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江苏激光联盟指南：

探讨了2mm厚Ti-6Al-4V合金薄板的激光焊接，为工业激光焊接的应用提供了参考。 本文为第二部分。

任等。 和吴等人。 研究了激光扫描速度对相同合金涂层微观结构的影响。 他们获得了非常相似的结果，即当材料的热输入（以及相应的熔池体积）减少时，Ti-6Al-4V 合金的凝固固体微观结构变得更细。 奇石乐等人。 广泛研究了定向能量沉积 (DED) 增材制造工艺参数对 Ti-6Al-4V 涂层微观结构的影响。

Ti-6Al-4V合金激光三维增材加工示意图 a) LSF工艺的沉积方式。 b) 溶液老化后的大块样品 (140 × 70 × 90 mm3)。 V900 和 V1500 分别代表 900 和 1500 mm/min 的扫描速度。 为了减少涂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（Rofin DC80，8kW CO2 激光器）在氩气氛（氧含量小于 50ppm）中制备 Ti-6Al-4V 合金大块样品（140×70×90mm3）。 散装样品 (b) 在 950 °C 下进行 STA 2 小时，然后进行空气冷却 (AC)，并在 550 °C 下进行 STA 4 小时，然后进行 AC。 STA 在空气中进行。 STA后，去除沉积物表面的氧化层。

他们发现，随着对材料的热输入增加，热影响区的微观结构明显粗化。 Kobryn 和 Semiatin 进行了广泛的研究，重点关注凝固过程中冷却速率对 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，即冷却速率降低。

显示 (a) Nd:YAG 激光釉和 (b) CO2 激光釉的宏观结构的显微照片。 预测的晶粒形态与观察到的晶粒形态一致。 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造的 Ti-6Al-4V 的晶粒形态。

在这项研究中，焊接熔合区的冷却速率使用公式 1 估算为 6 号和 9 号焊缝分别为 212 和 119 K/s。 No.6 焊缝熔合区的冷却速度越快，熔池尺寸越小，因此对材料的热输入越低。 相比之下，在 9 号焊接接头的同一区域，较低的冷却速率是由于焊接材料的较高热输入导致熔池较大的结果。 因此，6 号焊缝微观结构中较短且细得多的马氏体针（与 9 号焊缝相比）可能与 6 号焊缝中熔合区的冷却速率高于 6 号焊缝中的熔合区冷却速率有关。 9焊缝的冷却速度有关。

基于此讨论，可以得出结论，本文获得的结果是正确的，它们遵循激光焊接/重熔过程中显微组织形成的一般规律。 换句话说，随着 Ti-6Al-4V 热输入的减少，FZs 和 HAZ 的微观结构趋于细化。 然而，随着热输入的增加，基板的微观结构会明显粗化，这一点尚不完全清楚。 到目前为止，这种现象还没有在科学文献中得到深入分析。

然而，可以假定已知的（焊接前）材料状态处于退火状态，具有相应的微观结构。 热影响区附近的板材极有可能超过原始退火温度（如上文所述的 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，这反过来可能导致第一种情况下热影响显微组织粗化更为明显。

图 8 显示基底材料亚结构的明场 TEM 图像和相应的衍射图案：(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 相晶粒编队。

基体金属显微组织的TEM图像如图8所示。如上所述，Ti-6Al-4V是一种α+β合金。 图 8（a）中的明场图像显示了六方密排 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。 基体结构中除多面体α相晶粒外，还形成晶间β相，如图8(b)所示。 一些α相晶粒具有非常低的位错密度（图8a），而一些α相晶粒内部的位错数量增加，如图8（b）所示。

图 9 显示了 6 号焊缝熔合区亚结构的 TEM 照片，(a) 显示了针状马氏体的明场 TEM 照片，(b) (a) 中的图像细节以及相应的衍射花样， (c) 显示存在 β 相的微域细节的明场 TEM 图像，(d) 具有 β 相衍射图案的相应暗场图像。

平行排列的针状马氏体区是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，一些马氏体域几乎没有位错，而其他马氏体域则显示出更大的位错密度。 马氏体域的宽度在 170 到 350 纳米之间。 在熔合区内的某些位置，马氏体区域的平行排列被由马氏体/残余 β 相混合物组成的微观结构所取代，如图 9（c）和（d）所示。

他等人。 在激光表面重熔 Ti-6Al-4V 合金中发现了非常相似的微观结构。 然而，在 80-120 nm 范围内检测到马氏体域的宽度，比 6 号焊缝的熔合区检测到的宽度低两到三倍。 此外，作者在重熔过程后没有检测到任何 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熔化区域小得多。

再结晶成双峰结构 (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，在本实验中可以预期较低的冷却速率，这可能导致马氏体区域尺寸的增加和剩余 β 相的稳定化。 Vrancken 等人。 和 Lütjering 在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，检测到对同一合金的类似影响。

