引言

β 钛合金拥有优异的比强度、抗侵蚀性以及抗委顿机能，在航空航天、生物医学和海洋工程中利用宽泛 [1]
。在现实出产造作过程中，不成预防线会使用焊接工艺，与其他焊接步骤对比，激光焊接拥有热输入幼、焊缝成型美观、焊后变形幼和自动化水平高蹬着点 [2-3]，在现实加工中得到了宽泛利用
。

钛合金加工过程的焊接热循环对显微组织演变有显著影响，Zhang [4]、方乃文 [5] 等人别离通过扭转热输入和冷却速度，钻研了分歧焊接热循环前提下显微组织的演变法规
。在现实焊接过程中，通过激光功率、扫描速度等工艺参数调整激光焊接热输入的值，进而使焊接热循环产生变动，这是极度有效的步骤
。激光焊接热输入对焊接接头成形及显微组织有着沉要影响
。激光焊接过程中焊接速度和激光功率会对焊接质量和焊缝描摹产生影响
。Zhan [6] 等人钻研了激光功率和焊接速度对 TA15 合金焊接质量的影响
。了局批注，激光功率过大会增长熔池和匙孔的不不变性，进而导致气孔缺点增多
。Zhang [7] 等人钻研了热输入对 Ti60 合金激光焊接接头宏观描摹的影响
。随着激光热输入的增长，焊缝区的宏观描摹由 T 形变为 X 形，X 形焊缝的下部易形成气孔缺点影响焊接质量
。Squillace [8] 等人在 TC4 激光焊接过程中发现热输入的增长扭转了接头的焊接模式，随着热输入的增长，焊接模式由以热传导模式为主变为以匙孔模式为主
。Cheng [9] 等人进一步用熔池中流体流动个性和匙孔中金属蒸气的动态行为诠氏缢热输入扭转接头焊接模式和熔池描摹的内涵原因
。Kumar [10]、Zhang [11] 等人的钻研了局批注，随着热输入的增长，焊缝宽度增长，宏观描摹扭转，晶粒尺寸变大，且热输入的增长不会对焊缝的物相组成产生影响
。Wei [12] 等人的钻研了局批注，热输入的变动显著影响了熔池天堑处的温度梯度和最大热流方向，进一步使熔池描摹和熔池内晶粒成长模式产生扭转，观察到随着热输入的增长，焊缝区域的晶粒尺寸增大和焊缝中心线左近有等轴晶形成等
。熔池凝固过程中，随热输入变动，焊接接头显微组织数量、尺寸和描摹产生变动，焊接接头的综合机能随之变动
。

目前对于 β 钛合金的钻研偏沉工艺开发和成分优化，对于 β 钛合金焊接热输入的钻研较少
。本文选取分歧热输入对 TB9 钛合金进行激光焊接试验，钻研 TB9 钛合金激光焊接过程中的显微组织演变，探求分歧热输入对焊接接头显微组织的影响，选取数值仿照步骤揭示了焊接接头分歧区域由于受热作用分歧显微组织产生差距的内涵原因，有关钻研了局对该合金的焊接工艺优化拥有参考意思
。

1、试验资料与步骤

试验资料为直径 45mm 的 TB9 热轧棒材，合金化学成分如表 1 所示
。TB9 合金的初始状态为固溶态，激光焊接前对 TB9 合金进行固溶时效处置，热处置后的显微组织如图 1 所示
。固溶时效处置后的 TB9 合金显微组织重要由基体 β 相、较为粗壮的 α_p相和藐幼的α_s相组成
。其中 α_p相源自 650℃-1h 时效处置，α 相源自 500℃-24h 时效处置
。在 β 相晶界地位可见粗壮陆续的晶界α_GB相
。

