引言

β 鈦合金具有優異的比強度、抗腐蝕性以及抗疲勞性能，在航空航天、生物醫學和海洋工程中應用廣泛 [1]。在實際生產制造過程中，不可避免地會使用焊接工藝，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、焊后變形小和自動化程度高等優點 [2-3]，在實際加工中得到了廣泛應用。

鈦合金加工過程的焊接熱循環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條件下顯微組織的演變規律。在實際焊接過程中，通過激光功率、掃描速率等工藝參數調整激光焊接熱輸入的值，進而使焊接熱循環發生變化，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對焊接質量和焊縫形貌產生影響。Zhan [6] 等人研究了激光功率和焊接速率對 TA15 合金焊接質量的影響。結果表明，激光功率過大會增加熔池和匙孔的不穩定性，進而導致氣孔缺陷增多。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，焊縫區的宏觀形貌由 T 形變為 X 形，X 形焊縫的下部易形成氣孔缺陷影響焊接質量。Squillace [8] 等人在 TC4 激光焊接過程中發現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模式為主變為以匙孔模式為主。Cheng [9] 等人進一步用熔池中流體流動特性和匙孔中金屬蒸氣的動態行為解釋了熱輸入改變接頭焊接模式和熔池形貌的內在原因。Kumar [10]、Zhang [11] 等人的研究結果表明，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對焊縫的物相構成產生影響。Wei [12] 等人的研究結果表明，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，進一步使熔池形貌和熔池內晶粒生長模式發生改變，觀察到隨著熱輸入的增加，焊縫區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量、尺寸和形貌發生變化，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和成分優化，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 鈦合金進行激光焊接試驗，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，采用數值模擬方法揭示了焊接接頭不同區域由于受熱作用不同顯微組織產生差異的內在原因，相關研究結果對該合金的焊接工藝優化具有參考意義。

1、試驗材料與方法

試驗材料為直徑 45mm 的 TB9 熱軋棒材，合金化學成分如表 1 所示。TB9 合金的初始狀態為固溶態，激光焊接前對 TB9 合金進行固溶時效處理，熱處理后的顯微組織如圖 1 所示。固溶時效處理后的 TB9 合金顯微組織主要由基體 β 相、較為粗大的 α_p相和細小的α_s相構成。其中 α_p相源自 650℃-1h 時效處理，α 相源自 500℃-24h 時效處理。在 β 相晶界位置可見粗大連續的晶界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，并進一步用鋼絲球打磨試樣表面使其露出金屬光澤，再經酸洗烘干處理后進行焊接。在激光焊接過程中，選用 99% 的氬氣保護正面及背面熔池。焊縫正面和背面保護氣體流量分別為 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。采用光學顯微鏡和場發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）分析接頭不同區域的晶粒尺寸、焊縫寬度以及大小角度晶界分布等。

為進一步揭示焊接熱輸入與顯微組織之間的關系，通過有限元數值模擬方法計算了焊縫和熱影響區的熱循環曲線，數值模擬所采用的 TB9 合金在 400℃以內的熱物理參數來自文獻 [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。采用復合熱源模型對熔池形貌進行對比驗證，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，f 為激光功率分配系數，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，相應熱源參數如表 4 所示。通過對熱源參數的調整，數值模擬結果與實際焊接結果吻合較好，如圖 2 所示。

2、 結果與討論

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?？梢钥闯?，焊接接頭質量良好，無明顯焊接缺陷。焊縫區域無明顯第二相產生，如圖 3b 所示，焊縫區域可見粗大的原始 β 柱狀晶界。熱影響區顯微組織呈現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 相晶內和晶界析出，相數量逐漸增多。

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，焊縫和熱影響區內主要是大角度晶界，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，焊縫內的晶粒逐漸粗大，中心位置形成等軸晶的趨勢越發明顯。在熱輸入為 90J/mm 時，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金屬的溫度梯度控制，熱輸入為 90J/mm 時焊縫區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，結晶方式依次變為胞狀晶、胞狀樹枝晶和等軸晶。熔合線附近溫度梯度大，液態金屬依靠母材快速散熱凝固，以半熔化的晶粒為形核質點，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金屬受激光熱源的持續作用，只能通過液態金屬散熱，溫度梯度較小，結晶方式由胞狀樹枝晶轉變為等軸樹枝晶。

通過數值模擬可以得到熱輸入對焊縫峰值溫度以及熔池持續時間的影響，如圖 6 所示。隨著熱輸入的增加，焊縫中能達到的峰值溫度會顯著增加，液態熔池的存在時間也變得更長。在熱輸入為 90J/mm 時，峰值溫度最大，熔池的持續時間最長，焊縫中心區域溫度梯度很小，等軸晶可在胞狀樹枝晶末端生成。同時，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 相穩定元素可將高溫下形成的 β 相穩定至室溫。鈦合金中常用鉬當量 [Mo]?q 來衡量鈦合金中 β 相穩定元素的含量，其計算公式如式（3）所示。一般認為，當鈦合金中的 [Mo]?q 大于 10% 時，在快速冷卻條件下可以獲得單一 β 相組織。根據式（3）計算得出 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形成的 β 相可以被穩定至室溫條件。

