鈦合金具有高強度、低密度、良好的耐腐蝕性和生物相容性，使其在航空航天、醫療器械等領域得到廣泛應用[1~3]。然而，鈦合金在實際應用中常需通過焊接等加工技術進行組裝，焊接接頭的力學性能、耐腐蝕性和疲勞性能等直接影響到材料的耐久性和安全性[4,5]。不同類型和成分的鈦合金在焊接時存在較大差異，增加了焊接工藝的復雜性。鈦合金由等軸狀或片狀的α相以及等軸或細長狀的β相組成[6]。

根據其相組成和合金元素含量可分為α鈦合金、β鈦合金和α+β鈦合金等多種類型[7]。不同類型的鈦合金具有不同的物理性能、化學性能和力學性能，其焊接接頭的特性也截然不同。例如，α鈦合金由于其α相穩定性較高，焊接時熱影響區的組織變化相對較小，但焊接接頭的強度提升較為困難；而α+β鈦合金在焊接過程中，由于α相和β相的比例和分布會發生變化，容易出現組織不均勻性，導致焊接接頭性能的波動[8,9]。此外，即使是同一種類型的鈦合金，不同的合金元素含量也會對焊接性能產生顯著影響。合金元素的種類和含量會改變鈦合金的熔點、熱導率、線膨脹系數等物理參數，進而影響焊接過程中的熱傳遞、熔池行為和焊接應力分布[10]。這就要求在進行鈦合金焊接時，必須針對具體的鈦合金類型和成分制定專門的焊接工藝方案，增加了焊接生產的難度和成本，并且在實際工程應用中，對于不同鈦合金部件的連接，需要更加謹慎地選擇焊接方法和工藝參數，以確保焊接接頭的質量和性能。目前更應該深入研究鈦合金焊接接頭的顯微組織結構，通過揭示焊接過程中組織演變的規律，探索優化焊接工藝的方法，從而提高鈦合金焊接接頭的質量和性能，推動鈦合金在高端制造業等領域的更廣泛應用。

1、焊接方法對顯微組織的影響

1.1激光焊

激光焊是一種先進的焊接技術，其利用高能量密度的激光束聚焦在焊件上，使材料迅速熔化形成焊接接頭。激光束具有極高的能量集中度，能夠在極短時間內將鈦合金母材加熱至熔點以上，形成熔池[11]。激光焊接鈦合金時，焊縫區通常呈現出細小等軸晶組織。由于激光焊接的高冷卻速度，熔池中的液態金屬在凝固過程中，晶體生長受到限制，難以形成方向性明顯的柱狀晶[12]。大量晶核在熔池中均勻形核并快速生長，形成了細小且均勻分布的等軸晶結構[13]。以TC4鈦合金為例，研究表明，焊縫區等軸晶的平均晶粒尺寸可達到10~20μm，遠小于傳統焊接方法所得焊縫的晶粒尺寸[14]。這種細小等軸晶組織的形成與激光焊接的熱循環特性密切相關。激光束快速加熱使熔池迅速形成，隨后在高速冷卻過程中，熔池中的過冷度迅速增大，為晶核的大量形成提供了有利條件。同時，熔池中的對流和溶質擴散作用相對較弱，限制了晶體的擇優生長，促使等軸晶的形成[15]。

焊縫區的相組成也會受到激光焊接的影響。對于α+β型鈦合金，在激光焊接的快速冷卻條件下，β相的比例可能會有所增加。這是因為冷卻速度過快，使得α相的析出受到抑制，部分β相來不及轉變為α相而保留下來[16]。馬健凱等[17]研究表明，在激光焊接的TC4鈦合金焊縫中，β相的體積分數可從母材的約10%增加到15%~20%。Zhang等[18]對3mm厚TA15鈦合金進行了激光焊接實驗，結果表明，激光焊接金屬為典型的由大量α′馬氏體相和少量高溫殘余β相組成的籃織組織，熱影響區為未溶α相和針狀α′馬氏體交錯排列。焊縫在熱循環凝固過程中發生馬氏體相變[19]，β相轉變為針狀α′相。相組成的變化會進一步影響焊縫的力學性能。適量增加的β相可以提高焊縫的塑性和韌性，但如果β相比例過高，可能會導致強度略有下降[20]。因此，需要通過優化激光焊接參數來精確控制焊縫區的相組成，以獲得良好的綜合力學性能。有研究人員通過正交試驗分析了焊接參數對焊接接頭的影響。實驗結果表明，光束偏移位置對焊接接頭的影響最大，其次是激光功率和焊接速度[21]。Li等[21]通過實驗證明，熱影響區存在α′馬氏體、初生α相(αp)和初生β相(βp)。這些組成成分受到焊接參數的影響，特別是冷卻速率。

由于激光焊接的快速冷卻特性，可能會導致β相比例的增加，這是因為快速冷卻抑制了α相的析出，使得部分β相來不及轉變為α相而保留下來。報道稱，TC4鈦合金最佳焊接參數為最佳焊接參數為激光功率2.3kW，焊接速度0.04m/s，離焦位置0mm。

