Ti-6Al-4V合金碟片激光焊接接头组织与力学特性研究 （壹）

江苏激光联盟导读：

本文探讨了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。

摘要

本文报道了2mm厚Ti-6Al-4V合金薄板的激光焊接。采用不同的工艺参数组合（保护气体、激光束功率、焦点位置、焊接速度）。激光焊接参数与焊接接头的宏观和微观组织、显微硬度、焊接材料的拉伸性能以及焊接接头本身有关。已经确定，氩气作为保护气体比氦气更可取。为了制造具有良好熔深和几何形状的焊接接头，应将至少42.75 J/mm的热量输入到材料中。在这种情况下，焊缝组织细小，含有针状马氏体和少量残余β相，焊缝和母材均表现出良好的力学性能。当超过材料的最佳热输入时，焊接材料的微观结构粗化和机械性能劣化会发生。

介绍

在过去几年中，对轻质材料的需求大幅增加，主要是在燃料消耗和耐恶劣工作条件是关键方面的工业部门。特别是，钛合金的使用正在许多领域迅速推广。由于其高强度重量比、良好的断裂韧性、耐腐蚀性、疲劳性能和理想的高温性能，这些合金目前用于许多航空航天、核和汽车应用。

海绵钛生产的市场份额（Seong，2009) 俄罗斯、哈萨克斯坦和日本主导海绵钛生产。海绵钛的供应仅限于9家有缺陷的生产商。俄罗斯、哈萨克斯坦和日本目前估计占世界产量的75%（如图），约为73000吨（Henriques，2008年）。俄罗斯VSMPO Avisma集团在钛市场的作用将显著增长，2004年运营能力达到24000吨/年。最近与Allvac（Allegheny Technologies）的合作也为其在钛金属最大消费国美国的销售提供了更好的基础（Seong，2009）。

钛具有低密度（4.5 g/cm3）、约57%的钢（7.83 g/cm3）和高熔点(~ 1678°C）等特点，这表明了所选钛合金/金属间化合物在高温应用中的可能用途。此外，暴露在空气中会形成稳定的保护性表面氧化膜，防止在室温和许多化学环境（包括盐水）中进一步氧化。钛合金的高温加工取决于纯钛的同素异形转变。在883°C下，钛从称为α（α）相的六方密排（hcp）晶体结构转变为称为β相的体心立方（bcc）结构。

CTA为海绵钛生产开发的反应釜设备（Henriques，2008）。钛在高温下对氧表现出很高的亲和力。因此，强烈建议在高温应用中使用惰性气氛保护钛合金表面。通过添加稳定α相或β相的合金元素，或通过热机械加工，已开发出具有不同机械性能的各种合金。根据实际相组成，钛合金可分为三大类：α-合金、β-合金和α-合金 + β-合金。

α + β-合金的微观结构由α-相和β-相的混合物组成，在室温下可能含有10%到50%的β-相。这类钛合金占所有生产钛合金的70%以上。最广泛使用的传统α + β-合金是Ti-6A1-4V（Ti64），其中铝充当α-稳定剂，钒是β-稳定元素。这种合金具有优良的强度和韧性以及优异的耐腐蚀性。

它用于航空航天应用，如飞机涡轮和压缩机叶片、压力容器和外科植入物。α + β-合金被认为是可焊接的，但其蠕变强度水平低于α-合金。通过适当的热处理可以改善这些合金的性能，从而控制β相的数量和组织特征。最常用的治疗方法是α + β-合金包括固溶处理，然后在480-650°C的温度范围内进行时效处理。这样的处理计划会产生精细的微观结构，其中包括α-和β-针状物的混合物。

惰性气体弧焊工艺通常用于组装钛合金部件和管道系统。然而，激光束焊接（LBW）可产生高深宽比和窄热影响区（HAZ）的焊缝，这是由于焊接材料的热输入减少。例如，在连接变形是主要问题的薄组件时，这可能是有益的。

两张图分别显示了样品胎圈外观。两张宏观图均显示了工件中不同热循环产生的几个可识别区域。实现了全穿透条件。由于制备程序和工艺参数，主要的几何缺陷，如底部填充、错位、下垂、咬边、缺乏或过度渗透，均在可接受的范围内。尽管填充丝沉积通常会导致填充过度，但在自焊过程中也会发生这种情况。它源于影响熔池运动的各种因素的组合。保护气体流量过大、金属液纵向流动、板材收缩和焊接速度不足是最主要的影响因素。

