TC4 鈦合金激光焊接接頭組織及耐蝕性研究*

李 鎮， 趙 偉， 于克東， 郭文姍， 王 佳

（1. 齊魯工業大學（山東省科學院） 機械與汽車工程學院， 濟南 250353；2. 山東省機械設計研究院， 濟南 250031）

0 前 言

TC4 鈦合金是典型α+β 型鈦合金， 具有比強度高、 耐蝕性和生物相容性良好等特點， 被廣泛應用于航空、 海洋、 醫學等領域[1-3]。 隨著鈦合金的廣泛應用， 對其焊接方法提出了更高的要求。相較于傳統的熔焊技術， 激光焊接具有能量密度高、 熱影響區小等優點， 是鈦合金焊接最常用的焊接方式[4-5]。 目前大多數研究基于改變焊接參數來改善焊接接頭形態、 組織及性能。 焊縫形狀主要取決于熱輸入， 較低熱輸入產生V 形焊縫， 而較高熱輸入產生H 形焊縫。 然而， H 形焊縫呈現出比V 形焊縫更高的拉伸強度[6]。 焊接熱輸入的增大會促使焊縫針狀α′馬氏體轉變為板條α′馬氏體， 導致抗拉強度和延伸率下降[7]。

鈦及其合金暴露在空氣或電解質中時， 由于其對氧具有很強的親和力， 表面會迅速形成一層致密的氧化層， 以保護內部金屬免受進一步腐蝕[8-10]。 得益于此， 鈦部件在人體環境、 海洋環境等腐蝕環境有巨大的應用潛力[11]。 然而，激光焊接過程中引入大量非平衡轉變， 這將導致焊接接頭各個區域的組織及耐蝕性存在差異， 也將直接影響到鈦結構件的壽命和安全性[12]。因此， 研究TC4 鈦合金激光焊焊接接頭各區域組織及耐蝕性具有重要意義。 本研究通過光纖激光器對4 mm TC4 板材進行焊接， 分析了不同區域顯微組織、 顯微硬度及耐蝕性， 探究其組織對耐蝕性的影響。

1 試驗材料及方法

試驗材料為60 mm × 50 mm ×4 mm 的TC4板材， 其化學成分見表1。 對試板進行干燥、 打磨、 酸洗等處理， 去除表面氧化層， 保證表面干燥整潔。 采用IPG-YLS-10000 光纖激光系統對4 mm TC4 板材進行對接試驗， 工藝參數見表2。

表1 TC4 鈦合金的化學成分%

表2 TC4 鈦合金激光焊接參數

采用3D 超景深顯微鏡 （KEYENCE VHX-5000） 對焊接接頭不同區域進行微觀組織觀察，金相腐蝕液為3%HF＋6%HNO3＋91%H2O 的Kroll試劑。 利用顯微硬度計在200 g、 保荷時間15 s的條件下進行硬度測試， 每個測試點之間間隔0.2 mm。

使用Gamary Interface 1000 電化學工作站在3.5%NaCl 溶液中進行電化學測試。 試驗溫度為（25±1） ℃， 鉑片電極和飽和甘汞（SCE） 分別作為輔助電極和參比電極。 試驗前將-1.2 V SCE陰極極化180 s， 以去除表面上的氧化膜。 開路電位 （OCP） 穩定后， 在振幅為10 mV、 頻率范圍為105～10-2Hz 的正弦波作用下進行交流阻抗譜（EIS） 測試。 動電位極化曲線的掃描范圍為-0.5～2 V （相對于開路電位）， 掃描速率為0.5 mV/s。

2 結果與討論

2.1 焊接接頭宏觀形貌及顯微組織

焊接接頭宏觀形貌如圖1 所示， 焊接接頭為典型的T 形接頭， 熔透效果良好， 三個區域清晰可見。 焊縫區觀察到粗大的原β 柱狀晶沿溫度梯度方向生長。 熱影響區為均勻排布的等軸晶結構， 晶粒相對細小。 此外， 在焊縫區還觀察到少量氣孔， 氣孔形成的原因可能是焊接過程中較快的冷卻速度導致熔池中金屬蒸汽和焊接過程中混入的氣體來不及逸出[13]。

圖2 所示為焊接接頭各區域顯微組織， 從圖中可以觀察到母材組織為α 相+β 相的等軸結構。 焊縫組織為粗大的柱狀晶及晶內縱橫交錯的馬氏體α′相。 焊縫在冷卻過程中， 原β 柱狀晶長大的同時伴隨著晶內馬氏體相變的發生。 焊接過程中， 焊縫溫度加熱到相變溫度以上， 在隨后的冷卻過程中， 由于較高的冷卻速度， β 相未及時通過擴散型相變轉變為α 相，而是通過切變相變發生晶格重構形成馬氏體。熔合區為焊縫向熱影響區過渡的區域， 在熔合區可以觀察到貫穿焊縫和熱影響區的柱狀晶，熔合線清晰可見。 熱影響區組織為等軸的原β晶， 晶內為馬氏體α′相及少量原始α 相和原始β 相。 相較于焊縫， 熱影響區溫度更低， 且部分原始α 相未發生轉變， 馬氏體α′相尺寸更細小。

