Mo对钛合金激光焊接接头组织性能影响研究

引言

随着我国高速列车的发展和运行时速的逐步提高，对转向架轻质、高强、耐疲劳、耐腐蚀等性能要求也不断提高。钛及钛合金具有密度低、比强度高、耐腐蚀、无磁性等特性［1-2］，使其成为新一代高速列车转向架的理想材料［3］。由于钛合金焊接后焊缝冷却速度较快，在焊缝组织冷却过程中发生马氏体转变，导致焊缝塑性和韧性相对较差，使其成为钛合金转向架的薄弱区域。为提高焊接接头的韧性和塑性，方乃文［4-6］等人通过在药芯焊丝中添加TiAl-V-Mo粉，在提高TC4钛合金大厚板窄间隙激光焊接接头的稳定

性和强化能力的同时还能够保持接头的塑性。程东海［7］等人通过在TC4钛合金焊缝中添加稀土元素Yb2O3，使焊缝中心β晶粒尺寸由337μm降低至127μm，提高了焊缝塑性。蒋哲亮［8］通过在Ti6Al4V合金的焊缝中添加Ce元素，降低了焊缝原始β柱状晶组织尺寸，使焊接接头的强度和塑性均得到提升。Song［9］等人研究发现，在Ti-NbTa-Zr合金中添加质量分数0.1%的Ce元素，使得抗疲劳性能增强。坚硬的稀土氧化物可以阻碍位错的运动，从而抵抗疲劳裂纹的形成。蒋鹏［10］等人通过在Ti50焊缝中添加0.8%的Fe元素，使焊缝的综合性能得到明显提升。杨楠［11］利用激光增材制造的方法研究了V元素对TC4合金增材构件的影响，发现当V含量为6%时，对初生α-Ti具有较好的细化作用，使材料具最优抗拉强度、延伸率和耐磨性。葛鹏［12］等人研究了Mo、V、Cr对β相的影响，发现Mo对β相有明显的细化作用，提升了合金的抗拉强度。郜广军［13］通过研究Si、Mo、Y对Ti55合金组织及性能的影响，发现Mo含量的增加细化了合金的显微组织，增加了合金的维氏硬度，提高了室温断裂韧性和压缩性能。

上述研究表明，在焊缝中添加适宜的合金元素能提升焊缝性能，而Mo元素或稀土元素对焊缝晶粒细化和提高焊缝的强韧性具有明显的作用。因此，为改善钛合金激光焊接后接头韧性较差的问题，本研究通过在焊缝中添加不同含量的Mo元素，对焊后接头的组织形貌、力学性能进行研究，探索Mo元素对焊缝强韧性的影响机制，为钛合金专用焊丝的研发提供数据支撑。

1、材料及试验方法

1.1试验材料

焊接试验所用板材为2.5mm厚的钛合金（成分如表1所示），该材料经过固溶（1019℃，2h）和时效（700℃，5h）处理，形成了近α双态组织（见图1a）。

为缩减试验周期和成本，焊材熔炼后不再进行焊丝制作，因此本文采用熔炼焊材直接切条并预埋入坡口的方式进行激光填丝焊。为便于焊接，将母材切割成尺寸为125mm×50mm×2.5mm的待焊试样，并在待焊处开截面尺寸为1.2mm×2.0mm的L形坡口用于预埋不同成分的焊材。为研究Mo元素对焊缝性能的影响，配制了Mo质量分数分别为0%、1%、2%、3%、4%的焊材成分，如表1所示。焊材是由各成分金属经过称量、熔炼、切割而成，首先将配制好的焊材成分放入非自耗真空电弧炉熔炼成直径约为30mm、高10mm的铸锭（见图1b），并切割成尺寸为1.2mm×2.5mm×20mm的小条。母材与焊材装配前用混合酸溶液（HNO3∶HF∶H2O=12∶5∶83）酸洗5min，而后放入酒精中进行超声波清洗10min，取出后放入真空干燥箱中烘5h。

1.2试验设备及工艺参数

焊材熔炼设备为WS-4型非自耗真空电弧炉，熔炼的电流大小为150A，每组成分金属需反复熔炼3次、每次熔炼40s。为确保熔炼后铸锭成分的均匀性，熔炼过程中对熔池进行了电磁搅拌。激光焊接设备为TruDisk10002型光纤激光器（波长：1030nm，光斑直径：0.4mm），焊接前将准备好的焊材与开好L型坡口的母材紧密装配。为保护焊接过程中熔池不被氧化，将装配好的试样焊缝部位放入特制的夹具中并充入高纯氩气（99.99%Ar2），流量大小为25L/min，焊接装配如图2所示。同时，为降低焊缝气孔率，本文利用激光振镜系统对激光束施加摆动，摆动路径为O形，具体焊接工艺参数和摆动参数如表2所示。

1.3力学性能试验

1.3.1硬度测试

本文利用HVS-30型数显维氏硬度计并依据GB/T2654《焊接接头硬度试验方法》进行焊接接头硬度测试。

加载试验力为1kg，保荷时间为10s。焊接接头试验测点如图3所示，打点线距焊缝表面1.25mm，即试样中线位置，每个点间距为0.5mm，从试样正中心向左向右各打15个试验点。

1.3.2拉伸性能测试

为研究不同Mo含量的焊材对焊缝拉伸强度和塑性的影响，本文利用DNS300型高温电子万能试验机，按照GB/T228.2—2015《金属材料拉伸试验第二部分：高温试验方法》对焊接接头进行拉伸性能测试。拉伸试验的环境温度为650℃，拉伸速率设置为3mm/min。炉温升高至设定温度后需保温15min再进行试验以确保拉伸试样温度的均匀性。拉伸试样尺寸如图4所示。