圖1為激光焊接TC4板材顯微組織圖，其揭示了焊接接頭各部分的顯微組織形貌。焊接接頭依焊接時不同區域溫度分為基材(BM)、熱影響區(HAZ)和熔合區(FZ)。從圖1a可知，HAZ和FZ與BM差異明顯。BM顯微組織如圖1b，深色體心立方的β相分散于淺色密排六方的α基體[22]。圖1c展示HAZ顯微組織，其在接頭未熔時發生相變，高溫下由α、β相組成，快速冷卻時，α、β相變化小，晶體結構轉變。

通過透射電鏡表征(TEM)及X射線衍射分析(XRD)等技術加持，發現HAZ含少量α′馬氏體，主要是α_p和β_p，因達到α、β相轉變溫度，部分轉變為高溫β相，但此溫度不高，高溫β相未生長，焊后冷卻也幾乎無轉變為二次α′相。FZ顯微結構見圖1d，有外延凝固特征，晶粒以半熔晶粒為基，形核至焊縫中心形成β柱狀晶粒，由籃狀組織的交錯α′馬氏體組成。因能量密度高，焊縫溫度使α、β相轉變為高溫β相再到液相。激光焊結束時，FZ過冷度大，焊后冷卻中，液相轉β相，高溫β相轉α相，因冷卻快，未完全轉變，部分擴散轉α相，部分非擴散轉過飽和固溶體，其組織為針狀α′馬氏體相即馬氏體相變[23]。相變時β相原子遷移，大間距處生初生α′馬氏體相，小間距處生次生α′馬氏體相，二者交叉生長使FZ的β柱狀晶粒內成籃狀組織[24,25]，熱量最快散失于β柱狀晶粒生長方向。

激光焊熱影響區極窄，但組織變化梯度大。在靠近焊縫的區域，由于受到較高的熱輸入，α相可能會發生部分或完全轉變為β相的現象。隨著與焊縫距離的增加，熱輸入逐漸減小，β相又會發生分解，形成不同形態的α+β組織[26]。研究表明，在TC4鈦合金的激光焊接熱影響區，靠近焊縫處可能會出現粗大的β晶粒，而稍遠區域則呈現出針狀α+β組織，再往外則逐漸過渡到與母材相似的組織形態[27]。

Fang等[28]探究了Ti-2Al-1.5Mn鈦合金薄板脈沖激光焊接接頭的顯微組織，結果表明，在部分轉變的熱影響區存在原始的α+β相和轉變的α+α′相以及剩余的β相，在完全轉變的熱影響區區和熔合區檢測到馬氏體α′相和剩余的β相。這種組織轉變行為主要是由激光焊接熱循環的特點決定的。激光焊接時，熱影響區的加熱速度極快，峰值溫度高且停留時間短，冷卻速度也很快。在這樣的熱循環作用下，α相向β相的轉變動力學過程加快，而β相的分解過程則受到冷卻速度的強烈影響，導致不同區域形成了不同形態和比例的α+β組織[27]。雖然激光焊熱影響區總體較窄，但在靠近焊縫的高溫區域，仍可能出現一定程度的晶粒長大現象。不過，由于激光焊接的熱作用時間短，晶粒長大程度相對傳統焊接方法要小得多。

TC4鈦合金焊縫主要由針狀α′馬氏體及少量β相組成，而TA15鈦合金焊縫金屬為α′馬氏體相和少量高溫殘余β相組成的籃織組織。Ti-2Al-1.5Mn鈦合金在激光焊接接頭中，部分轉變的熱影響區存在原始的α+β相和轉變的α+α′相以及剩余的β相。這些合金在激光焊接后均表現出細小等軸晶組織，且焊縫區的相組成受快速冷卻影響，β相比例可能增加，影響焊縫的力學性能。

1.2熔化極惰性氣體保護焊(MIG)

MIG焊在鈦合金焊接中，是利用連續送進的焊絲作為電極，并在惰性氣體(通常為氬氣)保護下，使焊絲與母材金屬熔化融合形成焊接接頭[29]。MIG焊接TA5鈦合金時，焊縫區通常呈現出明顯的柱狀晶組織。柱狀晶的生長方向主要沿著熱流方向，即從熔池底部向熔池表面生長，且大致垂直于焊縫中心線。這是因為在焊接過程中，熔池邊緣的母材作為冷源，散熱較快，使得熔池中的液態金屬在凝固時，晶體沿著散熱最快的方向生長，從而形成柱狀晶結構[30]。MIG焊接TC4鈦合金時，焊縫柱狀晶的長度可達到數毫米，寬度在幾百微米到1mm左右[31]。焊接熱輸入對柱狀晶的尺寸有顯著影響。當焊接電流增大時，電弧能量增加，熔池體積增大，柱狀晶的寬度和長度都會相應增加。因為較大的熱輸入使得熔池的冷卻速度減慢，晶體有更多的時間生長。相反，當焊接電壓升高時，電弧長度變長，電弧穩定性可能會受到影響，導致熔池攪拌不均勻，柱狀晶的生長方向可能會出現一定的偏轉，并且組織均勻性變差。

