高强韧钛合金已逐步成为航空设备关键结构资料，其中TA15钛合金(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)属于近a型钛合金,能长功夫在500℃以下高温工作环境中工作，高温强度比Ti6Al4V合金高100~150MPa,被利用于飞机大型承力框梁等大厚度结构部件的造作[1]。然而，传统焊接步骤受有限熔深的造约，即便选取大角度坡口进行多路焊接，也会因焊缝区域化学成分散布不均，导致焊接接头各层的力学机能存在显著差距[2]。电子束焊接兼具高能量密杜纂强穿透能力，可能实现大厚度资料的单路焊及双面成形，有效降低了焊接工艺的复杂性[3-4]。尤其在高真空环境下，电子束焊接技术可预防钛合金在高温下产生氧化，因而成为大厚度钛合金结组织作的梦想焊接工艺。

然而，大厚度TA15钛合金的电子束焊接仍面对一些挑战，随着板厚的增长，熔池的流动性变得不不变，容易导致尖峰、未熔合及孔隙等缺点的产生5。同时，焊接过程中的热循环更为复杂，进而导致微观结构出现非均匀性与异质性。此表，受造于TA15钛合金强度和韧性的固有矛盾，电子束焊接钛合金通常形成粗壮的β柱状晶及晶内α'+β篮状组织结构,导致TA15钛合金厚板的焊接接头在塑性与韧性上阐发较差6。其中，温度梯度(G)和凝固速度(V)是影响凝固过程中晶粒状态的两个关键成分。钻研批注，节造电子束焊接热输入对于保障大厚度TA15钛合金焊接质量至关沉要。通过优化工艺参数，能够调控微观结构，从而实现焊接接头的强杜纂韧性合理匹配[7]。

在电子束焊接中，电子由加热的阴极产生，并通过加快电场加快到肯定速度，最终形成可用于焊接的高能电子束。电子束的功率由束流和加快电压的乘积决定，其中束流暗示每秒通过电子束横截面的电子数量，而加快电压决定电子的动能。然而，凭据电子束的物理个性，加快电压节造着电子束的机能，如束斑直径及电子在资猜中的穿透性8。因而，在一样热输入前提下，拥有较    高加快电压的电子束能显著加强蒸气渗入性，并形成更深熔池。相比中压电子束，高压电子束在大厚度钛合金焊接中的深熔过程、热传导机造、熔池流动及微观结构演调换加复杂。然而，关于加快电压在电子束焊接中的具体作用机造，目前的钻研仍极度有限，尚未揭示加快电压对焊接过程简直切影响。调整加快电压不仅可能影响束流功率，还可能引发其他潜在效应，这些影响的具体机理尚不明显。

近年来，为了确保结构齐全性和焊接接头质量，对焊接工艺提出了更高要求。国内表电子束焊接技术正向高压、大功率、长命命、高不变性以及智能节造方向发展。高压大功率电子束焊接设备已成为当前的重要利用设备。本文选取高压电子束对20mm厚的TA15钛合金进行焊接，在一样热输入前提下，系统分析了分歧加快电压对焊接接头的组织与力学机能的影响。本文旨在评估加快电压在电子束焊接中的热作用机造，以及成立分歧加快电压下微观结构与力学机能之间的有关性。钻研了局为高压大功率电子束焊接大厚度钛合金的工程利用提供理论凭据。

1、试验及步骤

试验资料为宝钛集团有限公司提供的20mm厚TA15钛合金板材，化学成分如表1所示。选取中国航空造作技术钻研院自研的高压电子束焊接设备(图1(a)),该系统由高压电子枪、150kV/30kW逆变电源、真空系统、水冷系统、观测装置以及节造系统等组成。在高压电子束焊接过程中(图1(b)),电子束输入的能量可分为以下两部门[9]:形成深熔匙孔,进而形成焊缝;辐射和蒸发到周围环境，其中熔池流动重要由蒸发、表表张力和Marangoni力引起的反冲压力驱动。图1(c)为焊接试验装置简图，焊前用丙酮擦拭洗濯试样，去除油污等残留，预防在焊接部位产生气孔或同化。选取真空电子束焊机进行对接焊接,枪真空度为3.5x10-4Pa,