此外，LBW可以很容易地自动化，这使得在各种应用中提高劳动生产率成为可能。因此，传统的钛合金电弧焊已逐渐被激光焊接所取代。激光焊接件的性能不仅取决于热输入本身。此外，小孔和熔池的动态特性可能在最终焊缝几何形状的形成中发挥重要作用，从而影响焊接部件的性能。因此，我们高度重视仔细控制焊接参数，以影响上述熔池特性。

许多研究人员调查了使用不同类型的现有激光器（即CO2激光器、Nd/YAG激光器、圆盘激光器和二极管激光器）制作的焊接试样的质量。根据功率密度的不同，激光焊接可以在两种不同的焊接模式下进行，即传导模式或小孔模式。焊接模式会对焊接件的均匀性和完整性产生重大影响。例如，Tobar等人报告，与小孔焊接模式相比，由于熔池的稳定性更好，通过传导模式制造的焊接接头中的缺陷数量更少。

接收材料的微观结构。收到的两相Eti6Al4V合金的微观结构主要由晶间体心立方β相（深色）组成，分散在等轴六方密排α相（浅色）区域中。

然而，在大多数情况下，使用锁孔模式是可取的，因为在锁孔底部传输更多的束流能量会导致更深的穿透。Gursel研究了如何通过控制工艺参数来降低Ti-6Al-4V薄板LBW中的裂纹倾向，并报告了随着熔融金属冷却速度的降低，形成裂纹的倾向降低。Costa等人对由6.5mm厚Ti-6Al-4V薄板制成的焊接接头进行了详细的实验研究。

激光焊缝：（a）5.2kW峰值功率；（b）峰值功率3.9千瓦；（c）峰值功率2.6千瓦；（d） 3.9 kW峰值功率和1级钛合金填料。在焊接应用过程中，脉冲能量和填充材料会影响裂纹风险。SEM图像显示了以三种不同峰值功率水平焊接的试样的接缝、过渡区和裂纹。每层在焊缝和过渡区产生不同的焊缝形状和裂纹。当使用5级填料时，出现裂纹或裂纹风险。然而，对于1级填料，未观察到任何裂纹。

他们指出，高功率和高焊接速度的使用会产生无缺陷的焊接接头，而高功率和低焊接速度会导致焊接缺陷的形成。此外，已经发现，在低功率和极低焊接速度下进行的焊接，有助于产生极高的热输入，表现出非常大的焊道，这是典型的传导焊接模式，有时没有完全熔透。

与此相反，在较低的焊接功率和较高的焊接速度下，仅发生部分熔透。Fang和Zhang表示，使用过高的光束功率（或比热输入）可能会导致焊接部件出现不可接受的高变形。Gao等人指出，与TIG焊接接头相比，Ti-6Al-4V激光束焊接接头具有更高的强度和塑性。最后，还尝试提高Ti-6Al-4V薄板焊接接头的机械性能。

如上述文献综述所示，使用熔焊技术生产质量可接受的Ti-6Al-4V薄板焊接接头相对困难。这主要是由于该材料对适当选择焊接参数的敏感性，以及由于Ti-6Al-4V通过与大气中的氧气反应形成氧化物的高度倾向。因此，有必要仔细调整焊接参数，并用保护气体保护材料。然而，迄今为止，还没有对不同焊接条件对材料微观结构和性能的影响进行全面研究。本文试图克服这种状况，对上述问题进行全面的研究。

在本研究中，采用多种焊接参数在Ti-6Al-4V板材上进行了LBW试验。研究了这些参数对焊接接头熔深、熔合区宽度以及热影响区宽度的影响。通过光学显微镜、扫描电子显微镜和显微分析以及透射电子显微镜对熔合区、热影响区和基材的微观结构进行了表征。建立了显微组织、硬度、极限抗拉强度和延展性之间的关系。拉伸强度试验所得结果与拉伸试验试样的断口分析相结合。