9号焊缝的下部组织如图10所示。它包含平行排列的针状马氏体区域（内部具有不同的位错密度）和马氏体与残余β混合的位置（与6号焊缝类似） . 此外，在针状马氏体区域的界面处还发现了细小的β相伸长结构。 马氏体域的宽度在 200 到 500 纳米之间。

图10 9号焊缝熔合区的TEM照片，(a)明场TEM照片显示针状马氏体，微区有β相，马氏体区界面处为同相，(b) (a) 中图像的细节和相应的 β 相衍射图案。

通过比较图 10 和图 9(a) 中的子结构，微观结构特征的粗化是明显的。 另外，9号焊缝的熔合区含有大量马氏体和残留β相混合物的位置。 此外，在 9 号焊接接头的 FZ 中，α'-域边界处残留的 β 相形成更为明显。这是分析焊缝的两个亚结构之间的显着差异。 由表2可知，6号和9号焊缝的材料热输入值分别为42.75和57 J/mm。 将图 6（d）与图 7（d）进行比较，这反映在焊缝 9（图 5）的较大熔合区和相应的整体微观结构粗化上。

在这里，值得注意的是 He 等人。 在他们的研究中，既没有观察到马氏体和剩余 β 相的混合物，也没有观察到在 α' 域边界形成单独的 β 相，因为激光在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'-域的界面处形成 β-相。 根据讨论，应该指出，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，应该强调的是，与用较低热输入获得的焊缝相比，材料中过高的热输入会产生不均匀且粗糙的微观结构。

马氏体组织。 在微量分析研究中未检测到样品上钒或铝原子的偏析。 测得的与热处理温度和时间相关的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12所示。6号样品热影响区附近BM区域的显微硬度在347范围内-367 高压 0.1。 9号样品的相同区域具有较低的显微硬度值，介于331和352 HV 0.1之间。 此外，对于6号样品，这些区域的显微硬度分布明显不同，BM的显微硬度有向HAZ方向增加的趋势，而9号样品则呈现相反的趋势。

图11 1号特征区的宏观组织和水平显微硬度分布 6个样本

图12 1号特征区的宏观组织和水平显微硬度分布 9样品

同样明显的是，其他特征区域的显微硬度在所检查的焊缝中表现出显着差异。 在HAZ中，No.6和No.9焊缝的显微硬度值分别为388-406和364-385 HV 0.1。 在FZs中，相同试样对应的显微硬度值在415-429之间，370-380 HV 0.1。

母体金属的显微硬度值水平与给定合金通常可达到的值一致，并且与 Gao 等人获得的结果一致。 和奇石乐等人。 然而，有趣的是，与 6 号焊缝的相同区域相比，9 号焊缝的 HAZ 附近区域的显微硬度有所降低。

Run 15 的宏观结构（2.5 mm 基板厚度，0 s IDT，25°C，平行孵化模式，10 层沉积）。 作为激光沉积 Ti-6Al-4V 的特征，先前的大 β 晶粒沿沉积层的构建方向延伸并跨越多个沉积层，这已在先前的研究工作中得到证实（Kelly 和 Kampe，2004 年；Kobryn 和Semiatin，2003 年；Kobryn 等人，2000 年）。

9号焊缝靠近热影响区的BM显微组织明显粗化。 这是由于材料的热输入较高，请参见表 2，这不仅会导致焊缝中的典型区域更宽，而且还会导致热影响持续时间更长的相邻区域。 因此，材料可能会在这个较薄的区域进行额外的退火，这意味着硬度会降低。

表2 激光焊接参数对焊缝宏观性能的影响

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，并且可以归因于较硬的 α'-马氏体部分或完全替代了较软的 α/β-退火微观结构。 但9号焊缝特征区硬度略低于6号焊缝。 这与图 6 和图 7 中显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，增加熔融钛合金的冷却速率会导致微观结构细化，从而增加显微硬度和材料的强度。 因此，我们可以得出结论，目前的结果具有很高的可靠性，并且与不同作者最近发表的结果一致。

拉伸测试和断裂分析

图13 激光焊接Ti-6Al-4V试样No.6(a)和No.9(b)的典型应力-应变曲线

图13描绘了激光焊接Ti-6Al-4V试样No.6和No.9的应力-应变曲线。结果表明，No.6试样的极限抗拉强度略高于No.9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 号样品表现出明显更高的延展性。

表3 焊接试样拉伸试验所得与计算值

试验后的拉伸试样如图14所示。显然，6号系列与9号系列在断裂位置上存在明显差异。 对于 6 号系列，断口位于远离热影响区的基材中，而对于 9 号系列，断口靠近这些区域（样品 9.2 中略有例外）。 此外，后者表现出不太明显的地形，并且相对于单轴载荷方向几乎完全垂直。