表1 TA15的化学成分(质量分数)%

Table 1 Chemical composition of TA15(mass fraction)

真空室真空度为5x10-2Pa。为确保焊缝熔透而又不致塌陷，在试板底部增长20mm厚同材质的锁底垫板，装配时，通过非磁性工装施加约束，焊接试样尺寸为100 mmx50mmx20mm。电子束焊接均选取圆波，工作距离310mm,聚焦电流在表表聚焦电流基础上,降落试板1/3厚度地位，大幼为2320mA。在工艺试验基础上，选取平板对接方式进行了3组焊接试验，定名为100kV、120kV、150kV，其具体焊接工艺参数见表2。

焊后经860℃/2h热处置后，空冷至室温后，别离造取力学机能试样及金相试样。金相试样经研磨、抛光后用Kroll试剂(HF:HNO3:H2O=1:3:7)浸蚀。选取LEICADVM6型光学显微镜(OM)进行显微组织的观察和分析。在10%高氯酸和90%甲醇溶液中进行电解抛光,使用JSM-7900F型场发射电子显微镜(FE-SEM)进行BSE观察,并使用建设HikariXP电子背散射衍射(EBSD)探头进行观察。选取FALCON500型显微硬度计以0.2mm的距离对试样焊缝中部进行维氏显微硬度测试。凭据尺度GB228.1一2021,使用全能试验机进行室温拉伸机能测试;凭据尺度GB/T229一2020,选取摆锤式冲击试验机对接头焊缝进行室温U形坡口夏比冲击试验，冲击吸收功取3个试样的均值。试样尺寸及取样地位如图2所示。

针对电子束深熔焊接过程,本文选取双椭球体与锥体复合热源模型，综合思考了沉力、反冲压力、表表张力、浮力、电磁力及匙孔表表的热损失机造(蕴含对流、辐射及蒸发效应),所构建的推算模型尺寸为40mmx15 mmx20mm,划分为3个区域。为了提高焊缝及其邻近区域的仿照精度，靠近焊缝区域的网格划分较为精密，而随着距离增大，网格密度逐步减幼。最终模型蕴含756080个六面体网格单元。表3[10]展示了本文选取的TA15钛合金的重要热物理机能数据,该数据由JMatPro资料仿真软件获得；诜制缂涌斓缪骨疤嵯碌慕油泛峤乜谑匝榱司，对仿真模型进行相应的调整。

2、了局分析

2.1加快电压对接头成形的影响

图3展示了分歧加快电压电子束焊接接头的横截面状态,了局显示,在1125J/mm的热输入下,对厚度为20mm的TA15钛合金进行电子束深熔焊时,3种加快电压参数下均实现了齐全熔透，未见裂纹或气孔等缺点。20 mm厚TA15合金电子束焊接接头的宏观描摹随着加快电压参数的分歧而变动。当电子束热输入恒按时，加快电压越高，熔深越大，焊缝宽度越窄。在100kV下，焊缝熔深较浅，熔宽较大(图3(a));120kV时，焊缝熔深相比100kV时增长了13%,中部熔宽削减了12.5%,形成了从上到下险些平行的焊缝(图3(b));在150kV下，焊缝熔深达到35mm,相比100kV时增长了34.6%,由于吸热差距，焊缝宽度从上到下逐步减幼，中部熔宽削减了18.7%，出现典型的钉子状描摹(图3(c))。

表2电子束焊接工艺参数

Table 2 Electron beam welding process parameters

2.2加快电压对接头微观组织的影响

对焊接接头的焊缝区(WZ)、熔合区(FZ)和扰装响区(HAZ)进行了OM微观组织分析，了局如图4所示。在100kV下，焊缝分辨布较大的β柱状晶，且中部区域的柱状晶呈平行成长趋向(100kV,焊缝)。熔合区晶粒垂直于焊缝中心成长，并呈对向拉长，形成了粗壮的β柱状等轴晶粒(100kV,熔合区)。随着加快电压的增长，焊缝区形成了块状β相(120kV，焊缝，以及150kV,焊缝)。熔合区β柱状晶粒细化形成等轴晶粒