实验

实验材料为2.0 mm厚的Ti-6Al-4V（5级）薄板，处于退火状态（720°C，持续1h），标称成分（以重量百分比计）为6.1%的Al、4.0%的V、0.05%的Fe、0.3%的W、0.1%的C、0.05%的N、0.2%的O、0.01%的h和Ti。根据适当的ASTM标准（参考文献32），材料供应商还声明了以下热物理和（最低保证）机械性能：导热系数K = 6.7 W/（m K），熔化温度Tm = 1650°C，密度ρ = 4430 kg/m3，极限抗拉强度UTS = 950 MPa，屈服强度YS = 880MPa，杨氏模量E = 114 GPa，延展性A = 14%，维氏硬度HV = 349

图1实验材料Ti-6Al-4V在接收(退火)状态下的微观结构

图2显示接收材料微观结构的SEM显微图以及相应的Al、Ti和V的EDS图

母材的微观结构包含六方密排α相（浅色）和晶间体心立方β相（深色）的细长晶粒，分布在α相的边界处（图1）。更详细的SEM显微照片（图2）和相应的能量色散光谱（EDS）结果显示了接收态材料Ti-6Al-4V中主要元素的面积分布。表1还列出了α相和β相中主要元素的含量。

表1 接收（退火）Ti6Al4V合金不同阶段的主要元素含量

图3 试样固定系统（a），显示实验LBW过程中保护气体喷嘴和激光束设置的示意图（b）

将收到的板材切割成尺寸为110的试样 × 70 × 2毫米。焊接前，用乙醇清洁板材表面，以去除任何表面污染物。为了防止焊接过程中经常出现的不良变形，用两个带夹具的固定板将试样夹在夹具上，见图3（a）。

采用对接单方形坡口焊，试样之间无间隙。焊接方向与板材的轧制方向垂直。采用Trumpf盘式激光品牌TruDisk 4002进行焊接试验，该品牌激光电缆直径为200μm，辐射波长为1030nm。束斑直径为0.2mm。对于小孔模式焊接，在焊接速度为30、40和50 mm/s时，使用1.5-1.9 kW范围内的激光束功率。焦点位置在表面上为0-0，或− 1及− 表面下2 mm，或+ 离表面2毫米。

为避免熔融金属（通常为焊接接头）与大气中的水分和氧气发生反应，焊接接头用纯氩气或氦气进行完全保护。焊接接头的屏蔽示意图如图3（b）所示。焊接接头的前保护由三个喷嘴进行，每个喷嘴的气体流速为7 l/min。在气体流量为7 l/min时，采用单喷嘴进行背面屏蔽。总流量为28 l/min。这种双重保护气体配置允许在整个焊接过程中保持稳定的小孔。

所有阳极氧化到较低电位的样品都以非晶态模式为特征。在硫酸中获得的所有系列二级样品中观察到相同的趋势，这表明该溶液产生半结晶氧化物，锐钛矿或金红石晶体嵌入变形基质中。最后，ti-tanium合金的阳极氧化导致了类似的结果，尽管与在类似条件下阳极氧化的2级钛相比，锐钛矿峰的强度较低。

总共进行了10个焊接接头，每个接头的焊接参数不同。焊接参数和焊接接头的热输入如表1所示。使用公式Q计算激光焊接接头的实际热输入 = ηP/v，其中Q表示热输入（J/mm），P表示激光束功率（W），v表示焊接速度（mm/s），η表示小孔焊接模式下激光辐照的吸收系数。η的值 = 根据文献数据，当前研究中考虑了0.9，其中报告了非常高的总能量吸收水平（90%甚至略高）

所有十个样品首先进行目视检查。为此，使用照度为1450 lux的Lutron LX-103。目测检查的主要参数包括熔深质量、焊缝几何结构（特定焊缝特征区的宽度均匀性）、表面质量（没有进一步考虑具有过高形貌的焊缝）以及由氧化色标表示的氧化水平（例如，正如Diamanti等人所建议的那样）。为了更详细地检查焊缝质量，使用了光学显微镜蔡司AxioCam。根据目视检查结果，有两个焊缝（6号和9号焊缝）。因此，以下所有试验方法仅适用于这两个焊缝。

对于宏观结构和微观结构研究，试样沿焊接方向横向剖切，安装在环氧树脂中，使用金相金刚砂纸（240、600和1200粒度）研磨，并使用金刚石泥浆（9、3和1µm）抛光然后，使用克罗尔试剂（92 ml蒸馏水）对试样进行化学蚀刻20s + 6毫升硝酸 + 2毫升氟化氢）。

