机械|Ti-6Al-4V合金碟片激光焊接接头组织与力学特性研究（贰）( 二 ) 机械

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。