Ti-6Al-4V合金碟片激光焊接接头组织与力学特性研究（贰）
江苏激光联盟导读：
探讨了2mm厚Ti-6Al-4V合金薄板的激光焊接，对工业激光焊接的运用提供了参考。本文为第二部分。
Ren等人和Wu等人研究了激光扫描速度对相同合金镀层微观结构的影响。他们得出了非常相似的结果，即当输入材料的热量（以及相应的熔池体积）减少时，Ti-6Al-4V合金的凝固态微观结构变得更细。Kistler等人广泛研究了定向能沉积（DED）增材制造工艺参数对Ti-6Al-4V镀层微观结构的影响。
Ti-6Al-4V合金激光立体增材加工原理图a) LSF过程沉积模式。b)固溶时效后的大块样品(140 × 70 × 90 mm3)。V900和V1500分别表示扫描速度900和1500 mm/min。为了降低镀层机械性能的各向异性，采用了横向激光扫描策略（a）。使用LSF-V系统（罗芬DC80，8kW CO2激光器）在氩气气氛（含氧量小于50ppm）中制备了Ti-6Al-4V合金块体样品（140×70×90mm3）。在950°C温度下，对散装样品（b）进行2小时的STA，然后进行空气冷却（AC），在550°C温度下进行4小时的STA，然后进行AC。STA在空气中进行。STA后，沉积物表面的氧化层被去除。
他们发现，随着材料热输入的增加，热影响区的微观结构发生了显著的粗化。Kobryn和Semiatin进行了广泛的研究，重点研究了凝固过程中冷却速度对Ti-6Al-4V晶粒尺寸的影响。他们确定了随着入射能量增加晶粒宽度的趋势，即随着冷却速率的降低。
显微照片显示了(a) Nd:YAG激光釉和(b) CO2激光釉的宏观结构。预测的晶粒形貌与观测的晶粒形貌一致。因此，结合FEM凝固建模技术和本文开发的凝固图，可以准确预测激光制备Ti-6Al-4V的晶粒形貌。
在本研究中，使用方程式1估算了焊接熔合区的冷却速率，分别为6号和9号焊缝的212和119 K/s。6号焊缝熔合区冷却速度越快，熔池尺寸越小，因此材料的热量输入越低。相反，在9号焊接接头的同一区域，冷却速度较低是由于焊接材料的热量输入较高而产生较大熔池的结果。因此，6号焊缝微观结构中较短且薄得多的马氏体针头（与9号焊缝中的针头相比）可能与6号焊缝熔合区的冷却速率高于9号焊缝中的冷却速率有关。
基于这一讨论，可以得出结论，本文所获得的结果是正确的，并且它们遵循了激光焊接/重熔过程中显微组织形成的一般规律。换言之，FZs和HAZ中的微观结构随着Ti-6Al-4V热输入的减少而趋于细化。然而，不完全清楚的是，随着热输入的增加，基材的微观结构表现出明显的粗化。到目前为止，科学文献并未对这一现象进行深入分析。
然而，可以假设如下：已知接收（焊接前）材料状态为退火状态，具有相应的微观结构。热影响区附近的薄板极有可能超过原始退火温度（如上所述的720°C），并且这种热效应的程度随着材料热输入的增加而增加。因此，9号焊缝的粗糙度大于6号焊缝的粗糙度，这反过来可能导致热影响微观结构粗化在第一种情况下更加明显。
图8 亮场TEM图像和相应的衍射图显示了基底材料的亚结构：（a）具有低位错密度的多面体α相晶粒的细节，（b）具有高位错密度的β相和α相晶粒的形成。
母材显微组织的TEM图像如图8所示。如上所述，Ti-6Al-4V为α + β合金。图8(a)中的亮场图像显示了六边形紧密堆积α相的多面体晶粒，由相应的衍射图证实。实际晶粒尺寸约为3 μm。基体组织中除了多面体α相晶粒外，还存在沿晶β相的形成，如图8(b)所示。有些α相晶粒的位错密度很低(图8a)，而有些α相晶粒内部的位错数量增加，如图8(b)所示。
图9 显示6号焊缝熔合区下部结构的TEM图像，（a）显示针状马氏体的亮场TEM图像，（b）具有相应衍射图案的（a）中图像的细节，（c）显示存在β相的微区细节的亮场TEM图像，（d）具有β相衍射图样的相应暗场图像。