而提高焊接速度會使熔池的冷卻速度加快，柱狀晶的長度會相對縮短，寬度變窄，并且可能會使柱狀晶變得更加細密[32]。MIG焊接TA5和TC4鈦合金時，都會形成沿熱流方向生長的柱狀晶組織。TC4合金的柱狀晶尺寸較大，受焊接參數影響更顯著，如電流增大會導致晶粒尺寸增加，而提高焊接速度會使晶粒更加細密。兩種合金的顯微組織都受熱輸入和焊接速度的影響，但TC4合金對焊接參數的變化更敏感，可能導致組織均勻性變差。

對于α+β型鈦合金焊縫，在MIG焊的冷卻過程中，相組成會發生變化。由于焊接熱循環的作用，β相的比例可能會有所改變。一般情況下，冷卻速度相對較慢，使得β相有較多時間析出α相，與母材相比，焊縫中的β相比例可能會略有降低[33]。β相在焊縫中的分布也不均勻，往往在柱狀晶界處有一定的偏聚現象。這是因為在凝固過程中，溶質元素(如合金元素)在晶界處的擴散速度相對較快，導致β相在晶界處優先形成。這種相分布的不均勻性會對焊縫的力學性能產生影響，晶界處較多的β相可能會降低焊縫的強度和塑性，增加裂紋敏感性[34]。

熱影響區的組織演變主要是由焊接熱循環決定的。焊接熱循環的特征參數包括加熱速度、峰值溫度、冷卻速度和在高溫區間的停留時間等[35,36]。在MIG焊過程中，加熱速度相對較慢，使得熱影響區在不同溫度區間停留的時間較長，尤其是在β轉變溫度附近。這就導致了α相向β相的轉變以及β相的分解過程能夠較為充分地進行[37]。有研究表明，當焊接熱輸入較大時，熱影響區在高溫的停留時間延長，α相向β相的轉變更加完全，冷卻過程中β相析出的α相更加粗大；而當焊接熱輸入較小時，熱影響區的組織變化相對較小，但可能會出現不完全相變等問題，影響焊接接頭的性能。冷卻速度對熱影響區組織的影響也很關鍵，較快的冷卻速度會抑制β相的分解，使熱影響區得到更多的β相和較細小的α相組織，而較慢的冷卻速度則會導致粗大α相的形成[37,38]。圖2展示了TC4鈦合金MIG焊焊接接頭顯微組織。母材呈片層狀，由β轉變組織構成，無等軸α相，原始β晶粒完整，α相以片層狀在β晶粒中整齊平直排列且有集束(見圖2b)。焊縫區為α′馬氏體組織(圖2c)。熱影響區因焊接熱循環作用，溫度低于焊縫區，但冷卻速度更快。靠近焊縫的熱影響區受熱源影響大，高溫停留久，α相全轉成高溫β相，冷卻時β相轉成α′相形成馬氏體；遠離焊縫區域受熱源影響小，熱循環中加熱溫度低，α相不能完全轉成高溫β相，冷卻時β相向α′相轉變不完全，最終形成α相與α′相混合交織的組織[38](圖2d)。

特別的，馬寅等[39]采用激光-MIG復合焊接方法實現了3mm厚TC4鈦合金的焊接，并發現TC4鈦合金母材顯微組織為等軸α相與β相，β相均勻分布于α相晶界四周(圖3a)。焊縫中心顯微組織多為粗大β相柱狀晶，晶界完整清晰，內部是交織成網籃狀的細小α′馬氏體(圖3b)，因焊接時焊縫金屬超相變點加熱后快速冷卻，合金元素難擴散，高溫β相來不及轉成α相而切變生成α′馬氏體。熱影響區含粗晶區與細晶區，粗晶區鄰近熔合線，細晶區靠母材。其組織主要是等軸α相、β相和α′馬氏體，相分布不均，熔合線旁粗晶區晶粒更粗，針狀α′馬氏體多且密，母材側細晶區晶粒細小，針狀α′馬氏體少(圖3c和3d)，因遠離熔合線的熱影響區受熱源影響小、冷卻慢，馬氏體切變的β相少，高溫停留短，晶粒長大動力與傾向小。

1.3鎢極惰性氣體保護焊(TIG)

TIG焊以鎢極為電極，在惰性氣體(通常是氬氣)的保護下，通過鎢極與焊件間產生的電弧熱使母材金屬和填充焊絲(若有)熔化，進而形成焊接接頭[40]。TIG焊接鈦合金時，焊縫金屬的凝固組織通常呈現出樹枝晶形態。在熔池開始凝固階段，晶核首先在熔池邊界處形成，這是因為熔池邊界處溫度梯度較大，有利于晶核的生成。隨后，晶體沿著散熱方向生長，形成樹枝狀的主干和分支[41]。焊接電流對焊縫凝固組織形態有顯著影響。當焊接電流增大時，電弧能量增加，熔池的溫度升高，熔池的過熱度增大。

這使得晶核的形成速率相對降低，而晶體的生長速率加快，導致焊縫樹枝晶的枝干變得更加粗大，分支減少，組織的方向性更加明顯。相反，當焊接電流減小時，熔池過熱度降低，晶核形成速率增加，晶體生長速率減慢，焊縫樹枝晶變得更加細密，組織均勻性相對較好[41]。電弧長度也會影響焊縫組織。較長的電弧長度會使電弧穩定性下降，熔池的攪拌作用減弱，導致熔池成分和溫度分布不均勻，從而使焊縫樹枝晶的生長方向和形態出現紊亂，容易產生焊接缺陷，如氣孔、夾渣等，并且樹枝晶的尺寸不均勻性增加[41,42]。