激光焊接前选取线切割将热处置后的 TB9 合金棒材切割成片状，尺寸为 70mm×22.5mm×2mm
。选取磨床去除片状试样表表的切割痕迹，并进一步用钢丝球打磨试样表表使其露出金属光泽，再经酸洗烘干处置后进行焊接
。在激光焊接过程中，选用 99% 的氩气；ふ婕氨趁嫒鄢
。焊缝正面和背面；て辶髁勘鹄胛 20L/min 和 3L/min
。通过节造激光功率钻研分歧焊接热输入对 TB9 合金激光焊接接头显微组织的影响，激光焊接工艺参数如表 2 所示
。金相试样的取样方向垂直于焊缝，同样选取线切割步骤造备试样
。选取光学显微镜和场发射扫描电镜观察焊接接头的显微组织，选取 EBSD（电子背散射衍射）分析接头分歧区域的晶粒尺寸、焊缝宽度以及大幼角度晶界散布等
。

为进一步揭示焊接热输入与显微组织之间的关系，通过有限元数值仿照步骤推算了焊缝和扰装响区的热循环曲线，数值仿照所选取的 TB9 合金在 400℃以内的热物理参数来自文件 [13]，如表 3 所示，对于 400℃以上的值，通过线性插值和线性表推得到
。选取复合热源模型对熔池描摹进行对比验证，面热源方程和体热源方程别离如式（1）、式（2）所示 [14]，其中 Q 为激光焊接功率，n 为有效系数，f 为激光功率分配系数，R 为面热源有效半径，R?为体热源上部半径，R_b为体热源下部半径，H 为体热源作用深度
。以热输入为 48J/mm 为例，相应热源参数如表 4 所示
。通过对热源参数的调整，数值仿照了局与现实焊接了局吻合较好，如图 2 所示
。

2、 了局与会商

2.1 焊接接头宏观描摹

TB9 激光焊接接头从焊缝中心线到母材有较大的温度梯度，使得焊接接头有不均匀的显微组织
。热输入为 90J/mm，焊接接头的金相组织如图 3 所示
Ｄ芄豢闯，焊接接头质量优良，无显著焊接缺点
。焊缝区域无显著第二相产生，如图 3b 所示，焊缝区域可见粗壮的原始 β 柱状晶界
。扰装响区显微组织出现出显著的梯度过渡描摹，随与熔合线距离的增长，逐步有弥散散布的针状相在等轴 β 相晶内和晶界析出，相数量逐步增多
。

2.2 热输入对 TB9 激光焊接接头显微组织的影响

选取 EBSD 步骤分析了分歧热输入下 TB9 钛合金的激光焊接接头描摹，如图 4 所示
。由图 4 能够看出，焊缝和扰装响区内重要是大角度晶界，幼角度晶界较少
。此表，焊缝的显微组织重要由柱状晶组成
。随着热输入的增长，焊缝内的晶粒逐步粗壮，中心地位形成等轴晶的趋向越发显著
。在热输入为 90J/mm 时，观察到焊缝中心有大量等轴晶天生，如图 4d 所示
。

焊缝晶粒成长模式重要受熔池液态金属的温度梯度节造，热输入为 90J/mm 时焊缝区域晶粒成长模式示意如图 5 所示
。自熔合线到焊缝中心线，温度梯度降低，结晶方式顺次变为胞状晶、胞状树枝晶和等轴晶
。熔合线左近温度梯度大，液态金属依附母材急剧散热凝固，以半溶解的晶粒为形核质点，沿着温度梯度方向重要以胞状晶和胞状树枝晶方式形核成长为柱状晶
。焊缝中心地位的液态金属受激光热源的持续作用，只能通过液态金属散热，温度梯度较幼，结晶方式由胞状树枝晶转变为等轴树枝晶
。

通过数值仿照能够得到热输入对焊缝峰值温度以及熔池持续功夫的影响，如图 6 所示
。随着热输入的增长，焊缝中能达到的峰值温度会显著增长，液态熔池的存在功夫也变得更长
。在热输入为 90J/mm 时，峰值温度最大，熔池的持续功夫最长，焊缝中心区域温度梯度很幼，等轴晶可在胞状树枝晶结尾天生
。同时，随热输入增长，冷却速度减幼，焊缝晶粒尺寸增长
。