平行排列的针状马氏体区域是6号焊缝熔合区的主要显微组织特征之一，如图9（a）所示。图9（b）中更详细的显微照片清楚地表明，一些马氏体畴几乎没有位错，而其他马氏体畴则显示出更大的位错密度。马氏体畴的宽度在170到350纳米之间。在熔合区内的某些位置，马氏体畴的平行排列被由马氏体/剩余β相混合物组成的微观结构所取代，如图9（c）和（d）所示。
He等人确定了激光表面重熔Ti-6Al-4V合金中非常相似的微观结构。然而，检测到马氏体畴的宽度在80-120 nm范围内，比在6号焊缝熔合区检测到的宽度低两到三倍。此外，作者在重熔过程后未检测到任何β相。在这里，值得注意的是，作者在他们的实验中使用了Ti-6Al-4V粉末的选择性激光熔化，其产生的熔化区域比目前工作中产生的要小得多。
再结晶为双峰结构(950°C)和球状结构(800°C)， TEM, Ti-6Al-4V:(a) 950°C;(b) 800°C。当再结晶温度足够低时（例如，Ti–6Al–4V为800°C），也会形成这种球状微观结构。在这种情况下，将变形的层状“起始”结构转变为等轴晶粒的机制是相反的：α相沿β/β晶界渗透到再结晶的β片晶中。
因此，在目前的实验中可以预期较低的冷却速率，这可能导致马氏体畴尺寸的增加，以及剩余β相的稳定。Vrancken等人以及Lütjering通过使用不同的冷却速率，从高于β-transus（Pederson报告的995°C）的温度冷却后，对同一合金检测到了类似的效果。
9号焊缝的下部结构如图10所示。它包含平行排列的针状马氏体畴（内部具有不同的位错密度）和马氏体与剩余β相混合的位置（与6号焊缝的方式类似）。此外，在针状马氏体畴的界面上也发现了细小的β相拉长结构。马氏体畴的宽度在200到500纳米之间。
图10 TEM图像显示9号焊缝熔合区的下部结构，（a）亮场TEM图像显示针状马氏体、存在β相的微区以及位于马氏体畴界面处的相同相，（b）来自（a）中图像的细节以及相应的β相衍射图。
通过将图10中的子结构与图9（a）中的子结构进行比较，可以明显看出微观结构特征的粗化。此外，9号焊缝的熔合区含有大量的马氏体和剩余β相混合物的位置。此外，在9号焊接接头的FZ中，α′-畴边界处的剩余β相形成更为显著。这是两个分析焊缝的子结构之间的明显差异。表2中显示，6号和9号焊缝的材料热输入值分别为42.75和57 J/mm。对比图6（d）和图7（d），这反映在9号焊缝（图5）的较大熔合区以及相应的整体微观结构粗化中。
在此，值得注意的是，He等人在其研究中既没有观察到马氏体和剩余β相的混合物，也没有观察到α′-畴边界处单独的β相形成，这是因为预期激光重熔表面区域的冷却速率要高得多。或者，Gil等人记录了当冷却速度足够慢时，在α′-畴的界面处存在β相形成。根据讨论，应该表示，目前的结果似乎是可靠的，并且与不同作者获得的结果一致。此外，应强调的是，材料中输入的热量过高会产生具有不均匀和粗糙微观结构的焊缝，而不是通过较低的热量输入获得的焊缝。
马氏体组织。微量分析研究中未检测到钒或铝原子在试样上的偏析。与热处理温度和时间相关的测量晶粒尺寸参数允许每个冷却速率的晶粒生长动力学。
显微硬度
激光焊接过程中观察到的显微组织变化清楚地反映在焊接接头的硬度分布中，如图11和图12所示。6号试样热影响区附近的BM区域的显微硬度在347-367 HV 0.1范围内。9号试样的同一区域的显微硬度值较低，介于331和352 HV 0.1之间。此外，对于6号试样，这些区域的显微硬度分布明显不同，而BM的显微硬度倾向于向HAZ方向增加，而9号试样的显微硬度表现出相反的趋势。
图11 6号试样特征区的宏观组织和水平显微硬度分布
图12 9号试样特征区的宏观组织和水平显微硬度分布