對于α+β型鈦合金焊縫，在TIG焊的冷卻過程中，相組成會發生改變。由于TIG焊的冷卻速度相對較慢(相比于激光焊等高速焊接方法)，β相有較為充足的時間析出α相。一般情況下，焊縫中的β相比例會比母材有所降低[43]。相組成的變化與焊接熱循環密切相關。TIG焊的熱循環特點是加熱速度相對較慢，峰值溫度較高，在β轉變溫度以上停留時間較長，冷卻速度適中。在這樣的熱循環作用下，α相在高溫下大量轉變為β相，在冷卻過程中，β相以一定的速率析出α相，形成α+β的雙相組織。焊接參數的變化會影響熱循環，進而改變相組成。如提高焊接電流會使熱輸入增加，峰值溫度升高，β相在高溫停留時間延長，冷卻后β相比例進一步降低；而提高焊接速度則會使熱循環加快，β相析出α相的時間縮短，β相比例可能會相對增加[44]。

TIG焊熱影響區的組織轉變較為復雜。在靠近焊縫的區域，由于受到較高的熱輸入，α相發生轉變為β相的過程。隨著與焊縫距離的增加，熱輸入逐漸減小，β相又會發生分解，形成不同形態的α+β組織[45]。有研究人員針對鈦合金Ti-2.8Al-5.1Mo-4.9Fe研究了TIG焊接熱循環對熱影響區的影響，發現TIG焊接的加熱速度較慢，使得熱影響區在β轉變溫度附近停留時間較長，有利于α相向β相的轉變。適中的冷卻速度使得β相的分解過程較為充分，形成了不同形態的α+β組織。使用預熱可以減少焊縫金屬中不穩定β相的比例，并增加兩相(α+β)組織的面積百分比[46]。

焊接熱輸入對熱影響區組織轉變影響較大。當熱輸入增大時，熱影響區的范圍擴大，α相向β相轉變更加完全，靠近焊縫處的β晶粒更加粗大，冷卻后形成的針狀α+β組織區域也更寬；反之，熱輸入減小，熱影響區范圍縮小，組織轉變程度減輕[47]。在TIG焊熱影響區，晶粒長大主要發生在靠近焊縫的高溫區域。由于熱輸入的作用，該區域溫度升高，原子的擴散能力增強，晶界遷移速度加快，導致晶粒長大。此外，母材的原始晶粒尺寸和合金成分也會對熱影響區晶粒長大產生影響。母材原始晶粒細小且均勻時，熱影響區晶粒長大的趨勢相對較小；合金元素的種類和含量會改變鈦合金的晶粒長大激活能，從而影響晶粒長大的速率和程度[47,48]。

圖4為TC4鈦合金TIG焊焊接接頭顯微組織。

母材是α+β雙相組織，白色α晶粒，片狀β晶粒分布于α晶粒間。焊縫由粗大β晶粒轉變成馬氏體α′，β晶界明晰，同一晶粒內針狀α′取向基本一致(圖4b)。TC4的α+β→β相變溫度約980~1010℃，焊縫冷卻時，α′以熔合線附近固態金屬為基向中心生長成針狀馬氏體，因冷卻快、過冷度大，馬氏體細小。

熱影響區近焊縫處組織為針狀α′馬氏體，因加熱達相變溫度，且溫度低于焊縫、冷卻速度更快，所以α′相較焊縫更細小(圖4c)。遠焊縫靠母材區域，受熱部分α相轉β相、部分未變，熱循環致β晶粒長大，冷卻僅局部現少量α′相，組織為α加少量α′(圖4d)。

1.4電子束焊

電子束焊是一種高能束流焊接方法，它在高真空環境下，利用高速電子束撞擊焊件表面，電子束的動能轉化為熱能，使材料迅速熔化形成焊接接頭[50]。電子束焊接鈦合金的焊縫區呈現出特殊的凝固組織形態。由于電子束焊接的高能量密度和深熔特性，熔池形狀通常呈細長的釘狀[51]。在這種特殊形狀的熔池中，凝固組織主要為細小的等軸晶和柱狀晶的混合結構。靠近熔池底部和側壁的區域，由于散熱方向較為單一，容易形成柱狀晶，其生長方向垂直于熔池壁，而在熔池中心區域，由于熱對流和溶質擴散等因素的綜合作用，會形成細小的等軸晶[52]。吳會強等[53]研究表明，電子束焊接TC4合金時，焊接熱輸入能量的大小與分布模式對焊縫晶粒尺寸有重要影響，當焊接熱輸入為48.0kJ/m表面聚焦模式時，焊縫組織較為均勻，晶粒尺寸為350μm，隨著焊接熱輸入的逐漸增大，焊縫結晶形態由等軸晶向柱狀形態演化[53]。在電子束焊接TC4合金時，焊縫區的晶粒組織呈現出粗大的柱狀晶結構，而熱影響區則由細小的針狀馬氏體和原始的α相及β相組成。