表3 TA15钛合金热物理机能参数 [10]

Table 3 Thermophysical properties of TA15 titanium alloy [10]

(120kV,熔合区,以及150kV,熔合区)。然而,凭据3张扰装响区所示，加快电压的变动对扰装响区的组织状态无显著影响[11]。

进一步揭示 α ′马氏体微观结构特点,对焊接接头焊缝和扰装响区进行BSE分析。图5别离显示了100kV、120kV及150kV电子束焊接接头的BSE了局。其中针状 α ′马氏体尺寸约为2.1~2.8μm。图5(a)中,焊缝片状a马氏体析出不显著，过鼓和状态根基解除[12]。随着加快电压增长，焊缝片状a马氏体析出，其长径比减幼(图5(b)和(c))。扰装响区由于温度梯度的存在,产生了 α →  β相变,导致该区域的组织天堑清澈,扰装响区重要由针状 α ′和等轴(α+β)组成(图5(d)~(f))。

图6为分歧加快电压接头焊缝EBSD图,其中反极图(IPF)揭示了分歧加快电压下微观结构描摹。图6(a) ～(c)显示了分歧加快电压下获得的 α ′结构,焊缝区内形成了大量分散的针状 α ′马氏体组织， α ′马氏体散布在β晶界周围。在100kV下针状α'相分列大局重要为交错(图6(a)),微观结构拥有篮状编织结构,部门区域针状a'阐发出一致的板条方向。随着加快电压增长(图6(b)和(c)),观察到a'板条宽度的显著变动，天堑显示相邻的大型 α ′集落结构和粗壮的片状 α, α ′相阐发出典型的各向异性。进一步分析分歧加快电压下 α ′马氏体织构 [13?14],焊缝中 α ′的最大织构强度别离为21.554、16.452和12.381，a'的择优取向在β晶粒内形成了大量集落。

分歧加快电压TA15钛合金接头以 α ′相为主,β相的体积分数极幼(0.1%)[11]。进一步分析晶界取向散布。图7(a)~(c)显示了分歧加快电压下焊缝晶界散布，其中绿色实线暗示取向角幼于15°的低角度晶界(LAGBs),而玄色实线暗示取向角大于15°的高角度晶界(HAGBs)。图7(d)~(f)为晶界散布图,大角度晶界数量多于幼角度晶界，多处于晶界取向差角60°左近，且随着加快电压增长，HAGBs比例逐步增长。大角度晶界含量由91.1%(图7(d))增长至95.3%(图7(f))。

2.3加快电压对接头力学机能的影响

图8展示了分歧加快电压前提下,电子束焊接TA15接头的显微硬度散布情况，了局显示，焊接接头的显微硬度沿焊缝中心轴线呈对称散布，母材的显微硬度为321.5HV，焊缝区域的硬度显著高于母材，且没有出现显著的硬化或软化景象。随着加快电压的增长，焊缝区的硬度略有降落,从395.0HV逐步降低至394.0HV,最终降至385.9HV。熔合区的硬度则随加快电压的增长略有上升，从371.6HV提高至376.2HV，最终增至383.4HV。扰装响区的硬度同样随加快电压的增长而增长，从349.7HV提升至353.2HV，最终增至356.5HV。值妥贴心的是，扰装响区和熔合线左近区域的显微硬度变动幅度显著大于母材和焊缝区的变动。这种景象与焊接过程中的相变亲昵有关，其中显微硬度a'>a>β。针状马氏体a'相由于拥有较高的位错密度以及位错与亚晶粒天堑，阐发出较高的硬度。熔合区内a/a'界面导致了显微硬度增长[15]。扰装响区由于高温停顿功夫短，β相未齐全转变为a'相，硬度低于焊缝区。