2.2 焊接接頭顯微硬度

焊接接頭顯微硬度如圖3 所示， 由圖3 可知， 焊接接頭的顯微硬度整體與焊縫宏觀形貌相匹配。 母材顯微硬度約為330.9HV0.2， 從母材到焊縫中心， 硬度呈現逐漸升高的趨勢， 焊縫中心顯微硬度約為母材的1.78 倍。 硬度升高歸因于組織發生了馬氏體相變， 越靠近焊縫中心馬氏體α′相數量越多， 馬氏體α′相中存在大量位錯， 能夠起到位錯強化作用， 導致硬度升高[14]。 焊縫中硬度也有變化趨勢， 從焊縫頂部到焊縫底部， 硬度不斷降低， 這是由于不同位置面臨著不同的焊接熱循環， 導致馬氏體α′相的形態、 大小、 數量存在差異。

2.3 電化學試驗

圖4 所示為焊接接頭不同區域的開路電位圖， 隨著反應的進行， 所有區域的電位均不斷升高至趨于穩定， 這是由于表面鈍化膜的生成。 穩定后不同區域的開路電位值大小為焊縫＞熱影響區＞母材， 表明焊縫和母材分別具有最低和最高的腐蝕驅動力。

圖5 為焊接接頭不同區域的Nyquist 圖， 各區域均為單個容抗弧。 焊縫的圓弧曲率半徑大于熱影響區和母材， 表現出最優的耐蝕性。 采用Rs（QdlRct）的等效電路用于擬合結果， 其中Rs為溶液電阻， Rct為電荷轉移電阻， Qdl為常相位角元件（CPE）。 擬合結果見表3， 由表3 可知， 焊縫具有最大的Rct值， 分別約為母材和熱影響區的4.32 倍和2.58 倍， 表現出最優耐蝕性。

表3 焊接接頭各區域交流阻抗譜擬合結果

焊接接頭不同區域在3.5%NaCl 溶液中的動電位極化曲線如圖6 所示， 各個區域均存在鈍化現象， 鈍化區的特征為隨著電壓的升高， 電流密度受到抑制。 鈍化膜作為保護膜來抑制鈦合金在相應電解液中的溶解， ip代表在合金表面上形成的膜的維鈍電流密度。 母材、 焊縫、熱影響區的ip分別為16.6 μA/cm2、 10.7 μA/cm2和12.8 μA/cm2， 通常較低的ip意味著合金容易鈍化， ip代表金屬溶解和腐蝕產物快速沉積的總電流密度[11]。 因此， 在相應的溶液體系中， 低ip、易鈍化的區域通常表現出較好的耐腐蝕性。

表4 為焊接接頭不同區域通過Tafel 外推法擬合出的自腐蝕電位和腐蝕電流密度。 自腐蝕電位與開路電位規律一致。 焊縫具有最小的腐蝕電流密度， 僅約為母材和熱影響區的1/10 和1/3，表現出最優耐蝕性。

表4 焊接接頭各區域的自腐蝕電位和腐蝕電流密度

焊接接頭不同區域耐蝕性差異可歸因于兩個因素。 首先， 晶粒尺寸會影響耐蝕性， 有研究表明， 鈍化首先始于鈦的表面晶格缺陷， 晶粒尺寸較小的合金具有較高的晶界密度， 鈍化膜具有較高的成核位置密度， 這導致鈍化層比例較高， 腐蝕速率較低[15]。 此外， 雜質在大尺寸晶粒合金中會發生晶界偏析， 從而導致晶間腐蝕。 晶界處的優先腐蝕可能嚴重到足以使晶粒脫離表面， 從而顯著加快腐蝕速度。 相較于母材， 焊縫組織更為細小， 因此具有更好的耐蝕性。 由于相對較低的溫度， 熱影響區中馬氏體α′相尺寸小于焊縫。 然而電化學結果表明焊縫耐蝕性優于熱影響區， 說明第二個因素占主導。 電偶腐蝕也是導致耐蝕性差異的重要原因。 母材組織為雙相結構， 其中Al 為α 相穩相元素， V 為β 相穩相元素， 元素差異導致兩相之間存在電偶腐蝕， 因此表現出較差的耐蝕性[16]。 焊接過程中， 由于較高的溫度和較快的冷卻速度， 使得焊縫具有單一的組織特征， 不存在明顯的電偶腐蝕。 然而， 熱影響區保留了少數初生相， 這與后來生成的馬氏體α′相存在電偶腐蝕現象。 因此， 相對于焊縫， 熱影響區耐蝕性較差。

3 結 論

（1） TC4 鈦合金激光焊接焊縫截面形貌為T形形貌， 焊縫組織為晶界明顯的粗大原始β 柱狀晶， 晶內為馬氏體α′相。 熱影響區組織為等軸的原β 晶， 晶內為馬氏體α′相和少數殘余α 相。

（2） 由于馬氏體α′相的位錯強化作用， 從母材到焊縫中心， 硬度呈現逐漸升高的趨勢， 焊縫中心硬度約為母材的1.78 倍。 從焊縫頂部到焊縫底部， 硬度呈現逐漸降低的趨勢。

（3） 焊縫具有最優耐蝕性。 焊接接頭不同區域耐蝕性差異歸因于晶粒尺寸和電偶腐蝕效應。