這種組織結構的變化是由焊接過程中的溫度梯度和冷卻速度所決定的[53]。電子束焊接參數對焊縫凝固組織形態有顯著影響。電子束電流增加時，電子束能量增大，熔池的溫度升高，熔池的過熱度增加，使得柱狀晶的生長更為明顯，同時等軸晶的尺寸也會略有增大[54]。加速電壓的變化主要影響電子束的聚焦和能量分布，較高的加速電壓會使電子束聚焦更好，能量更集中，熔池形狀更加細長，有利于柱狀晶的生長，并且會使柱狀晶的生長方向更加規整。焊接速度的提高會使熔池的凝固速度加快，等軸晶的比例可能會增加，柱狀晶的長度相對縮短，因為快速凝固限制了柱狀晶的生長時間[55]。

Wang等[56]對Ti-6246壓縮機盤切割的10mm厚板進行焊接，并研究了其顯微組織，焊接件的宏觀圖呈現于圖5中。可以看出，焊件包含FZ、HAZ以及BM。圖5b和c分別給出了焊接態FZ的SEM像與透射電子顯微鏡(TEM)的顯微照片。通過SEM觀察可見，大量薄針狀α片層鑲嵌于柱狀β晶粒的基體里(圖5b)。選區電子衍射(SAED)分析表明存在α相和β相這兩相(圖5c)。經觀察，遠熱影響區和近熱影響區的主要差別在于初生α相的尺寸與形狀。其中，近熱影響區中的初生α相(圖5d)屬于所謂的“Ghostαphases”。所謂“Ghostαphases”，是指母材之前的等軸初生α相，在焊接時達到了β相區(T>β轉變溫度)，但由于時間和溫度不夠，未能達到化學平衡(β相的固溶體狀態)。而遠熱影響區的顯微組織呈現出一種雙峰結構，即由被部分轉變的β基體所包圍的等軸α相組成(圖5e)。

電子束焊接Ti-6Al-4V合金時，熱影響區的組織變化顯著。熱影響區最大溫度低于焊縫金屬，合金元素變化小，冷卻速率是其組織轉變的關鍵因素。

其冷卻速率比焊縫金屬快，僅少量針狀α′相從凝固的β相中溶解，β到α的轉變未完全發生，且初始α和β相沒有足夠熱量和時間轉變為高溫β相，部分β相仍保留在原始母材中，β到α馬氏體相的轉變也未完全完成，因此熱影響區呈現出初始擴散轉變和隨后馬氏體轉變的混合轉變模式[57]。焊接參數如電流、電壓和速度對熱影響區組織轉變有顯著影響，增加熱輸入會擴大熱影響區，增加轉變劇烈程度。與傳統焊接相比，電子束焊接的快速熱循環限制了晶粒生長，Ti-6Al-4V合金熱影響區晶粒長大通常在1.1~1.3倍，而TIG焊可達2~3倍。晶粒長大受熱輸入、母材晶粒尺寸和合金成分影響。高熱輸入可能導致局部晶粒長大，原始晶粒尺寸大和特定合金成分可能增加晶粒長大趨勢[58,59]。

2、焊接接頭顯微組織與材料性能的關系

2.1顯微組織對力學性能的影響

當鈦合金焊接接頭焊縫區呈現細小等軸晶組織時，通常會表現出較高的強度。這是因為等軸晶組織的晶界面積較大，位錯在晶界處會受到阻礙，使得位錯運動變得困難[60]。大量實驗研究表明，相較于具有粗大柱狀晶組織的焊縫，等軸晶焊縫的抗拉強度有顯著提高。等軸晶的尺寸也對強度有重要影響。較小的等軸晶尺寸意味著更多的晶界，更能有效地阻礙位錯運動。當等軸晶尺寸減小時，焊接接頭的屈服強度可能會增加，這是因為較小的晶粒需要更高的應力才能使位錯在晶界間移動，從而提高了材料的強度[61,62]。

魏氏組織是在鈦合金焊接熱影響區可能出現的一種組織形態。它由粗大的針狀α相分布在β相基體上構成，這種組織形態會導致強度降低。這是因為魏氏組織中的針狀α相在受力時容易成為裂紋源，而且針狀α相之間的β相相對較軟，不能有效地傳遞載荷，從而降低了焊接接頭的強度[63]。網籃組織相較于魏氏組織，其α相和β相的分布更加均勻，α相呈交織狀分布在β相基體中。這種組織形態能夠在一定程度上提高焊接接頭的強度。這是因為網籃組織中的α相和β相之間的協同作用較好，在受力時能夠有效地傳遞載荷，使得材料能夠承受更高的應力[64]。研究表明，在適當的焊接工藝下形成網籃組織的熱影響區，其抗拉強度可比魏氏組織區域提高5%~10%[65]。

根據Hall-Petch公式[66]：

σy=σ₀+kd^-1/2

式中，σ_y是屈服強度，σ₀是晶格摩擦力，k是常數，d是晶粒直徑。可以看出，晶粒尺寸與屈服強度呈反比關系。在鈦合金焊接接頭中，這一關系同樣適用。楊杰等[67]通過對TC21鈦合金的研究發現，隨著不同位置處的應變由0.75增加到1.40，β晶粒長寬比增大，流線逐漸清晰，且窄截面處亞結構增多、冷速較快，使得α_p含量減少、針狀α_s逐漸細化，共同導致強度逐漸增加。符合Hall-Petch公式所描述的規律。

