鈦合金因其具有的低密度、高比強(qiáng)度、良好的耐蝕性和生物相容性等特點(diǎn)，在航空航天、化學(xué)工程、仿生醫(yī)療和海洋工程等領(lǐng)域被廣泛采用[1]。根據(jù)組織和元素含量的不同，鈦合金被分為六類(lèi)：α型鈦合金、近α型鈦合金、α+β型鈦合金、近β型鈦合金、亞穩(wěn)β型鈦合金和穩(wěn)定β型鈦合金[2]。TA15鈦合金屬于近α型鈦合金，其名義成分為T(mén)i-6.5Al-2Zr1Mo-1V，其中Al為α相穩(wěn)定元素，Mo和V為β相穩(wěn)定元素，因此TA15鈦合金既具有α型鈦合金良好的熱強(qiáng)性和可焊性，又具有近似于α+β型鈦合金的工藝塑性[3-5]。TA15的長(zhǎng)時(shí)(3000h)工作溫度可達(dá)500℃，瞬時(shí)工作溫度可達(dá)800℃，在450℃的工作壽命可達(dá)6000h。憑借優(yōu)異的性能，TA15合金被廣泛用于制造飛機(jī)、導(dǎo)彈、運(yùn)載火箭和衛(wèi)星的焊接結(jié)構(gòu)件、承力結(jié)構(gòu)件以及大型整體部件等[3]。在航空航天領(lǐng)域零件制造的傳統(tǒng)加工方式有鑄造、鍛造和機(jī)械加工[6]。隨著航空航天領(lǐng)域零件的設(shè)計(jì)朝著復(fù)雜化、輕量化和結(jié)構(gòu)一體化的方向發(fā)展，傳統(tǒng)加工方式已難以滿(mǎn)足該類(lèi)復(fù)雜結(jié)構(gòu)和零件的制造需求，而選區(qū)激光熔化（SLM）工藝由于具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)成形能力及高成形精度的優(yōu)勢(shì)，近年來(lái)獲得了廣泛關(guān)注，并被用于TA15增材制造工藝的研究[7]。

雖然SLM技術(shù)能夠?qū)崿F(xiàn)結(jié)構(gòu)一體化、減少零件數(shù)量，但是由于某些位置的結(jié)構(gòu)限制，不可避免地需要通過(guò)焊接的方式，將增材結(jié)構(gòu)件之間進(jìn)行連接。目前的研究集中在傳統(tǒng)方式制造的TA15材料的焊接性能分析和評(píng)價(jià)，例如付吉遠(yuǎn)等[8]研究了退火態(tài)TA15鍛件激光焊接時(shí)的焊接工藝參數(shù)和擺動(dòng)對(duì)鎖底焊接接頭的焊縫成形質(zhì)量的影響，利用其對(duì)匙孔穩(wěn)定性、熔池流動(dòng)的影響，抑制了鎖底接頭的氣孔缺陷，獲得了高質(zhì)量焊鎖底接頭。劉詩(shī)超等[9]研究了焊接速度對(duì)退火態(tài)TA15鈦合金激光焊接接頭組織和性能的影響，并得出焊接速度的增加使得焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的晶粒尺寸不斷減小，接頭抗拉強(qiáng)度隨著焊接速度的增加，呈現(xiàn)先增加后減小的規(guī)律，而伸長(zhǎng)率呈現(xiàn)相反的變化規(guī)律。劉昌奎等[10]研究了退火態(tài)TA15軋制板材的氬弧焊焊接接頭的疲勞裂紋擴(kuò)展行為，TA15鈦合金氬弧焊焊縫晶粒為粗大的柱狀晶，組織為含有較多粗大針狀α的魏氏組織，熱影響區(qū)為α片層均勻細(xì)小的魏氏組織。由于焊縫和熱影響區(qū)的顯微組織的不同，使其疲勞裂紋擴(kuò)展行為出現(xiàn)了明顯差異。本文將采用手持激光填絲焊接的方式，研究SLM成形TA15合金在焊接前后的組織和力學(xué)性能變化，并分析組織和性能的對(duì)應(yīng)關(guān)系。

1、試驗(yàn)

1.1材料制備

試驗(yàn)采用電極感應(yīng)熔化氣霧化（EIGA）方法制備TA15合金球形粉末，化學(xué)成分如表1所示。選取粉末粒度范圍為15~53μm的粉末，粉末球形度良好，空心粉率較低。通過(guò)選區(qū)激光熔化工藝制備出150mm×150mm×3mm的板狀試樣，成形方向如圖1所示。選區(qū)激光熔化的具體工藝：層厚60μm，激光功率320W，掃描速度1250mm/s，掃描間距0.12mm。

