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）( 三 ) 机械

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。