在α+β型鈦合金焊接接頭中，α相和β相的比例對強度有顯著影響。α相具有較高的強度和較低的塑性，β相則相對較軟但具有較好的塑性。當β相比例增加時，在一定范圍內可以提高焊接接頭的塑性，但如果β相比例過高，會導致強度下降[68]。

焊接接頭熱影響區的組織均勻性對塑性起著關鍵作用。當熱影響區組織均勻時，在拉伸或其他變形過程中，應力能夠均勻分布，材料能夠均勻地發生塑性變形[57]。相反，如果熱影響區出現組織不均勻現象，如局部晶粒粗大或者出現硬脆相，在變形過程中，應力會在這些不均勻區域集中，導致材料過早地發生頸縮和斷裂，降低塑性[69]。例如，在熱影響區出現魏氏組織時，其延伸率可能會比均勻組織降低20%~30%[70]。晶粒尺寸對塑性有重要影響。一般來說，較小的晶粒尺寸有利于提高塑性。這是因為在較小晶粒的材料中，位錯運動更容易在晶界處受到阻礙而產生堆積，從而使材料能夠在更多的晶界處進行協調變形，提高了材料的均勻變形能力[71]。研究表明，在鈦合金焊接接頭中，當焊縫區晶粒尺寸減小時，延伸率會有顯著提高[72]。晶粒形狀也會影響塑性。等軸晶形狀相對規則，在變形過程中各方向的變形協調性較好，有利于提高塑性。而柱狀晶在垂直于生長方向的塑性較差，因為在這個方向上位錯運動受到晶界的阻礙較大，容易產生應力集中，導致塑性降低[73]。

在鈦合金焊接接頭中，α相和β相的分布對韌性有重要影響。當α相和β相均勻分布時，如在網籃組織中，兩相之間能夠有效地傳遞應力，在受到沖擊載荷時，能夠通過相界面的變形來吸收能量，從而提高韌性[74]。研究表明，在具有良好相分布的熱影響區，沖擊吸收能量相比相分布不均勻區域顯著提高[75]。

相界面的結合狀況也會影響韌性。如果相界面結合良好，在材料受到外力作用時，能夠有效地阻止裂紋的擴展[76]。研究表明，通過適當的焊接后處理工藝，改善α相和β相之間的界面結合，可以使焊接接頭的沖擊韌性提高10%~20%[77]。焊接接頭中的顯微組織缺陷，如氣孔、夾雜物等，會對韌性產生嚴重的負面影響。氣孔在材料受到沖擊載荷時會成為應力集中點，導致裂紋的萌生和快速擴展[72]。夾雜物的存在也會降低材料的韌性，因為夾雜物與基體之間的界面結合通常較弱，在受力時容易產生裂紋[7]。

2.2顯微組織對耐腐蝕性的影響

鈦合金在不同腐蝕環境下主要有化學腐蝕、電化學腐蝕等類型。在化學腐蝕中，如在酸性或堿性溶液中，鈦合金表面的氧化膜會與腐蝕介質發生化學反應而被破壞。以硫酸溶液為例，鈦合金表面的TiO₂膜可能會與硫酸反應生成Ti(SO₄)₂，使氧化膜失去保護作用[78]。在電化學腐蝕中，由于鈦合金中不同相或不同區域的電極電位不同，會形成微電池。例如，在含有Cl的海水環境中，鈦合金中的α相和β相的電極電位差異可能會導致局部電化學腐蝕。當β相的電位較負時，β相作為陽極被腐蝕，α相作為陰極發生還原反應，加速了β相的腐蝕過程[79]。

焊接接頭的顯微組織不均勻性是引起局部腐蝕的一個關鍵因素。在焊接過程中，焊縫區和熱影響區的凝固組織形態及相組成存在差異，這些差異可能導致局部電化學腐蝕電池的形成。焊縫區的柱狀晶組織相較于等軸晶組織，更容易在晶界處發生溶質元素的偏聚，從而在相成分上產生差異，形成電位差[80]。這種電位差使得晶界在腐蝕環境中更易成為陽極，引發晶間腐蝕。熱影響區的組織梯度變化也是局部腐蝕的誘因之一。在熱影響區靠近焊縫的區域，α相向β相的轉變和β相的分解過程可能導致相組成和組織形態的復雜變化，這些變化使得不同部位的電化學活性不同，從而形成局部腐蝕電池，加速腐蝕速率。在α+β型鈦合金焊接接頭中，α相和β相之間的電位差異對腐蝕行為有顯著影響。焊接過程中β相的成分變化，如合金元素的偏析，可能導致其電位進一步偏離α相，增大電位差，從而增加腐蝕電流，加快腐蝕速率。在含有氧化性離子的溶液中，β相更易被氧化，發生腐蝕。