1.2實(shí)驗(yàn)方法

焊前對(duì)SLM成形TA15合金試板進(jìn)行了退火處理，采用的制度為800℃×6h，并隨爐緩冷。隨后采用手持激光填絲焊接方式，對(duì)SLM成形TA15板狀試樣進(jìn)行焊接，焊接功率為1200W，焊接速度為1500mm/min，焊接時(shí)采用零離焦和氬氣保護(hù)，接頭形式如圖2所示。

焊絲直徑φ1mm，焊絲成分如表2所示。焊后對(duì)試板進(jìn)行了去應(yīng)力熱處理，熱處理制度為650℃×2h，保溫后隨爐緩冷。在母材和焊接試板上，分別沿橫向和縱向制取板狀拉伸試樣和金相試樣。拉伸試樣如圖3所示，尺寸為64mm×15mm×1.5mm。在QUASAR10設(shè)備上按GB/T228.1和GB/T228.2進(jìn)行室溫和500℃拉伸性能測(cè)試。金相試樣經(jīng)研磨拋光后，采用CuSO₄+HCl+C₂H₅OH水溶液進(jìn)行侵蝕，并在ZeissAxioscope7金相顯微鏡下進(jìn)行母材和焊接接頭的金相組織觀察。采用JEOL·JSM-7800F掃描電鏡觀察了拉伸斷口形貌。

2、結(jié)果與分析

2.1母材顯微組織圖

4和圖5所示分別為SLM成形TA15合金沉積態(tài)和退火態(tài)的橫截面和縱截面組織形貌。由圖可知，SLM成形TA15合金經(jīng)退火后，橫向和縱向仍保持棋盤(pán)狀和柱狀晶形貌。晶內(nèi)組織主要由原始β晶粒、晶內(nèi)細(xì)小針狀α’-馬氏體和晶界α’-馬氏體組成，以及部分α-馬氏體。這是由于SLM成形后的冷卻速率極快，可達(dá)10-4K/s[11]，導(dǎo)致在β→α相變時(shí)，溶質(zhì)元素沒(méi)有足夠的時(shí)間從β相中完成擴(kuò)散，從而以無(wú)擴(kuò)散相變的方式形成了過(guò)飽和固溶體，即α’-馬氏體。生成的α’-馬氏體和母相β相之間存在嚴(yán)格的Burgers取向關(guān)系，且存在12種可能變體[12]，從而形成了如圖所示的網(wǎng)籃狀組織形貌，α’-馬氏體沿著不同方向呈網(wǎng)籃狀、交錯(cuò)排列。當(dāng)在800℃進(jìn)行退火處理時(shí)，α’-馬氏體發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變成α-馬氏體和β。

2.2焊接接頭顯微組織

焊接接頭顯微組織焊接接頭整體宏觀形貌如圖6所示。焊縫熔合區(qū)寬度約8mm，熱影響區(qū)的寬度約6mm（單側(cè)）。焊縫質(zhì)量良好，無(wú)明顯氣孔，焊縫區(qū)分布著較大的β柱狀晶，且沿著厚度方向生長(zhǎng)。

圖7為橫向和縱向焊接接頭的焊縫、熱影響區(qū)顯微組織SEM形貌。焊縫區(qū)顯微組織為粗大的β柱狀晶，沿柱狀晶生長(zhǎng)方向的長(zhǎng)度超過(guò)了1mm，晶內(nèi)分布著細(xì)小針狀、呈網(wǎng)籃狀交錯(cuò)排列的α’馬氏體。粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)的組織形貌主要為等軸β晶粒和其內(nèi)部分布著的交錯(cuò)排列的針狀α’馬氏體，部分成片狀，其中粗晶區(qū)的原始β晶粒尺寸約為210μm，細(xì)晶區(qū)的原始β晶粒尺寸約為95μm。同時(shí)，在粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)生成了一定量的沿晶界分布并向晶內(nèi)生長(zhǎng)的α’馬氏體，即典型的魏氏組織[7]。

2.3焊接接頭拉伸性能

表3為T(mén)A15合金母材和焊接接頭的室溫拉伸性能。與母材相比，SLM成形TA15合金焊接接頭的強(qiáng)度和塑性均有所降低。其中橫向和縱向抗拉強(qiáng)度分別降低約50MPa和66MPa，降幅約4.7%和6.1%；屈服強(qiáng)度分別降低約87MPa和101MPa，降幅約8.9%和10.2%；伸長(zhǎng)率分別降低約3.5%和8%，降幅約25.5%和44.4%。

表4為T(mén)A15合金母材和焊接接頭的500℃拉伸性能。與母材相比，SLM成形TA15合金焊接接頭在500℃條件下的強(qiáng)度和塑性同樣有所降低。其中橫向和縱向抗拉強(qiáng)度分別降低約61MPa和103MPa，降幅約8.4%和13.6%；屈服強(qiáng)度分別降低約43MPa和61MPa，降幅約7.2%和10.3%；伸長(zhǎng)率分別降低約1.5%和6.3%，降幅約12%和41%。