图9显示了TA15母材和分歧加快电压电子束焊接TA15钛合金接头的拉伸机能,其中母材屈服强度为907MPa,延长率为14.5%。分歧加快电压下,电子束焊接TA15钛合金接头的屈服强度随着加快高压的增长，呈先增长后降低趋向，由855 MPa增长到874 MPa，随后降低至868MPa。同样延长率也呈先增长后降低的趋向，由11.4%增长到11.8%，而后降低至11.5%。观察接头拉伸样品的断裂地位，与母材相比，扰装响区中较软相的应变部门化和较硬相的应力部门化面积更大[16]，接头均在母材处断裂。

进一步分析分歧加快电压下电子束焊接TA15接头的冲击韧性，了局如表4所示。随着加快电压增长，接头的冲击韧性出现上升趋向，150kV接头冲击韧性达到了49.3J/cm²。固然分歧加快电压前提下接头的微观结构类似,但在150kV下,焊缝中层状α相的取向越发集中，这可能是造成冲击韧性差距的原因之一。此表，120kV和150kV下的接头冲击韧性均达到了资料焊接件的使用尺度( a ku?35J/cm ²)。

图10展示了分歧加快电压下电子束焊接TA15钛合金接头在拉伸断裂后的样品表表微观描摹,其中断口重要由网状散布的凹坑组成。焊缝断裂韧性样品的断裂面以解理断裂特点为主,未阐发出显著的沿晶断裂特点(如沿晶内针状a'界面断开)。100kV下，在裂纹扩大阶段,由于分歧加快电压的接头组织均蕴含粗壮的β晶粒，裂纹大部门沿β晶粒的晶界扩大，其余部门则沿晶粒内部扩大(图10(a))。在120kV(图10(b))、150kV(图10(c))下,解理面上出现了韧窝,少量片状α相的尺寸增大,导致裂纹萌生阶段的组织变形极不均匀[17],裂纹难以顺利穿过片状α相,部割裂纹绕过片状α相扩大,这使得裂纹扩大蹊径更为崎岖,吸收了更多能量。

表4分歧加快电压电子束焊接TA15接头的冲击韧性

Table 4 Impact toughness of electron beam welding TA15 joints at different acceleration voltages

3、会商

3.1分歧加快电压下的热作用机造

在电子束深熔焊接过程中，电子束通过资料的汽化和熔融形成匙孔。当温度达到约2800K或更高时,蒸汽产生膨胀并向上开释，产生的反作使劲将熔融资料向下、向侧面挤压，从而形成凹陷。该凹陷为电子束提供了持续作用的表表，使其可能加热新区域的资料，从而逐步扩大凹陷并最终形成匙孔。此匙孔的中心区域被蒸气填充，并被熔融资料包抄。若是输入的能量足够高，匙孔将贯通工件的整个厚度。

为确保匙孔在焊接过程中维持不变并实现能量的有效传递，需通过多个力相互作用，从而形成复杂的力学平衡。图11展示了深熔焊接过程中匙孔壁上肆意点处的法向力和切向力[18]。匙孔壁上的切向力蕴含液态金属流动引起的剪切力F。和表表张力梯度P。引起的Marangoni剪切力。匙孔壁上的法向力蕴含金属蒸气反压P、弯曲液体表表的表表张力P。和静液压力P。图11批注,金属蒸气反作使劲 P r 和 Marangoni剪切力 F σ 有利于匙孔的形成和加深,而静液压力 P 1 和表表张力接过程中的加热速度、高温停顿功夫、最高温度和冷却速度。图14显示了TA15钛合金接头分歧区域随温度相变示意图，通过JMatPro软件推算得出β转变温度为955℃。焊缝区最高温度高于β相变温度，在高冷却速度下，β相未能充分转化为α相，也不能通过扩散转化为α相。只有晶格剪切相变能力实现原子的急剧复合，形成 α ′马氏体结构。由于β晶界满足成分颠簸、结构颠簸和能量颠簸的形核前提，a'相在β晶界形核，垂直于晶界成长，最终，原始的α相和藐幼的马氏体a'相在β晶粒中交错散布
？拷阜烨娜抛跋烨，其经历的最高温度高于β相变温度，在随后急剧冷却过程中转变为针状a'马氏体。远离熔池区域的扰装响区受热循环影响较幼，显微组织与母材组织相近。对于靠近母材左近的扰装响区，HAZ位于a→β相变区，但最高温度低于β相变温度，在冷却过程中，原始的α相得以保留，等轴晶界的弯曲显著[5],由于冷却速度快,在晶界和晶粒内部形成针状 α ′相。