1.3.3冲击韧性测试

为研究不同Mo含量的焊材对焊缝冲击韧性的影响，本文采用JBN-300摆锤式冲击试验机对试样进行常温冲击试验。根据GB/T2650《金属材料焊缝破坏性试验冲击试验》，分别在焊接试板的焊缝、母材取V形冲击试样，每组取3个平行试样。

2、试验结果与讨论

2.1金相组织分析

激光焊接后焊缝表面形貌如图5所示，焊缝表面成型良好，无肉眼可见的焊接裂纹、气孔、未熔合等焊接缺陷。焊接过程中气体保护效果较好，焊缝表面光洁明亮、呈现出金属光泽，焊缝未出现氧化情况。图6为不同Mo含量焊材激光焊接头截面金相组织形貌，由图可知，Mo含量低于3%时，焊缝内部成型较好、无明显的气孔和裂纹缺陷。Mo含量达到4%时，熔合线附近存在个别较大气孔。通过观察图6b、6c，1%Mo和2%Mo焊缝中心组织呈现为粗大的原始β相柱状晶，由于熔池凝固过程中焊缝中心位置冷却速度相对较慢，原始β晶粒垂直于温度梯度从热影响区或熔池表面向焊缝中心生长变得粗大［14］。随着Mo含量的增加，焊接接头中焊缝区的原始β相晶粒尺寸呈现先增加、后减小的趋势，减小后的原始β晶粒呈现为较为扁平的柱状晶。

图7为XRD分析结果，可以看出在不同Mo含量的焊缝中，主要为α'马氏体［15］。由于焊缝的冷却速度较快，β相固溶元素来不及析出，β相的晶格结构发生了非扩散型均匀切边，即马氏体相变，形成了α'马氏体，如图8a所示。原始β晶粒内部存在着若干相互平行、交错的长针状α'马氏体，如图8b所示，这些马氏体贯穿整个柱状晶，止于晶界处，使焊缝区呈现出网篮状形貌特征［16］。

2.2力学性能分析

2.2.1硬度分析

图9为不同Mo含量焊缝硬度分布结果，从图中可知，硬度从母材到焊缝区域出现了跳跃式的升高，显微硬度分布呈现出焊缝区>热影响区>母材区的分布特征。母材的硬度值最低，因为母材中含有更多的β相，而β相的硬度相对较低［17］。由于焊缝发生马氏体转变，焊缝区形成了大量交织的针状α'相，α'相的硬度高于α相和β相［18］。因此，含有α'马氏体的焊缝区的硬度高于热影响区和母材区。母材的硬度平均为340.6HV，0%Mo~4%Mo焊缝平均硬度分别为462HV、399HV、417HV、456HV、467HV，平均值4%Mo>0%Mo>3%Mo>2%Mo>1%Mo。随着焊缝中Mo含量增加，焊接接头的硬度呈先减少后增加的变化规律。

2.2.2拉伸性能分析

图10为钛合金不同Mo含量焊接接头及母材在650℃下的拉伸试验结果，由图可知母材的抗拉强度平均值为882MPa，断后伸长率平均值为7.53%。0~3%Mo含量的焊缝试样断裂位置均位于母材，伸长率均略低于母材拉伸性能。由于焊接后焊缝的快速冷却发生了马氏体转变，马氏体为一种脆硬相，会使焊缝的塑性和韧性降低，导致在拉伸过程中试样整体的延伸率降低。4%Mo含量的焊缝由于存在气孔缺陷，拉伸强度平均仅为369.3MPa，并断裂于焊缝。

2.2.3冲击韧性分析

图11为不同Mo含量焊材焊缝区冲击试验结果，钛合金母材的冲击韧性为10.09J/cm2，0%Mo~4%Mo额焊缝平均冲击韧性分别为8.17J/cm2、6.28J/cm2、5.52J/cm2、4.72J/cm2、2.69J/cm2。随着焊缝中Mo含量的增加，焊接接头的冲击韧性呈下降趋势。由图5可以看出，随着Mo含量的增加，焊缝原始β晶粒尺寸减小，但不是呈现出等轴晶形态，而是呈现为一种垂直于焊缝中心的扁平状晶粒形态。该原始β晶粒晶界均终止于焊缝中心，在焊缝中心形成了一条贯穿于焊缝的晶界。在快速冷却过程中发生马氏体转变，原始β晶粒内β相转变为α'马氏体。由于析出的α'马氏体也止于原始β晶界，导致贯穿于焊缝中心的原始β晶界得以保留。在进行冲击试验时，冲击裂纹沿着贯穿于焊缝中心的晶界迅速扩展，导致冲击韧性降低，原理如图12所示。

3、结论

本文通过真空熔炼的方法制备了不同Mo含量的焊材，并将其预埋在钛合金焊缝坡口处进行激光填丝焊，对焊后接头的金相组织、力学性能进行了研究，结论如下：（1）焊缝中心呈现为粗大的原始β相柱状晶，原始β晶粒内部存在着若干相互平行、交错的α'针状马氏体。柱状晶随着Mo含量的增加呈现出逐步减小的趋势，证明了在焊缝凝固过程中Mo元素对β晶粒的细化作用明显。（２）母材的硬度平均为340.6HV，不同Mo含量焊缝硬度平均值4%Mo>0%Mo>3%Mo>2%Mo>1%Mo。随着焊缝中Mo含量增加，焊接接头的硬度先减小后增大。（3）随着焊缝中Mo含量的增加，原始β晶粒尺寸逐步减小并呈现为扁平状。由于焊缝中心最后凝固，扁平的晶粒的晶界相互连接贯穿于焊缝中心，造成冲击裂纹沿着晶界快速扩展，导致接头的冲击韧性降低。

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