引言

TC4B 是一種 α+β 雙相鈦合金[1]，具有高強度和優異的耐腐蝕性能，在航空航天領域得到廣泛應用[2]。在使用過程中，大多數鈦合金承受交變載荷，因此鈦合金結構件的高周疲勞壽命對應力集中非常敏感，尤其是焊接疲勞件，焊縫區域存在大小不等的應力集中[3]。LI 等人[4]研究表明，焊接產生的殘余應力對振動疲勞壽命有顯著影響，且由于焊接過程中的熱效應，熱影響區和焊縫區域存在一定的疲勞弱點。激光-MIG復合焊接技術由于其熱源集中好、熱影響區小、效率高等優點，在航空航天鈦合金材料焊接中得到了廣泛的應用，但仍難以避免焊接缺陷的存在[5]。為了改善焊接接頭疲勞性能，國內外學者開展了一系列研究工作。

SU 等人[6]對 TC21 鈦合金脈沖激光-電弧復合焊接接頭的復合波形和變幅疲勞特性進行了研究，揭示了不同初始最大循環應力下焊接接頭的微變形機理和裂紋形成機理，同時發現氣孔是導致焊接接頭疲勞失效的主要因素。CONG 等[3]采用超聲軋制處理，并通過不同道次的軋制工藝，抑制了疲勞條紋的擴展，提高了 TC4 鈦合金激光焊接接頭的疲勞性能。

HU 等人[7]對 TA15 鈦合金雙面氬弧焊接頭進行了激光沖擊強化處理，對比分析了激光沖擊強化前后接頭的疲勞壽命及疲勞裂紋形成機理，發現疲勞裂紋的起裂位置由高應力集中的表面缺陷向內部轉移。清華大學吳敏生等[8]提出將激光擺動加入到激光電弧復合焊接中，實現焊縫晶粒細化，抑制氣孔、裂紋等缺陷。

朱宗濤等[9]針對于鋁合金開展了震蕩激光-MIG 復合焊接研究，系統研究了高脈沖激光調質耦合方式對焊接接頭疲勞性能的影響。

通過以上學者的研究發現，焊接氣孔是導致疲勞失效的主要原因，采用超聲軋制以及激光沖擊強化處理可以有效提高焊接接頭的疲勞性能，而對于擺動激光-MIG 復合焊接的研究主要集中在鋁合金，針對于中厚板鈦合金擺動激光-MIG 復合焊接的研究相對較少。因此，筆者采用具有能量密度高、熔透深、變形小等優點的擺動激光-MIG 復合焊焊接 TC4B 鈦合金，對焊接接頭的顯微組織、抗拉強度、沖擊功及疲勞性能進行研究，分析其疲勞斷裂原因，并通過 S-N 曲線對斷口疲勞裂紋的擴展規律進行研究。

1、試驗材料與方法

試驗選擇焊接試板為 TC4B 鈦合金，母材成分如表 1 所示，試板尺寸為 300mm×150mm×20mm。坡口形貌及尺寸如圖 1 所示。選擇的填充材料為 TC4 焊絲，直徑 1.2 mm，其成分如表 2 所示。

試驗采用擺動激光-MIG 復合焊接，如圖 2 所示，激光在前電弧在后，焊槍與母材保持 60°的夾角，激光束與焊槍保持 30°的夾角。由于鈦合金焊接過程中存在氧化現象，采用了正面保護脫罩以及通入背部保護氣體的方法，保護氣體為高純氬，保護氣體流量為 25L/min。焊前用 500W IPG 激光清洗設備對試板坡口進行表面清洗，然后對試板進行裝配，裝配完成后開始進行焊接。由于試板較厚，所以焊接方法包括打底焊以及填充焊兩種，并采用雙面焊（正面、背面）的焊接方式。根據以往焊接試驗發現，焊縫內部的氣孔缺陷主要是由于激光功率較大產生的，因而在第一道打底焊中加入了擺動，抑制氣孔的產生，填充焊時則不需要激光擺動，具體焊接參數如表 3 所示。

焊接完成后，沿垂直于焊縫的方向取拉伸、沖擊、疲勞試樣，拉伸與疲勞試樣尺寸如圖 3 所示，依據國標標準 GB/T228.1-2021 和 GB/T2650-2022 進行拉伸與沖擊試驗。疲勞試驗條件如下：溫度 23℃，濕度50%，正弦波加載，頻率 100Hz，應力比 0.1，循環次數為 107，對加工完的疲勞樣件進行拋光處理，去除表面的劃痕。采用 QBG-20 高頻疲勞試驗機對樣件進行疲勞試驗，采用 ZEISS Axio observer 金相顯微鏡對焊接接頭的顯微組織進行了拍攝和觀察，采用 TESCAN 掃描電鏡觀察斷口的形貌。

2、結果與分析

2.1 焊接接頭內部質量

圖 4 是焊縫內部質量的 X 射線探傷結果，通過對比可以發現，加入激光擺動后，可以有效地減小焊接過程中的氣孔含量，改善焊縫內部質量，對于后續焊接接頭力學性能的提高也有一定的指導作用。