TB9 焊缝显微组织如图 7 所示
。焊缝中心线左近的 β 相晶粒如图 7a 所示，熔合线左近的柱状 β 相晶粒如图 7b 所示
。焊缝区的显微组织为单一的 β 相，未观察到第二相析出
。

在分歧热输入下，激光焊接 TB9 合金焊缝的组织均为单一的 β 相
。β 钛合金或近 β 钛合金在溶解焊步骤（如激光焊、电子束焊），焊缝中的物相常由单一 β 相组成
。其原因一方面是由于在 β 钛合金成分中含有较多的 β 相不变元素，另一方面则是由于溶解焊接过程极快的冷却速度
。从成分上看，TB9 合金中含有较多的 Mo、Cr、V 元素，这些 β 相不变元素可将高温下形成的 β 相不变至室温
。钛合金中常用钼当量 [Mo]?q 来衡量钛合金中 β 相不变元素的含量，其推算公式如式（3）所示
。通常以为，当钛合金中的 [Mo]?q 大于 10% 时，在急剧冷却前提下能够获得单一 β 相组织
。凭据式（3）推算得出 TB9 钛合金 [Mo] 约为 20%
。因而，TB9 钛合金激光焊接焊缝中在高温时形成的 β 相能够被不变至室温前提
。

除成分表，冷却速度也会影响单一 β 相组织的形成
。已有钻研批注，随着 [Mo]?q 升高，β 相的不变性提高，β→α 转变的临界冷却速度会相应降低，使得相在冷却过程中难以析出
。Ti-6Al-4V β-CEZ、Ti-5321、Ti-1300、Ti-B19 对应的 [Mo]?q 别离为 2.7%、5.1%、10.3%、12.8%、15%，对应的 β→α 转变冷却速度顺次为 20℃/s、10℃/s、4℃/s、3℃/s、0.3℃/s [15-18]
。凭据式（3），TB9 钛合金现实 [Mo]?q 为 20%，这意味着其临界冷却速度幼于 0.3℃/s
。

选取数值仿照步骤得到分歧热输入下的焊缝热循环曲线，进而推算得到相应的冷却速度，如图 8 所示
。在加热阶段，随着温度的升高，TB9 钛合金中产生 α→β 转变，α_p和 α 逐步齐全转变为 β 相，当温度持续升高直至高于母材熔点时，形成液态熔池
。在冷却阶段，热输入为 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 时，焊缝的均匀冷却速度别离为 333℃/s、276℃/s、265℃/s、226℃/s
。随热输入增长，均匀冷却速度降落，分歧热输入下焊缝的均匀冷却速度均远高于 β→α 转变的临界冷却速度
。因而，高温下天生的 β 相可能不变维持至室温，不产生 β→α 转变
。

对比图 4 中分歧热输入下焊缝描摹还能够看出随着激光热输入的增长，焊缝的宏观描摹由 T 形变为 X 形，宽度也随之增长
。当热输入为 48J/mm、60J/mm、72J/mm、90J/mm 时，焊缝宽度别离为 1009μm、1489μm、2130μm、2404μm，如图 4 所示
。焊接接头宏观描摹类型与匙孔效应有关 [7-9,12]，钻研批注，焊缝的宏观描摹由 T 形变为 X 形起源于金属蒸气和 Marangoni 对流的共同作用
。由于激光能量密度高，资料表表在激光作用下产生溶解和汽化，所产生的反冲压力使激光作用处的熔池向下凹陷形成匙孔，激光束直接作用于匙孔底部，促使金属进一步溶解和汽化，金属蒸气不休从匙孔底部产生并向表喷发，焊缝描摹深而窄
。由于熔池表表的表表张力梯度和金属蒸气的驱动，在熔池上部匙孔两侧熔池中有 Marangoni 对流产生 [8,19-20]
。在 Marangoni 对流的作用下，液态金属在熔池表表从熔池中心到熔池天堑流动，并在熔池表表以下形成回流
。由于熔池上部的 Marangoni 效应，焊缝上部的宽度大于中部和下部的宽度，在热输入较低时，焊缝的状态为 T 形
。随着热输入的增长，熔池底部被激光穿透，匙孔内的金属蒸气同时从熔池高低表表向表喷出，在金属蒸气驱动下，熔池上部和下部均形成 Marangoni 对流，使焊缝上部和下部的宽度大于中部的宽度，形成了 X 形焊缝
。

