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、耐委顿、耐侵蚀等机能要求也不休提高。钛脊合金拥有密度低、比强度高、耐侵蚀、无磁性等个性［1-2］，使其成为新一代高速列车转向架的梦想资料［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产生马氏体转变，导致焊缝塑性和韧性相对较差，使其成为钛合金转向架的幽微区域。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增长TiAl-V-Mo粉，在提高TC4钛合金大厚板窄间隙激光焊接接头的不变

性和强化能力的同时还可能维持接头的塑性。程东海［7］等人通过在TC4钛合金焊缝中增长稀土元素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合金的焊缝中增长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］等人钻研发现，在Ti-NbTa-Zr合金中增长质量分数0.1%的Ce元素，使得抗委顿机能加强。僵硬的稀土氧化物能够故障位错的活动，从而抵抗委顿裂纹的形成。蒋鹏［10］等人通过在Ti50焊缝中增长0.8%的Fe元素，使焊缝的综合机能得到显著提升。杨楠［11］利用激光增材造作的步骤钻研了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拥有较好的细化作用，使资料具最优抗拉强度、延长率和耐磨性。葛鹏［12］等人钻研了Mo、V、Cr对β相的影响，发现Mo对β相有显著的细化作用，提升了合金的抗拉强度。郜广军［13］通过钻研Si、Mo、Y对Ti55合金组织及机能的影响，发现Mo含量的增长细化了合金的显微组织，增长了合金的维氏硬度，提高了室温断裂韧性和压缩机能。

上述钻研批注，在焊缝中增长合适的合金元素能提升焊缝机能，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拥有显著的作用。因而，为改善钛合金激光焊接后接头韧性较差的问题，本钻研通过在焊缝中增长分歧含量的Mo元素，对焊后接头的组织描摹、力学机能进行钻研，索求Mo元素对焊缝强韧性的影响机造，为钛合金专用焊丝的研发提供数据支持。

1、资料及试验步骤

1.1试验资料

焊接试验所用板材为2.5mm厚迪胙合金（成分如表1所示），该资料经过固溶（1019℃，2h）和时效（700℃，5h）处置，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造作，因而本文选取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形坡口用于预埋分歧成分的焊材。为钻研Mo元素对焊缝机能的影响，配造了Mo质量分数别离为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，首先将配造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的幼条。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洗濯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，熔炼的电流大幼为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），焊接前将筹备好的焊材与开好L型坡口的母材缜密装配。为；ず附庸讨腥鄢夭槐谎趸，将装配好的试样焊缝部位放入特造的夹具中并充入高纯氩气（99.99%Ar2），流量大幼为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，摆动蹊径为O形，具体焊接工艺参数和摆动参数如表2所示。

1.3力学机能试验

1.3.1硬度测试

本文利用HVS-30型数显维氏硬度计并凭据GB/T2654《焊接接头硬度试验步骤》进行焊接接头硬度测试。

加载试验力为1kg，保荷功夫为10s。焊接接头试验测点如图3所示，打点线距焊缝表表1.25mm，即试样中线地位，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拉伸机能测试

为钻研分歧Mo含量的焊材对焊缝拉伸强度和塑性的影响，本文利用DNS300型高温电子全能试验机，依照GB/T228.2—2015《金属资料拉伸试验第二部门：高温试验步骤》对焊接接头进行拉伸机能测试。拉伸试验的环境温度为650℃，拉伸速度设置为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

为钻研分歧Mo含量的焊材对焊缝冲击韧性的影响，本文选取JBN-300摆锤式冲击试验机对试样进行常温冲击试验。凭据GB/T2650《金属资料焊缝粉碎性试验冲击试验》，别离在焊接试板的焊缝、母材取V形冲击试样，每组取3个平行试样。