2.2 焊接接頭顯微組織

圖 5 是焊接接頭的顯微組織微觀形貌，觀察發現焊接接頭的熱影響區較窄，相比焊縫區晶粒較為細小，這是因為采用擺動激光-MIG 復合的焊接方法相比于傳統的電弧焊接減小了焊接熱輸入，細化了晶粒。焊縫區組織主要為 α＇相的針狀馬氏體，馬氏體有兩個生長方向且相互垂直，在晶粒內部能夠看到些許馬氏體針整個貫穿。熱影響區受焊接熱循環的作用相比于焊縫區域減小，溫度較低，但隨著熱源移動冷卻速度更大，熱影響區靠近焊縫的區域受熱源影響明顯，高溫區域停留時間較長，α 相可以完全轉變為高溫 β 相，冷卻開始 β 相向 α＇相轉變，形成馬氏體組織，晶粒向焊縫方向長大，最終形成粗晶區；熱影響區遠離焊縫的區域受熱源影響較小，在熱循環過程中，加熱溫度不足以使 α 相完全轉變為高溫 β 相，冷卻開始 β 相向 α＇相的轉變不徹底，最終形成 α 相和 α＇相交織在一起后交錯分布的混合組織，晶粒形核后此區域的溫度梯度不足以使晶粒長大，最終形成細晶區。母材為 α+β 雙相鈦合金，母材組織為等軸組織，以片層狀的 α 相為基體，晶間存在少量 β 相，α 相晶粒被拉長呈現出棒槌形、橢圓形[1]。

2.3 焊接接頭拉伸性能

表 4 所列為不加擺動與加擺動焊接接頭拉伸檢測結果，拉伸試樣為棒材，拉伸斷裂位置都發生在焊縫處（圖 6）。未加擺動的焊縫抗拉強度平均值為 977MPa，加擺動的焊縫抗拉強度平均值為 985MPa，分析發現加擺動的焊縫抗拉強度相比于不加擺動的要高一些。

圖 7 為拉伸試樣斷口形貌，由圖 7 可見，斷口存在許多韌窩狀結構，其中擺動焊接接頭的韌窩尺寸大于不加擺動焊接接頭，因而擺動焊接接頭韌性較好，這與斷后伸長率結果一致。而韌窩的產生包括空洞形核、長大、聚集和斷裂四個階段，熱輸入是決定韌窩尺寸的關鍵因素；在拉力作用下，焊接變形及應力集中會形成空穴，后續拉力的增大，會促進空穴的長大，各空穴之間會容易發生聚集產生微裂紋，微裂紋持續擴展最終發生斷裂。

2.4 焊接接頭沖擊性能

表 5 所列為接頭的常溫沖擊試驗結果，試樣尺寸為 55mm×10mm×10mm，沖擊斷裂位置也都發生在焊縫處（圖 8）。無擺動焊接接頭沖擊功低于母材（41J)，而加擺動焊接接頭沖擊功略高于母材，加擺動焊接接頭的沖擊功優于常規激光-MIG 復合焊接頭，這與擺動激光的作用及熱輸入密切相關。圖 9 為接頭沖擊斷口照片，與拉伸斷口類似，在沖擊外力作用下，容易發生變形和焊接應力集中，最終產生空穴。加擺動焊接接頭的斷裂以韌性斷裂為主，焊接接頭斷口的韌窩較多且深度較大。

2.5 焊接接頭疲勞性能

1）S-N 曲線

通過對焊接接頭進行疲勞性能檢測，得到疲勞試驗測試結果，部分典型數據如表 6 所示，對疲勞試驗結果進行指數函數擬合得到 TC4B 擺動激光-MIG 復合焊接接頭試樣的 S-N 曲線（圖 10），可以看出，復合波形和變幅疲勞壽命隨應力幅值的增加而降低。對疲勞數據進行整合計算，得到其中值疲勞壽命，如式（1）所示。

式中：Ni 為疲勞循環壽命檢測值（測值數量滿足要求）；為可靠度 50%的中值疲勞壽命[10]。并最終確定疲勞壽命為 107 時，焊接接頭的極限疲勞強度為 464MPa。

2）疲勞斷裂分析

已有研究結果表明，疲勞斷裂需經歷疲勞裂紋萌生、裂紋平穩擴展以及失穩擴展三個階段[10]，疲勞試樣斷口分為疲勞源區、裂紋擴展區、瞬斷區三個部分。本研究對初始最大循環應力為 450 MPa 的疲勞斷裂進行分析，圖 11（a）可以發現疲勞裂紋起源于內部氣孔，這是因為在鈦合金的焊接過程中，雖然采用擺動激光方式大大減少了焊縫中氣孔的含量，但仍會產生一部分尺寸較小且分布隨機的氣孔。這些微米級氣孔在復雜載荷下容易造成局部應力集中，成為疲勞源。圖 11（b）疲勞裂紋擴展區中可以觀察到明顯的韌性疲勞裂紋，裂紋周圍粗糙度較大，擴展阻力較大，擴展速率較慢。圖 11（c）呈現的是瞬斷區的形貌，有大量的韌窩出現，這是由于當擴展區中的裂紋受到阻力減小時，裂紋擴展速率會增加，最終失穩得到撕裂狀的韌窩。

3、結論

1）焊縫區組織主要為 α＇相的針狀馬氏體，馬氏體交織在一起呈網籃狀形貌；熱影響區分為粗晶區和細晶區，靠近焊縫的粗晶區高溫區域停留時間較長，α 相可以完全轉變為高溫 β 相，冷卻開始 β 相向 α＇相轉變，形成馬氏體組織，靠近母材的細晶區加熱溫度不足以使 α 相完全轉變為高溫 β 相，冷卻開始 β 相向 α＇相的轉變不徹底，最終形成 α 相和 α＇相；母材為 α+β 雙相等軸組織。

2）擺動焊接接頭抗拉強度為 985MPa，沖擊功為 42.6J；未加擺動的焊接接頭抗拉強度為 977MPa，沖擊功為 38J；增加了擺動激光之后，焊接接頭的抗拉強度以及沖擊功都有一定的提升。

3）疲勞裂紋起源于內部氣孔，疲勞裂紋擴展區主要為韌性疲勞裂紋，瞬斷區有大量的韌窩出現。

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