文件[15]批注，凝固形成的组织描摹织构重要由温度梯度(G)与凝固速度(R)之比(G/R)决定。因而，本文提出了两种可能的机造来诠释加快电压若何影响凝固微观结构。首先，加快电压的变动可能会引起热输入的变动，通过晶粒成长机造影响温度梯度，从而影响固溶过程;其次，加快电压节造电子束的机能，会引起束斑直径的减幼，增长了束流穿透深度和熔池深度，对熔池对流与扩散过程产生影响，有助于通过增长形核点、推进凝固率来增长凝固速度。然而，本文中热输入恒定，因而预计加快电压会对焊接接头部门过冷度产生影响[12]。合金在加热过程中，组织会产生a→β相转变，温度越高，转变越充分。在随后的冷却过程中，β相向α相进行转变。100kV时，产生的过冷度较大，原子通；嵋郧斜涞姆绞讲，组织中合金元素来不及充分扩散,从而产生β→a'相变。随着加快电压增长，过冷度降低，组织中合金元素会进行扩散转变，最终形成细针状a'相和少量片状α相[17]。

因而，分歧加快电压下电子束焊接TA15钛合金焊接接头延长率的变动可诠释如下。一方面，体心立方的β相比密排六方的a/a'相占有更多的滑移系，在拉伸试验中，β晶；岵湫，易形成纤维状微观结构，从而提高了资料的塑性变形能力[16]。相比靠近平衡态的α相，a'马氏体结构蕴含了距离更缜密的界面以宰割邻近的马氏体板条，并且占有更高密度的位错。这些界面和高密度位错会在塑性变形过程中严沉故障位错活动，从而有效地提高试样的强度和硬度，但同时也降低了试样的塑性。另一方面，由图7(d)~(f)中能够看出，焊缝大角度晶界的含量随着加快电压的增长出现增长趋向，大角度晶界有利于提高焊接接头延长率，这是由于焊缝中马氏体的多向散布没有显著的方向性，引起的应力集中越幼，对于基体内微裂纹的形成越有故障作用，有利于提高焊接接头延长率[10]。

4、结论

(1)在3种加快电压参数下,焊接接头均实现了齐全熔透，未发现裂纹或气孔等缺点。热输入维持恒按时，较高的加快电压导致匙孔直径逐步缩幼，穿透力加强，熔池底部的流体流动阐发为越发均匀且不变流动。随着熔池深度颠簸的减幼，均匀匙孔深度增长，熔深增长，焊缝宽度相应减幼。

(2)加快电压对焊接接头的部门过冷度产生显著影响。随着加快电压的升高，部门过冷度降低，合金元素在组织中的扩散行为产生转变,最终形成细针状 α ′相和少量片状α相。在100kV下，焊缝区内重要散布较大的β柱状晶，且中部区域的柱状晶呈显旖行成长趋向。在150kV下，焊缝区形成块状β相， α ′相阐发出典型的各向异性特点，且焊缝区内大角度晶界的比例显著增长。

(3)随着加快电压的增长，焊缝区硬度略有降落，从395.0HV逐步降低至385.9HV。同时，屈服强度出现先增后减的趋向，从855 MPa增至874 MPa后再降至868 MPa。延长率也阐发出类似趋向，由11.4%增至11.8%后降至11.5%,所有拉伸试样均在母材处断裂。接头的冲击韧性呈上升趋向，150kV下接头冲击韧性达到49.3 J/cm2。150kV下，TA15钛合金的室温塑性提升重要归因于β相含量及焊缝大角度晶界比例的增长,加强了合金的塑性变形能力。

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通讯作者：齐铂金，教授，博士生导师，钻研方向为焊接自动化技术，  先进电源变换理论及利用，推算机工业过程节造理论及利用等。

（注，原文标题：高加快电压对电子束焊接TA15钛合金接头热行为及组织机能的影响）