研究通过共聚焦激光扫描显微镜蔡司LSM 700获得光学图像。使用扫描电子显微镜（SEM）JEOL JSM-7600F，在10或15 kV的加速电压下运行，并与能量色散光谱仪（EDS）（牛津仪器）进行更详细的微观结构检查.相同的仪器用于拉伸试样的断口分析。

透射电子显微镜（TEM）为了深入观察母材和选定熔合区的亚显微组织，采用了以下方法制备了TEM薄箔：从特征区提取0.5 mm厚的板，然后从板上切下直径为3 mm的圆盘，并对其进行机械减薄，使其达到thi厚度约为0.1 mm。通过使用喷射电解抛光TENUPOL 5装置，在含有HNO3和CH3OH的电解液中，以3:7的比例，在0°C和15 V的偏压下实现最终稀释，以获得中心孔附近的透明区域。在200 kV下运行的JEOL 200 CX显微镜上获得TEM显微照片加速电压。该分析与电子衍射相结合，以确定特定的相位。

通过使用压痕仪1100维氏显微硬度测试装置，采用全自动测试循环，获得整个焊缝的显微硬度曲线。压痕在0.981 N（HV 0.1）的载荷下完成并持续10 s。根据相应ASTM标准的要求，两个相邻压痕之间的最小距离保持在0.2 mm。

图4 拉伸试样（A）和将试样放置在焊接板（b）中的示意图

使用WPM ZDM 5/91拉伸试验机在室温下进行拉伸试验，加载速率为1 mm/min，直至断裂。测量系统配有测功机和SPIDER 8应变仪。这使得测量数量能够数字化。拉伸试样（图4a）从焊接板上切下（图4b），以防止焊接接头产生不必要的热影响。

总共，在两种焊接参数组合下测试了三个试样，以确定焊接材料的拉伸性能。然后，计算所得数据的平均值和标准偏差。此外，V-no在这些焊接接头的熔合区进行TCHE，以确定焊接后快速凝固材料的强度。由于Ti6Al4V合金没有明确的屈服点，因此使用0.2%应变偏移法确定材料的屈服强度。

通过计算公式1，估算了6号和9号焊缝熔合区熔化材料的冷却速率

公式中R为冷却速率(K/s);T为β-过渡温度(1268 K (Ref 37));T0为室温(293 K);K为热导率(6.7 W/m K);ρ是材料的密度(4430kg /m3);C为比热(561 J/kg.K);V为焊接速度(m/s);S为焊接试样的厚度(0.002 m);P为激光束功率(W);η为吸收系数(0.9)。

结果和讨论

宏观组织与微观组织分析

表2总结了激光焊接的目视检查结果。结果表明，使用氦气作为保护气体（1号、2号和3号焊缝）会导致焊缝大量氧化，也会导致未完全熔透。焊接参数4、5和6的组合产生了几何形状令人满意的焊缝，但焊缝4和5的宽度似乎太大。

表2 激光焊接参数对焊缝宏观特性的影响

本研究选择6号焊缝进行更详细的分析。7号焊缝显示出相对较差的熔透，这是由于材料中的功率输入过低所致。焊接参数（8、9和10）的组合产生了宽度较大的焊接接头，但在所有这三种情况下，焊缝几何形状和贯穿件都令人满意。然后根据焊接参数的差异选择参考（6号焊缝）。换言之，9号焊缝是通过使用在许多方面（焊接速度、焦点位置和相应的热量输入）不同于6号焊缝的焊接参数制作的。

图5所选焊接接头的横截面光学图像显示了不同的焊接区域：实验样品中的熔合区（FZ）、热影响区（HAZ）和母材（BM）：（a）样品6的V形，（b）样品9的X形

图5显示了6号和9号激光束焊接接头的横截面图像。焊接接头的横截面可分为三个典型区域：母材（BM）、热影响区（HAZ）和熔合区（FZ）。根据Casalino等人的建议，焊接接头的外形分为以下两种类型，V形和X形。如图5（a）所示，在较低的热输入（焊缝6）下获得的横截面为V形。相反，较高的热输入将焊缝宏观形态从V形改变为X形，焊缝编号9，如图5（b）所示。两种焊缝均表现出良好的均匀性、全熔透性和无气孔或裂纹等缺陷。这一发现证实了Gursel（参考文献27）和Costa等人）获得的结果，他们报告说，仔细控制焊接参数可以确保形成无缺陷的焊接接头。