图14 拉伸试样试验后形貌

图 15 所示的代表性断口显示了 6 号和 9 号激光焊接试样母材的延性（韧窝）断裂模式。此外，与 9 号试样相比，6 号试样的断口更深和更均匀（尺寸）的凹坑，这证实了样品号具有更好的延展性。

图15 6号试样(a)和9号试样(b)拉伸后母材典型断口形貌二次电子像

此外，在某些情况下，9 号试样的断裂表面显示出较粗糙的韧窝（箭头标记）。 图 6 和图 7 中的 SEM 图像显示，与 6 号焊缝相比，9 号焊缝热影响区附近的母材明显粗糙。 如图 11 和 12 所示，这两个样品之间的晶粒尺寸差异反映在显微硬度分布中。 9 号样品获得的较低硬度导致断裂点位于热影响区附近的微区。 例如，正如 Hansen 报道的那样，6 号试样的 UTS 值略高（同时塑性略有改善）可归因于众所周知的 Hall-Petch 强化效应。

表 4 总结了焊缝中熔融和快速凝固材料的拉伸试验结果。 结果表明，No.6焊接参数组合产生的UTS略高于No.9焊接参数组合产生的UTS。 如图 11 和 12 所示，结果与两个焊缝的熔合区测得的显微硬度值大体吻合。 此外，这意味着 6 号焊接接头（见图 6、7、9 和 10）熔合区中更精细的微观结构对熔合区材料的强度具有有利影响。 相比之下，6 号焊缝的熔合区塑性略低（由面积减少表示，见表 4）。

表4 焊接接头V型缺口熔合区拉伸试验求值与计算值

为了说明焊缝内（熔合区内）母材和重熔材料的拉伸试验行为之间的差异，图 16 显示了 6 号焊缝熔合区断裂面的示例。虽然断裂表面最初看起来相当延展，如图 16（a）所示，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，表明比典型情况更脆的行为，例如，母体金属，参见图 15。

这种断裂行为可归因于微观结构状态焊接接头分类，其中更具延展性的原始 α + β 结构被熔合区中的马氏体（和少量剩余的 β 相）所取代。 图 16(b) 中的高倍 SEM 显微照片显示几乎完全没有剪切唇和大平面剥落的发生，证实了重熔和快速凝固材料的脆性断裂行为。 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上，如表 4 所示。

图16 二次电子图像显示了6号样品熔合区材料的典型断口表面形貌，概观（a）焊接接头分类，以及断口微观形态细节的局部关注（b）

最后，应该注意的是，工业部件中的任何脆性区域通常都是不受欢迎的，应该避免。 然而，金属材料的焊接技术是一个特殊问题，因为主要目标是生产无缺陷（裂纹、气孔、熔深不良等）且对母材的热影响最小的焊接接头。

因此，“最佳”焊接参数的选择总是在尽可能少的热输入后的高冷却速率（但会导致更小的焊池，从而形成亚稳态和更脆的微观结构）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，这与对母材的更显着和不必要的热影响有关。）在本文中，通过比较微观结构和机械性能证明了这一考虑。

综上所述

使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 2 mm 厚的 Ti-6Al-4V 合金板进行激光焊接。 研究了焊接接头的宏观组织和显微组织、显微硬度分布和拉伸试验参数。 获得的结果得出以下主要结论：

应使用氩气作为保护气体，以保护焊接材料不被氧化。

必须使用 42.75 J/mm 的最小热输入才能获得具有可接受的熔深和几何形状的焊缝。

在42.75j/mm的热输入下，焊接接头组织细密，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微观结构显着粗化。 此外，在这种情况下，靠近焊缝热影响区的母材组织显着粗化。

由于大量马氏体的存在，熔合区材料的硬度高于母材。 过多的热输入会导致热影响区附近母材的显微硬度显着降低，从而导致焊接材料的机械性能（强度、延展性）下降。

由于较软的 α + β 微观结构被较硬但较脆的马氏体所取代，熔合区材料具有更高的强度和显微硬度，但延展性较低。

因此，很明显，使用给定的激光装置焊接 2 mm 厚的 Ti-6Al-4V 合金板材的最佳热输入约为 43 J/mm，焊接接头时应使用氩气作为保护气体.

资料来源：盘式激光焊接 Ti-6Al-4V 合金接头的微观结构和机械特性研究，ASM 国际，doi.org/10.1007/s11665-019-04539-5

参考资料：C. Veiga、JP Davim 和 A.JR Loureiro，《钛合金的特性和应用：简要回顾》，Rev. Adv. 母校。 Sci., 2012, 32, p 133–148, VAR Henriques，用于航空航天应用的钛生产，J. Aerosp。 技术。 Manag., 2009, 1, p 7–17

文末

江苏激光联盟陈长军原创作品！