此外，焊接接頭在服役過程中常常受到應力和腐蝕介質的共同作用，這種條件下的應力腐蝕開裂(SCC)是導致焊接結構失效的重要形式之一[81]。SCC是指在腐蝕介質和拉伸應力(包括殘余應力)的共同作用下，材料發生脆性開裂的現象[82,83]。在焊接接頭中，由于組織和成分的不均勻性，SCC往往在晶界、相界或缺陷處萌生，并沿著這些弱化區域擴展，最終可能導致結構的突然斷裂[84]。有研究人員探究了TC4鈦合金板的電子束焊接接頭在模擬海水環境下的SCC敏感性。通過分析焊接接頭的顯微結構和斷裂表面特征發現，焊縫區域的上、中、下各部位均表現出較低的SCC敏感性，且在海水環境中，焊縫區域易發生陽極溶解，伴隨著氫的吸附，這促進了裂紋形核，并使得裂紋能在較低應力作用下擴展[85]。

Zhang等[86]探究了具有等軸組織(WM)、雙峰組織(EM)和維氏組織(WM)的Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo(Ti6321)合金樣品的應力腐蝕開裂行為，其中WM表現出最好的抗SCC能力，這是因為β相含量較高的WM中沒有明顯的微織構區，α相集落阻礙了位錯的移動，導致裂紋擴展速率最低。可見β相的含量越高，合金抵抗SCC的能力也就越強。Gao等[87]通過對Ti6321焊接接頭不同區域裂紋擴展和SCC臨界應力強度因子(KISCC)的研究,揭示了焊接接頭在3.5%NaCl溶液中的腐蝕特性，研究表明，焊縫金屬的KISCC高于熱影響區的KISCC，說明熱影響區相較于焊縫金屬來說更容易發生應力腐蝕。針對TC4鈦合金電子束焊接接頭的SCC敏感性，研究人員通過慢應變速率拉伸實驗在模擬海水環境中進行了評估。

通過觀察焊接接頭的顯微組織和斷口特征，對接頭的SCC行為進行了詳細分析。房衛萍等[85]研究表明，焊接區域的SCC敏感性相對較低。在海水環境中，焊接區更傾向于陽極溶解，同時H的吸附促進裂紋的形核。此外，H的擴散還導致α′相界和α′相內部位錯堆積，這使得裂紋能夠在較低應力下擴展。

2.3顯微組織對疲勞性能的影響

焊縫中的氣孔、夾雜物與未熔合等缺陷，還有熱影響區與母材交界處、組織不均勻區域，皆是焊接接頭疲勞裂紋易萌生之處，且組織特性顯著影響疲勞壽命。氣孔、夾雜物、未熔合是常見裂紋源[88,89]。氣孔致局部應力集中，如鈦合金焊接接頭受拉伸-壓縮循環載時，氣孔邊緣應力可比基體高數倍乃至十幾倍，超疲勞極限便萌生裂紋；夾雜物因與基體彈性模量有別，循環載荷下界面變形不匹配引發裂紋；未熔合處組織不連續，與焊縫或母材界面應力集中，利于裂紋產生[88]。熱影響區與母材交界組織、性能有梯度變化，焊接熱循環使其顯微組織特殊，像熱影響區或因晶粒長大、相轉變形成硬組織，與母材軟組織交界有硬度差，應力集中催生裂紋[90]。組織不均勻區域同理，焊縫柱狀晶與等軸晶交界、熱影響區相轉變過渡區，因晶體結構與性能突變、相界面存在，在循環載荷下應力集中，促使裂紋萌生[91]。顯微組織對疲勞壽命影響關鍵，細小均勻則優[92]。鈦合金焊接接頭焊縫與熱影響區晶粒尺寸小，晶界可阻裂紋萌生、擴展，因晶界面積大增，裂紋擴展需克服更多阻力；反之，熱影響區晶粒因熱輸入大而長大，內部缺陷多、晶界阻裂弱，疲勞壽命降低[91]。α+β型鈦合金焊接接頭中，α相和β相比例關乎疲勞壽命[93]。適量增β相可提壽命，因其塑性好，能在疲勞時吸能、緩裂紋擴展，β相體積分數從10%升至30%，疲勞壽命或升30%~50%，但比例過高會降強度，高應力循環載下壽命也降低。α相形態分布有影響，細小均勻如網籃組織能協同β相提抗疲勞性，粗大針狀的魏氏組織則易致應力集中、降壽命[94,95]。組織均勻可提焊接接頭疲勞壽命，優化工藝使焊縫與熱影響區組織均勻，減少應力集中，抑制裂紋萌生、擴展；反之，組織梯度大、相組成差異明顯區域，循環載荷下應力集中，成為裂紋快速滋生處，大幅降低疲勞壽命[96]。