同样明显的是，其他特征区的显微硬度在所检查的焊缝中表现出显著差异。在HAZ中，6号和9号焊缝的显微硬度值分别为388-406和364-385 HV 0.1。在FZs中，相同试样的相应显微硬度值在415和429之间，370-380 HV 0.1之间。
母材中的显微硬度值水平与给定合金的一般可实现值一致，并且与Gao等人和Kistler等人获得的结果一致。然而，有趣的是，与6号焊缝的相同区域相比，9号焊缝的HAZ相邻区域的显微硬度降低。
Run 15的宏观结构(2.5 mm衬底厚度，0 s IDT, 25°C，平行舱口模式，10层沉积)。正如激光沉积Ti-6Al-4V的特点一样，先前的大β晶粒沿着沉积层的构建方向延伸，跨越多个沉积层，这已在先前的研究工作中得到确认（Kelly和Kampe，2004；Kobryn和Semiatin，2003；Kobryn等人，2000）。
在9号焊缝的情况下，靠近热影响区的BM微观结构显示出明显的粗化。这是由于材料的热输入更高，见表2，这不仅导致焊缝中更宽的典型区域，而且导致相邻区域的热影响持续时间更长。因此，材料可能在该薄区域进行额外退火，这意味着硬度降低。
表2 激光焊接参数对焊缝宏观特性的影响
通常，两个焊接接头的显微硬度向HAZ和FZ方向增加。这与不同作者的发现非常一致，可以归因于较软的α/β-退火微观结构部分或完全被较硬的α′-马氏体所取代。然而，9号焊缝的特征区硬度略低于6号焊缝的硬度。这与图6和图7所示的微观结构观察结果完全一致。最近，Ren等人、Kistler等人以及Kobryn和Semiatin证明，熔融钛合金冷却速度的增加会导致微观结构细化，从而提高材料的显微硬度和强度。因此，我们可以总结出，目前的结果显示出很高的可靠性，并且与不同作者最近发表的结果一致。
拉伸试验和断口分析
图13 6号（a）和9号（b）激光焊接Ti-6Al-4V试样的典型应力-应变曲线
图13描述了6号和9号激光焊接Ti-6Al-4V试样的应力-应变曲线。结果表明，6号试样的极限抗拉强度略高于9号试样。屈服强度值与极限抗拉强度值密切相关，如表3所示。或者，6号试样表现出明显更高的延展性。
表3 焊接试样拉伸试验所得值和计算值
试验后的拉伸试样如图14所示。显然，6号系列与9号系列在破裂位置上明显不同。对于6号系列而言，断裂位于远离热影响区的基材中，而对于9号系列而言，断裂位于这些区域附近（试样9.2所示的轻微例外）。此外，后者表现出不太明显的地形，并且相对于单轴荷载方向，朝向几乎完全垂直的方向。
图14 试验后拉伸试样的形态
图15所示的代表性断裂面显示了6号和9号激光焊接试样母材中的延性（韧窝）断裂模式。此外，与9号试样相比，6号试样的断裂面上有更深、更均匀（尺寸）的韧窝，这证实了6号试样在承受单轴拉伸应力时比9号试样具有更好的延展性。
图15 显示6号试样（a）和9号试样（b）拉伸试验后母材典型断口形貌的二次电子图像
此外，9号试样的断裂面在某些情况下显示出更粗糙的韧窝（用箭头标记）。图6和图7中的SEM图像表明，与6号焊缝相比，与9号焊缝热影响区相邻的母材明显粗糙。如图11和图12所示，这两个试样之间的晶粒尺寸差异反映在显微硬度剖面中。在9号试样中获得的较低硬度导致断裂位置位于热影响区附近的微区。例如，正如Hansen所报告的那样，6号试样的UTS值稍高（同时塑性略有改善）可归因于著名的Hall–Petch强化效应。
表4总结了焊缝内熔化和快速凝固材料的拉伸试验结果。结果表明，6号焊接参数组合产生的UTS比9号焊接参数组合产生的UTS略高。如图11和图12所示，该结果通常与两个焊缝熔合区内测得的显微硬度值非常一致。此外，这意味着6号焊接接头（见图6、7、9和10）熔合区中更细的微观结构对熔合区内材料的强度具有有利影响。相反，6号焊缝的熔合区显示出稍低的塑性（由面积减少表示，见表4）。