2.3 热输入对焊接接头扰装响区显微组织的影响

热输入为 90J/mm 时 TB9 钛合金激光焊接接头扰装响区的显微组织如图 9 所示
。扰装响区能够细分为三个区域，距熔合线由近及远别离为近扰装响区（Ⅰ）、中扰装响区（Ⅱ）、远扰装响区（Ⅲ）
。扰装响分辨歧部位显微组织的差距能够用热循环曲线加以诠释，如图 10 所示
。由于近扰装响区（Ⅰ）最靠近焊缝，受到激光热源的热作用最强烈，从热循环曲线可见瞬时最高温度仅略低于熔点
。因而，在近扰装响区的受热过程中会产生 α→β 转变，母材中粗壮的 α_p相和藐幼的α_s相在焊接热作用下均转变为 β 相，冷却过程能否产生 β→α 转变取决于冷却速度
。热输入对近扰装响区冷却速度的影响如图 11 所示，分歧热输入下近扰装响区的均匀冷却速度均远高于 β→α 转变的临界冷却速度
。因而，近扰装响区的物相组成也为单一的 β 相，如图 9b 所示
。中扰装响区（Ⅱ）显微组织由 β 相 + 粗壮的 α_p相组成
。这是由于与焊缝区距离增长，受到的热作用减弱，其峰值温度略高于合金相变温度，晶内部门尺寸较大的 α_p相由于转变不齐全得以保留，α_s相则齐全转变为 β 相，如图 9c 所示
。远扰装响区（Ⅲ）的显微组织为 β 相 +α_p相 + 残留的α_s相
。由于距离焊缝区较远，远扰装响区受到的热作用较弱，地点区域峰值温度仅能使得部门 α 相向 β 相转变
。因而，远扰装响区更多保留了与母材类似的组织描摹，如图 9d 所示
。

热输入对扰装响区宽度的影响如图 12 所示
。随着热输入的增长，焊接接头扰装响区的宽度增长，由 1mm 增长至 2mm
。

TB9 钛合金相变温度 T?约为 750℃[21]，液相线温度 T_Liquidus约为 1650℃[13]
。在加热阶段，随着温度升高到靠近 T?，TB9 钛合金中产生 α→β 转化，温度持续升高到 T_Liquidus，形成液态熔池
。冷却阶段，由于分歧区域受到的热作用分歧，最终的组织也有差距
。

3、结论

（1）通过激光焊接步骤造备了 TB9 钛合金焊接接头，钻研了热输入对焊接接头显微组织的影响法规，重要结论如下：

焊缝重要由 β 相柱状晶组成，随着热输入的增长，焊缝中心液态熔池持续功夫增长，焊缝中心线左近温度梯度较低，推进焊缝中心区域等轴晶的天生以及焊缝晶粒尺寸的增大
。

（2）数值仿照了局批注，热输入的增长使得焊缝的冷却速度降低，但仍大于 β→α 转变的临界冷却速度，结合 TB9 钛合金较高的 [Mo]?q 值，焊缝区高温下天生的 β 相可能不变至室温
。

（3）随着与焊缝区距离的增长，受到的激光热作用减弱，扰装响区显微组织顺次为近扰装响区（单一 β 相）、中扰装响区（β+α_p相）、远扰装响区（β+α_p+α_s相）
。

（4）热输入增长，焊缝的宏观描摹由 T 形变为 X 形，焊缝和扰装响区的宽度均显著增长
。

参考文件

[1] Yumak N, Aslantas K. A review on heat treatment efficiency in metastable β titanium alloys: the role of treatment process and parameters[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020,9(6):15360-15380.