2、试验了局与会商

2.1金相组织分析

激光焊接后焊缝表表描摹如图5所示，焊缝表表成型优良，无肉眼可见的焊接裂纹、气孔、未熔合等焊接缺点。焊接过程中气体；こ尚Ы虾，焊缝表表光洁明亮、出现出金属光泽，焊缝未出现氧化情况。图6为分歧Mo含量焊材激光焊接头截面金相组织描摹，由图可知，Mo含量低于3%时，焊缝内部成型较好、无显著的气孔和裂纹缺点。Mo含量达到4%时，熔合线左近存在个别较大气孔。通过观察图6b、6c，1%Mo和2%Mo焊缝中心组织出现为粗壮的原始β相柱状晶，由于熔池凝固过程中焊缝中心地位冷却速度相对较慢，原始β晶粒垂直于温度梯度从扰装响区或熔池表表向焊缝中心成长变得粗壮［14］。随着Mo含量的增长，焊接接头中焊缝区的原始β相晶粒尺寸出现先增长、后减幼的趋向，减幼后的原始β晶粒出现为较为扁平的柱状晶。

图7为XRD分析了局，能够看出在分歧Mo含量的焊缝中，重要为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相的晶格结构产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杏注交错的长针状α'马氏体，如图8b所示，这些马氏体贯通整个柱状晶，止于晶界处，使焊缝区出现出网篮状描摹特点［16］。

2.2力学机能分析

2.2.1硬度分析

图9为分歧Mo含量焊缝硬度散布了局，从图中可知，硬度从母材到焊缝区域出现了跳跃式的升高，显微硬度散布出现出焊缝区>扰装响区>母材区的散布特点。母材的硬度值最低，由于母材中含有更多的β相，而β相的硬度相对较低［17］。由于焊缝产生马氏体转变，焊缝区形成了大量交错的针状α'相，α'相的硬度高于α相和β相［18］。因而，含有α'马氏体的焊缝区的硬度高于扰装响区和母材区。母材的硬度均匀为340.6HV，0%Mo~4%Mo焊缝均匀硬度别离为462HV、399HV、417HV、456HV、467HV，均匀值4%Mo>0%Mo>3%Mo>2%Mo>1%Mo。随着焊缝中Mo含量增长，焊接接头的硬度呈先削减后增长的变动法规。

2.2.2拉伸机能分析

图10为钛合金分歧Mo含量焊接接头及母材在650℃下的拉伸试验了局，由图可知母材的抗拉强度均匀值为882MPa，断后伸长率均匀值为7.53%。0~3%Mo含量的焊缝试样断裂地位均位于母材，伸长率均略低于母材拉伸机能。由于焊接后焊缝的急剧冷却产生了马氏体转变，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长率降低。4%Mo含量的焊缝由于存在气孔缺点，拉伸强度均匀仅为369.3MPa，并断裂于焊缝。

2.2.3冲击韧性分析

图11为分歧Mo含量焊材焊缝区冲击试验了局，钛合金母材的冲击韧性为10.09J/cm2，0%Mo~4%Mo额焊缝均匀冲击韧性别离为8.17J/cm2、6.28J/cm2、5.52J/cm2、4.72J/cm2、2.69J/cm2。随着焊缝中Mo含量的增长，焊接接头的冲击韧性呈降落趋向。由图5能够看出，随着Mo含量的增长，焊缝原始β晶粒尺寸减幼，但不是出现出等轴晶状态，而是出现为一种垂直于焊缝中心的扁平状晶粒状态。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通于焊缝的晶界。在急剧冷却过程中产生马氏体转变，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，导致贯通于焊缝中心的原始β晶界得以保留。在进行冲击试验时，冲击裂纹沿着贯通于焊缝中心的晶界迅速扩大，导致冲击韧性降低，道理如图12所示。

3、结论

本文通过真空熔炼的步骤造备了分歧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、力学机能进行了钻研，结论如下：（1）焊缝中心出现为粗壮的原始β相柱状晶，原始β晶粒内部存在着若干相互平杏注交错的α'针状马氏体。柱状晶随着Mo含量的增长出现出逐步减幼的趋向，证了然在焊缝凝固过程中Mo元素对β晶粒的细化作用显著。（２）母材的硬度均匀为340.6HV，分歧Mo含量焊缝硬度均匀值4%Mo>0%Mo>3%Mo>2%Mo>1%Mo。随着焊缝中Mo含量增长，焊接接头的硬度先减幼后增大。（3）随着焊缝中Mo含量的增长，原始β晶粒尺寸逐步减幼并出现为扁平状。由于焊缝中心最后凝固，扁平的晶粒的晶界相互衔接贯通于焊缝中心，造成冲击裂纹沿着晶界急剧扩大，导致接头的冲击韧性降低。

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