表4 焊接接头V形切口熔合区拉伸试验获得值和计算值
为了举例说明焊缝内（熔合区内）基材和重熔材料的拉伸试验行为之间的差异，图16中显示了6号焊缝熔合区的断裂面示例。尽管断裂表面初看起来相当韧性，如图16（a），但在β相中可以看到局部塑性变形的唯一迹象。存在针状马氏体的区域看起来平坦光滑，表明比典型的脆性行为更为脆弱，例如，母材，见图15。
这种断裂行为可归因于显微组织状态，其中更具韧性的原始α + 在熔合区，β结构被马氏体（以及少量剩余的β相）所取代。图16（b）中的高倍SEM显微照片显示几乎完全缺失剪切唇，大平面剥落的发生证实了重熔和快速凝固材料的相当脆性断裂行为。还值得注意的是，熔合区材料的脆性断裂行为反映在非常低的面积收缩值中，如表4所示。
图16 二次电子图像显示6号试样熔合区材料的典型断裂表面形态，概述（a），局部注意断裂微观形态的细节（b）
最后，应注意的是，工业部件中的任何脆性区域通常是不需要的，应避免。然而，金属材料的焊接技术是一个特殊问题，因为其主要目标是在对母材产生最小热影响的情况下产生无缺陷（裂纹、气孔、渗透不良等）的焊接接头。
因此，“最佳”焊接参数的选择始终是在尽可能少的热量输入（但会导致较小的熔池，从而形成亚稳和更脆的微观结构后的高冷却速率）和最小化脆化要求之间的折衷。（然而，这需要较低的冷却速率和相应较大的熔融金属体积，这与母材更显著和不必要的热影响有关。）在本论文中，通过比较6号和9号焊接试样的显微组织和机械性能，证明了这一考虑。
结论
采用不同的焊接参数组合（保护气体、激光束功率、焦点位置、焊接速度）对2mm厚的Ti-6Al-4V合金薄板进行激光焊接。研究了焊接接头的宏观组织和微观组织、显微硬度分布和拉伸试验参数。所得结果可得出以下主要结论：
应使用氩气作为保护气体，以保护焊接材料免受氧化。
必须使用42.75 J/mm的最小热输入，以获得具有可接受熔深和几何形状的焊缝。
在42.75j/mm的热输入下，焊接接头组织细小，由针状马氏体和少量残余β相组成。使用57 J/mm的热输入会导致熔合区和热影响区的显微组织显著粗化。此外，在这种情况下，靠近焊缝热影响区的母材微观结构明显粗化。
由于存在大量马氏体，熔合区材料的硬度高于母材。过高的热输入会导致热影响区附近母材的显微硬度明显降低，从而导致焊接材料的机械性能（强度、延展性）降低。
熔合区材料具有较高的强度和显微硬度，但塑性较低，这是由于较软的α的替代 + β-显微组织由更硬但更脆的马氏体形成。
因此，显然，使用给定的激光装置焊接由Ti-6Al-4V合金制成的2 mm厚薄板的最佳热输入约为43 J/mm，当应获得具有良好几何形状、微观结构和机械性能的焊接接头时，应使用氩作为保护气体。
来源：Investigation of the Microstructure and MechanicalCharacteristics of Disk Laser-Welded Ti-6Al-4V Alloy Joints，ASM International，doi.org/10.1007/s11665-019-04539-5
参考文献：C. Veiga, J.P. Davim, andA.J.R. Loureiro, Properties and Applications of Titanium Alloys: A BriefReview, Rev. Adv. Mater. Sci., 2012, 32, p 133–148，V.A.R. Henriques, TitaniumProduction for Aerospace Applications, J. Aerosp.Technol. Manag., 2009, 1, p 7–17
全文完
江苏激光联盟陈长军原创作品！