此外，图5清楚地表明，与图5（a）和（b）中的宏图相比，较高的热输入产生特征区更宽的焊缝。例如，9号焊缝的热影响区宽度约为600μm，而6号焊缝的热影响区宽度仅为400μm。

一系列SEM图像（图6）显示了6号激光焊接Ti-6Al-4V接头的典型微观结构。母材（BM）由略微拉长的较深的α-颗粒组成，周围是半连续的白色β-结构。图6（b）显示了瞬态区域（BM/HAZ）。在HAZ的这一部分中，典型的退火微观结构转变为保持先前存在的半连续β-形成的微观结构，但原始α-晶粒部分转变为非常细小的层状α/β-混合物。热影响区的第二部分，图6（c），加热到α-β-转变温度以上（靠近熔合区），由较粗的β-结构和β-相分解产物组成。这些产物看起来比β相暗，由于其特征尺寸小，很难区分它们。

图6 显示6号焊接接头微观结构的SEM显微照片：（a）母材，（b）界面母材/热影响区，（c）热影响区，（d）熔合区

此外，这部分热影响区含有针状α′相的精细结构，这是β相快速冷却的结果。换言之，靠近FZ的HAZ分区经历部分α→ β-加热过程中的相变，以及β→，在冷却过程中会发生α′-转变。细针状α′粒子的存在表明冷却速度足够快，可以在热影响区的上述分区形成马氏体。图6（d）中的SEM图像显示针状马氏体微观结构与针状细马氏体一起出现在FZ中。在FZ中未发现α相，这意味着此处的凝固和冷却速度较高。针状马氏体的形成长度大多在30至50µm之间。

图7 显示9号焊接接头微观结构的SEM显微照片：（a）母材，（b）界面母材/热影响区，（c）热影响区，（d）熔合区

图7中的SEM显微照片显示了9号接头的基材、热影响区和熔合区。从定性角度来看，BM的微观结构与6号焊缝相应区域的微观结构不同，它由细长的α晶粒和β相组成。然而，与图6（a）中的显微结构相比，显微结构显示出广泛的粗化。如图7（b）、（c）和（d）中的SEM图像所示，接头的其他特征区域也明显显示了微观结构的粗化。

例如，图7（b）所示的热影响区（加热温度低于α/β-转变温度）中β相的形成明显比图6（b）所示的粗得多。在经历相变的HAZ部分，图7（c），针状马氏体的结构粗化最为明显。最后，图7（d）和图6（d）比较，熔合区马氏体显著生长。

对6号和9号两个接头之间微观结构差异的解释值得仔细注意。首先，应提及的是，分析的焊缝在引入材料的热量输入方面有所不同，见表2。乍一看，这种差异反映在这些焊接件的特征区宽度值上，图4-由于热影响较大，这些区在9号焊缝中的宽度较大。

图6和图7中的详细SEM显微照片能够揭示两个焊缝微观结构的明显变化。在9号焊接接头的FZ中发现了较粗的凝固态组织，这与其他作者最近发表的出版物一致。例如，Gao等人分析了重叠因子对脉冲Nd/YAG激光制成的Ti-Al6-4V合金焊接接头微观结构的影响。

他们观察到，随着重叠的增加，即冷却速度的降低，FZ中原有的β-晶粒变得更粗。同一作者还报告了随着重叠因子的增加，热影响区的尺寸增加，这与显著的微观结构粗化有关。Cao和Jahazi和Wu等人也观察到随着激光焊接速度的降低，特征区尺寸增大的趋势。后一篇论文的作者还指出，当熔池尺寸减小时，马氏体针状体变短变薄。换言之，激光焊接中产生的显微组织与熔池参数之间存在直接关系。最后，Elmer等人还指出，热影响区中α-到β-转化的水平取决于热输入。该发现与图6（c）和图7（c）所示的所得结果非常一致，可见，较高的热输入不仅产生较粗的针状马氏体颗粒，而且其数量也同时增加。

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

未完待续

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