由前述顯微組織分析可知，母材和焊接接頭的顯微組織均主要由α’-馬氏體組成。與母材不同的是，焊縫處的β柱狀晶和熱影響區(qū)的等軸β晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大，結(jié)合α’-馬氏體的形核規(guī)律和顯微組織觀察結(jié)果，較大的β晶粒尺寸為α’-馬氏體的形核和長(zhǎng)大提供了更大的空間，從而形成尺寸較大的α’-馬氏體，部分針狀α’-馬氏體發(fā)生合并，形成片狀；另一方面，由于焊后冷速和激光成形后的冷速不同，焊接接頭組織中的位錯(cuò)密度可能低于母材，同時(shí)晶粒尺寸可能較大，從而導(dǎo)致焊后接頭的強(qiáng)度發(fā)生較明顯的降低[13,14]。同時(shí)，由于在焊接接頭形成了一定量的魏氏組織，該組織對(duì)塑韌性不利，從而導(dǎo)致焊接接頭的塑性有所降低[15]。

對(duì)比常規(guī)TA15軋制板材TIG焊的焊接接頭性能，室溫抗拉強(qiáng)度相對(duì)于母材降低約3.6%，屈服強(qiáng)度降低約8.7%，伸長(zhǎng)率降低約64.7%[16]。可見(jiàn)，SLM成型TA15合金采用激光焊接后的性能降低幅度處于合理范圍。

2.4拉伸斷口

由前述室溫拉伸和高溫拉伸可知，部分試樣的伸長(zhǎng)率在焊后發(fā)生了較明顯的降低，例如橫向焊接接頭的室溫拉伸伸長(zhǎng)率由13.75%降至8.5%，縱向焊接接頭的室溫拉伸伸長(zhǎng)率由18%降低至9%。為了分析上述原因，以縱向拉伸斷口為例，對(duì)比了母材和焊接接頭的室溫拉伸斷口形貌。圖8為SLM成形TA15合金母材和焊接接頭的縱向室溫拉伸斷口宏觀形貌。母材的拉伸斷口參差不齊，呈鋸齒狀，且有較明顯的縮頸，說(shuō)明有較大的塑性變形；焊接接頭的斷口則比較平齊，無(wú)明顯縮頸，說(shuō)明塑性較差。結(jié)合焊接接頭熔合區(qū)和熱影響區(qū)的寬度，可推斷接頭拉伸均在焊縫處斷裂。

選取了縱向焊接接頭的室溫拉伸伸長(zhǎng)率為9%的拉伸斷口進(jìn)行了觀察，圖9為母材和焊接接頭縱向室溫拉伸斷口的微觀形貌。母材的縱向拉伸斷口均由大量細(xì)小、均勻的韌窩組成，呈韌性斷裂特征，因此母材表現(xiàn)出較高的室溫塑性。焊接接頭的拉伸斷口由韌窩和孔洞組成，進(jìn)一步放大斷口，發(fā)現(xiàn)孔洞規(guī)則，且孔洞底部十分光滑，因此該孔洞為焊接過(guò)程中形成的氣孔，而非韌窩。由于氣孔的出現(xiàn)，導(dǎo)致該處的塑性有較明顯降低。對(duì)氣孔的尺寸進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，最大尺寸未超過(guò)80μm，符合HB/Z20017的Ⅰ級(jí)焊縫標(biāo)準(zhǔn)對(duì)單個(gè)氣孔的尺寸要求。

3、結(jié)論

（1）SLM成形TA15合金的顯微組織為呈網(wǎng)籃狀分布的針狀α’-馬氏體。經(jīng)焊接后，焊接接頭的組織同樣以α’-馬氏體為主，但尺寸增大，向片狀轉(zhuǎn)變。同時(shí)，焊接接頭位置形成了一定量的魏氏組織。

（2）SLM成形TA15合金經(jīng)焊接后，一方面由于生成了尺寸較大的α’-馬氏體，另一方面形成了對(duì)塑韌性不利的魏氏組織，使得焊接接頭的室溫和500℃拉伸性能相比于母材有所降低，其中室溫抗拉強(qiáng)度降幅約4.7%~6.1%，室溫屈服強(qiáng)度降幅約8.9%~10.2%，室溫伸長(zhǎng)率降幅約25.5%，高溫抗拉強(qiáng)度降幅約8.4%~13.6%，高溫抗拉強(qiáng)度降幅約7.2%~10.3%，高溫伸長(zhǎng)率降幅約12%。

（3）母材的橫、縱向拉伸斷口均由大量細(xì)小、均勻的韌窩組成，呈韌性斷裂特征；部分焊接接頭處由于在焊接時(shí)形成了氣孔，斷口微觀形貌上呈現(xiàn)為形狀規(guī)則、底部光滑的圓孔。由于氣孔的出現(xiàn)，導(dǎo)致塑性有較明顯降低較，室溫和500℃拉伸時(shí)的伸長(zhǎng)率最大降幅約41%~44%。

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