可見，把控焊接缺陷、優化組織與相比例，對保障焊接接頭抗疲勞性能至關重要。

對于等軸晶組織，其晶粒小且晶界均勻分布。依據斷裂力學，晶界阻礙位錯運動，使裂紋擴展受阻[97]。如TC4鈦合金激光焊接接頭的等軸晶焊縫，晶界降低裂紋尖端應力集中程度。有限元模擬顯示，相同疲勞載荷下，其應力強度因子幅值(ΔK)低于柱狀晶組織，提高了疲勞性能。柱狀晶組織生長方向定向，裂紋沿其晶界擴展時呈各向異性[98]。在MIG焊TC4鈦合金焊縫中，垂直于柱狀晶生長方向晶界對裂紋阻力小，應力易集中，該方向裂紋擴展速率快，因達到臨界應力強度因子(KIC)所需載荷低，降低了疲勞壽命[99]。魏氏組織中粗大針狀α相在β相基體上，受力時α相易成應力集中點。如鈦合金焊接熱影響區的魏氏組織，其裂紋尖端應力集中系數高，加速疲勞裂紋擴展，疲勞壽命低于均勻組織區域。網籃組織α、β相交織，相界面結合佳[96]。裂紋擴展時，相界面能分散應力。如該組織熱影響區在疲勞載荷下，裂紋擴展速率低于魏氏組織，因網籃組織降低應力強度因子，提高斷裂韌性。在裂紋擴展能量耗散方面，β相塑性變形可耗散能量。Ti-6Al-4V合金中，β相比例增加，其塑性變形吸收能量，增加裂紋擴展阻力，β相體積分數和疲勞壽命都會相應提高[96]。晶界和相界面使裂紋偏轉，增加擴展路徑長度，如等軸晶和網籃組織中，裂紋偏轉消耗更多能量，提高抗疲勞能力[100]。殘余壓應力致裂紋閉合可降低應力強度因子，減少能量輸入，熱處理后的鈦合金焊接接頭中，此效應增強，降低疲勞裂紋擴展速率。

3、總結與展望

本文討論了鈦合金在4種典型焊接工藝下的顯微組織結構特征，以及顯微組織結構對鈦合金合金性能的影響。鈦合金焊接接頭的顯微組織結構對其性能有著重要影響，具體表現為：激光焊焊縫區為細小等軸晶結構，β相比例可能增加，使強度提高，晶界處溶質元素偏聚減少，減緩腐蝕速率，大晶界面積阻礙裂紋擴展，增加疲勞壽命；MIG焊焊縫呈柱狀晶結構，熱輸入影響晶粒大小，柱狀晶組織在晶界易發生溶質偏聚形成電位差，增加局部腐蝕風險，垂直生長方向塑性較差易引發裂紋，降低疲勞壽命；TIG焊焊縫為樹枝晶形態，電流影響枝晶粗細，樹枝晶組織易在晶界產生溶質偏聚形成電位差，加速腐蝕，組織不均勻性導致應力集中，降低塑性和疲勞壽命；電子束焊焊縫是細小等軸晶和柱狀晶混合結構，熱影響區由針狀馬氏體、原始α相及β相組成，這種結構使強度提高，組織均勻性提高抗疲勞性能，但熱影響區組織變化受冷卻速率等因素影響，可能影響腐蝕行為；魏氏組織在熱影響區由粗大針狀α相分布在β相基體上構成，會導致強度降低，因其針狀α相易成為裂紋源且β相軟不能有效傳載，同時電位差大，增加局部腐蝕風險，應力集中降低疲勞壽命；網籃組織在熱影響區中α相和β相分布均勻，能有效傳遞載荷，提高強度，兩相電位差小，減緩腐蝕速率，組織均勻性使應力分布更均勻，增加疲勞壽命；晶粒尺寸細小能提高屈服強度和塑性，因小晶粒晶界多阻礙位錯運動，減少晶界溶質偏聚，降低腐蝕速率，同時阻礙裂紋擴展，提高疲勞壽命，反之晶粒粗大則產生相反效果；α相和β相均勻分布時能增強韌性和疲勞壽命，因沖擊載荷下相界面可變形吸收能量且均勻分布使應力均勻，不均勻分布則降低韌性和疲勞壽命；組織不均勻性方面，焊縫中的氣孔、夾雜物、未熔合等缺陷以及熱影響區與母材交界處、組織不均勻區域在循環載荷下應力集中，易萌生裂紋，降低疲勞壽 命，同時這些區域電化學活性不同，增加局部腐蝕風險，組織不均勻還會降低塑性。

鈦合金焊接接頭的顯微組織結構是當前材料科學和焊接技術研究的熱點之一，其對焊接接頭的材料性能有著決定性的影響。為了優化焊接接頭的性能，未來的研究應聚焦于焊接方法的精選、工藝參數的精細調控、熱影響區的精確管理、顯微組織的均勻化以及后處理工藝的適當應用。此外，跨學科研究的融合和智能化技術的應用將為焊接工藝的創新提供新思路，跨學科研究將融合材料科學與焊接工程，深入理解鈦合金的微觀結構演變，利用計算材料學預測焊接過程中的材料性能，實現焊接參數的精確調控。同時，機械工程與人工智能的結合將使得焊接過程的自動化和智能化成為可能，通過機器學習算法分析焊接數據，預測和優化焊接接頭的性能，開發智能焊接機器人實現自適應控制。此外，腐蝕科學與表面工程的交叉將推動新型耐腐蝕焊 接材料和后處理技術的開發，利用表面工程技術改善焊接接頭的表面特性。通過這些綜合性的策略，可以顯著提升鈦合金焊接接頭的力學性能、耐腐蝕性和疲勞壽命，推動鈦合金在高端制造領域的廣泛應用。

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（注，原文標題：常用鈦合金焊接接頭顯微組織結構及對材料性能的影響）

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tag標簽:TC4鈦合金,焊接接頭,顯微組織設計,強韌性,耐久性,性能邊界,疲勞壽命,應力腐蝕

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