除成分外，冷卻速率也會影響單一 β 相組織的形成。已有研究表明，隨著 [Mo]?q 升高，β 相的穩定性提高，β→α 轉變的臨界冷卻速率會相應降低，使得相在冷卻過程中難以析出。Ti-6Al-4V β-CEZ、Ti-5321、Ti-1300、Ti-B19 對應的 [Mo]?q 分別為 2.7%、5.1%、10.3%、12.8%、15%，對應的 β→α 轉變冷卻速率依次為 20℃/s、10℃/s、4℃/s、3℃/s、0.3℃/s [15-18]。根據式（3），TB9 鈦合金實際 [Mo]?q 為 20%，這意味著其臨界冷卻速率小于 0.3℃/s。

采用數值模擬方法得到不同熱輸入下的焊縫熱循環曲線，進而計算得到相應的冷卻速率，如圖 8 所示。在加熱階段，隨著溫度的升高，TB9 鈦合金中發生 α→β 轉變，α_p和 α 逐漸完全轉變為 β 相，當溫度繼續升高直至高于母材熔點時，形成液態熔池。在冷卻階段，熱輸入為 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 時，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高于 β→α 轉變的臨界冷卻速率。因此，高溫下生成的 β 相能夠穩定保持至室溫，不發生 β→α 轉變。

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 形變為 X 形，寬度也隨之增加。當熱輸入為 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 時，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有關 [7-9,12]，研究表明，焊縫的宏觀形貌由 T 形變為 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生熔化和汽化，所產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，促使金屬進一步熔化和汽化，金屬蒸氣不斷從匙孔底部產生并向外噴發，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動，在熔池上部匙孔兩側熔池中有 Marangoni 對流產生 [8,19-20]。在 Marangoni 對流的作用下，液態金屬在熔池表面從熔池中心到熔池邊界流動，并在熔池表面以下形成回流。由于熔池上部的 Marangoni 效應，焊縫上部的寬度大于中部和下部的寬度，在熱輸入較低時，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，匙孔內的金屬蒸氣同時從熔池上下表面向外噴出，在金屬蒸氣驅動下，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顯微組織的影響

熱輸入為 90J/mm 時 TB9 鈦合金激光焊接接頭熱影響區的顯微組織如圖 9 所示。熱影響區可以細分為三個區域，距熔合線由近及遠分別為近熱影響區（Ⅰ）、中熱影響區（Ⅱ）、遠熱影響區（Ⅲ）。熱影響區不同部位顯微組織的差異可以用熱循環曲線加以解釋，如圖 10 所示。由于近熱影響區（Ⅰ）最靠近焊縫，受到激光熱源的熱作用最強烈，從熱循環曲線可見瞬時最高溫度僅略低于熔點。因此，在近熱影響區的受熱過程中會發生 α→β 轉變，母材中粗大的 α_p相和細小的α_s相在焊接熱作用下均轉變為 β 相，冷卻過程能否發生 β→α 轉變取決于冷卻速率。熱輸入對近熱影響區冷卻速率的影響如圖 11 所示，不同熱輸入下近熱影響區的平均冷卻速率均遠高于 β→α 轉變的臨界冷卻速率。因此，近熱影響區的物相構成也為單一的 β 相，如圖 9b 所示。中熱影響區（Ⅱ）顯微組織由 β 相 + 粗大的 α_p相組成。這是由于與焊縫區距離增加，受到的熱作用減弱，其峰值溫度略高于合金相變溫度，晶內部分尺寸較大的 α_p相由于轉變不完全得以保留，α_s相則完全轉變為 β 相，如圖 9c 所示。遠熱影響區（Ⅲ）的顯微組織為 β 相 +α_p相 + 殘留的α_s相。由于距離焊縫區較遠，遠熱影響區受到的熱作用較弱，所在區域峰值溫度僅能使得部分 α 相向 β 相轉變。因此，遠熱影響區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 鈦合金中發生 α→β 轉化，溫度繼續升高到 T_Liquidus，形成液態熔池。冷卻階段，由于不同區域受到的熱作用不同，最終的組織也有差異。

3、結論

（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律，主要結論如下：

焊縫主要由 β 相柱狀晶構成，隨著熱輸入的增加，焊縫中心液態熔池持續時間增加，焊縫中心線附近溫度梯度較低，促進焊縫中心區域等軸晶的生成以及焊縫晶粒尺寸的增大。

（2）數值模擬結果表明，熱輸入的增加使得焊縫的冷卻速率降低，但仍大于 β→α 轉變的臨界冷卻速率，結合 TB9 鈦合金較高的 [Mo]?q 值，焊縫區高溫下生成的 β 相能夠穩定至室溫。

（3）隨著與焊縫區距離的增加，受到的激光熱作用減弱，熱影響區顯微組織依次為近熱影響區（單一 β 相）、中熱影響區（β+α_p相）、遠熱影響區（β+α_p+α_s相）。

（4）熱輸入增加，焊縫的宏觀形貌由 T 形變為 X 形，焊縫和熱影響區的寬度均顯著增加。

參考文獻

[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狀與存在的問題 [J]. 電焊機，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]. 中國有色金屬學報，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：化學工業出版社，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 TB9 鈦合金次生 α 相析出行為及力學性能 [J]. 航空材料學報，2024,44 (2):159-168.