[2] Sadeghian A, Iqbal N. A review on dissimilar laser welding of steel-copper, steel-aluminum, aluminum-copper, and steel-nickel for electric vehicle battery manufacturing[J]. Optics & Laser Technology,2022,146:107595.

[3] 郭雪洋，董彬，秦国梁，等
。窄间隙激光焊接钻研近况与存在的问题 [J]. 电焊机，2024,54 (07):1-11.

[4] Zhang S W, Cong B Q, Zeng Z, et al. Tailoring Weldability for Microstructures in Laser-Welded Near-Titanium Alloy: Insights on Mechanical Properties[J]. Metals,2024,14:690.

[5] 方乃文，郭二军，徐锴，等
。钛合金激光填丝焊缝晶粒成长及相变原位观察 [J]. 中国有色金属学报，2022,32 (6):1665-1672.

[6] Zhan X H, Yan T Y, Gao Q Y, et al. The porosity formation mechanism in the laser welded joint of TA15 titanium alloy[J]. Materials Research Express,2019,6:076558.

[7] Zhang Q B, Ren L N, Lei X W, et al. Effect of Laser Heat Input on the Microstructures and Low-Cycle Fatigue Properties of Ti60 Laser Welded Joints[J]. Crystals,2024,14:677.

[8] Squillace A, Prisco U, Ciliberto S, et al. Effect of welding parameters on morphology and mechanical properties of Ti-6Al-4V laser beam welded butt joints[J]. Journal of Materials Processing Technology,2012,212:427-436.

[9] Cheng H, Zhou L G, Li Q J, et al. Effect of welding parameters on spatter formation in full-penetration laser welding of titanium alloys[J]. Journal of Materials Research and Technology,2021,15:5516-5525.

[10] Kumar B, Bag S, Paul C P, et al. Influence of the mode of laser welding parameters on microstructural morphology in thin sheet Ti6Al4V alloy[J]. Optics and Laser Technology,2020,131:106456.

[11] Zhang K Z, He C W, Liu D, et al. Effect of heat input on microstructure and tensile properties of laser welded Ti-3Al-6Mo-2Fe-2Zr alloy joint[J]. Journal of Materials Research and Technology,2022,17:1652-1661.

[12] Wei H L, Elmer J W, DebRoy T. Crystal growth during keyhole mode laser welding[J]. Acta Materialia,2017,133:10-20.

[13] 黄伯云，李成功
。中国资料工程大典 [M]. 北京：化学工业出版社，2006.

[14] Zain-ul-abdein M, Nélias D, Jullien J F, et al. Experimental investigation and finite element simulation of laser beam welding induced residual stresses and distortions in thin sheets of AA 6056-T4[J]. Materials Science and Engineering:A,2010,527(12):3025-3039.

[15] Angelier C, Bein S, Bechet J. Building a continuous cooling transformation diagram of β-CEZ alloy by metallography and electrical resistivity measurements[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,1997,28:2467-2475.

[16] Ahmed T, Rack H J. Phase transformations during cooling in α+β titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering:A,1998,243:206-211.

[17] Wan M P, Wen X, Ma R, et al. Microstructural Evolution and Continuous Cooling Transformation Diagram in Ti-1300 Alloy Under Continuous Cooling Condition[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2019,48(1):97-103.

[18] Wu C, Zhao Y Q, Huang S X, et al. Effect of cooling rate on a variant selection and microstructure evolution in a near β Ti-5Al-3Mo-3V-2Cr-2Zr-1Nb-1Fe alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds,2020,841:155728.

[19] Fabbro R. Melt pool and keyhole behaviour analysis for deep penetration laser welding[J]. Journal of Physics D:Applied Physics,2010,43:445-501.

[20] Limmaneevichitr C, Kou S. Visualization of Marangoni convection in simulated weld pools[J]. Welding Journal,2000,79:126-135.

[21] 胡明，邱建科，雷晓飞，等
。高强 TB9 钛合金次生 α 相析出行为及力学机能 [J]. 航空资料学报，2024,44 (2):159-168.