MPa，為母材處抗拉強度平均值(1198.97MPa)的71.38%，其伸長率平均值為16.87%，是母材伸長率平均值(6.35%)的265.67%。熱影響區部位因β晶粒細小造成細晶強化以及α相析出的沉淀強化，其硬度達最高。激光焊接接頭表現出了更好的塑性變形能力。

(4)在最佳的焊接參數下，Ti–3773合金經過激光焊接后，母材的自腐蝕電位最高，為–0.3929V，其耐蝕性最好。熱影響區的腐蝕電流密度達3.6191×10^?7A/cm²，其耐腐蝕性能最差。經過激光焊接后，Ti–3773合金的耐蝕性為母材>焊縫區>熱影響區。

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（注，原文標題：新型Ti–3773合金激光焊接接頭力學性能與腐蝕性能的研究）