鈦合金因其具有的低密度、高比強度、良好的耐蝕性和生物相容性等特點，在航空航天、化學工程、仿生醫療和海洋工程等領域被廣泛采用[1]。根據組織和元素含量的不同，鈦合金被分為六類：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β型鈦合金和穩定β型鈦合金[2]。TA15鈦合金屬于近α型鈦合金，其名義成分為Ti-6.5Al-2Zr1Mo-1V，其中Al為α相穩定元素，Mo和V為β相穩定元素，因此TA15鈦合金既具有α型鈦合金良好的熱強性和可焊性，又具有近似于α+β型鈦合金的工藝塑性[3-5]。TA15的長時(3000h)工作溫度可達500℃，瞬時工作溫度可達800℃，在450℃的工作壽命可達6000h。憑借優異的性能，TA15合金被廣泛用于制造飛機、導彈、運載火箭和衛星的焊接結構件、承力結構件以及大型整體部件等[3]。在航空航天領域零件制造的傳統加工方式有鑄造、鍛造和機械加工[6]。隨著航空航天領域零件的設計朝著復雜化、輕量化和結構一體化的方向發展，傳統加工方式已難以滿足該類復雜結構和零件的制造需求，而選區激光熔化（SLM）工藝由于具有復雜結構成形能力及高成形精度的優勢，近年來獲得了廣泛關注，并被用于TA15增材制造工藝的研究[7]。

雖然SLM技術能夠實現結構一體化、減少零件數量，但是由于某些位置的結構限制，不可避免地需要通過焊接的方式，將增材結構件之間進行連接。目前的研究集中在傳統方式制造的TA15材料的焊接性能分析和評價，例如付吉遠等[8]研究了退火態TA15鍛件激光焊接時的焊接工藝參數和擺動對鎖底焊接接頭的焊縫成形質量的影響，利用其對匙孔穩定性、熔池流動的影響，抑制了鎖底接頭的氣孔缺陷，獲得了高質量焊鎖底接頭。劉詩超等[9]研究了焊接速度對退火態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和熱影響區的晶粒尺寸不斷減小，接頭抗拉強度隨著焊接速度的增加，呈現先增加后減小的規律，而伸長率呈現相反的變化規律。劉昌奎等[10]研究了退火態TA15軋制板材的氬弧焊焊接接頭的疲勞裂紋擴展行為，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，熱影響區為α片層均勻細小的魏氏組織。由于焊縫和熱影響區的顯微組織的不同，使其疲勞裂紋擴展行為出現了明顯差異。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性能變化，并分析組織和性能的對應關系。

1、試驗

1.1材料制備

試驗采用電極感應熔化氣霧化（EIGA）方法制備TA15合金球形粉末，化學成分如表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。通過選區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實驗方法

焊前對SLM成形TA15合金試板進行了退火處理，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SLM成形TA15板狀試樣進行焊接，焊接功率為1200W，焊接速度為1500mm/min，焊接時采用零離焦和氬氣保護，接頭形式如圖2所示。

焊絲直徑φ1mm，焊絲成分如表2所示。焊后對試板進行了去應力熱處理，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設備上按GB/T228.1和GB/T228.2進行室溫和500℃拉伸性能測試。金相試樣經研磨拋光后，采用CuSO₄+HCl+C₂H₅OH水溶液進行侵蝕，并在ZeissAxioscope7金相顯微鏡下進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合金沉積態和退火態的橫截面和縱截面組織形貌。由圖可知，SLM成形TA15合金經退火后，橫向和縱向仍保持棋盤狀和柱狀晶形貌。晶內組織主要由原始β晶粒、晶內細小針狀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10-4K/s[11]，導致在β→α相變時，溶質元素沒有足夠的時間從β相中完成擴散，從而以無擴散相變的方式形成了過飽和固溶體，即α’-馬氏體。生成的α’-馬氏體和母相β相之間存在嚴格的Burgers取向關系，且存在12種可能變體[12]，從而形成了如圖所示的網籃狀組織形貌，α’-馬氏體沿著不同方向呈網籃狀、交錯排列。當在800℃進行退火處理時，α’-馬氏體發生分解，轉變成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。焊縫熔合區寬度約8mm，熱影響區的寬度約6mm（單側）。焊縫質量良好，無明顯氣孔，焊縫區分布著較大的β柱狀晶，且沿著厚度方向生長。

圖7為橫向和縱向焊接接頭的焊縫、熱影響區顯微組織SEM形貌。焊縫區顯微組織為粗大的β柱狀晶，沿柱狀晶生長方向的長度超過了1mm，晶內分布著細小針狀、呈網籃狀交錯排列的α’馬氏體。粗晶區和細晶區的組織形貌主要為等軸β晶粒和其內部分布著的交錯排列的針狀α’馬氏體，部分成片狀，其中粗晶區的原始β晶粒尺寸約為210μm，細晶區的原始β晶粒尺寸約為95μm。同時，在粗晶區和細晶區生成了一定量的沿晶界分布并向晶內生長的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TA15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合金焊接接頭的強度和塑性均有所降低。其中橫向和縱向抗拉強度分別降低約50MPa和66MPa，降幅約4.7%和6.1%；屈服強度分別降低約87MPa和101MPa，降幅約8.9%和10.2%；伸長率分別降低約3.5%和8%，降幅約25.5%和44.4%。

表4為TA15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℃條件下的強度和塑性同樣有所降低。其中橫向和縱向抗拉強度分別降低約61MPa和103MPa，降幅約8.4%和13.6%；屈服強度分別降低約43MPa和61MPa，降幅約7.2%和10.3%；伸長率分別降低約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柱狀晶和熱影響區的等軸β晶粒尺寸明顯長大，結合α’-馬氏體的形核規律和顯微組織觀察結果，較大的β晶粒尺寸為α’-馬氏體的形核和長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密度可能低于母材，同時晶粒尺寸可能較大，從而導致焊后接頭的強度發生較明顯的降低[13,14]。同時，由于在焊接接頭形成了一定量的魏氏組織，該組織對塑韌性不利，從而導致焊接接頭的塑性有所降低[15]。

對比常規TA15軋制板材TIG焊的焊接接頭性能，室溫抗拉強度相對于母材降低約3.6%，屈服強度降低約8.7%，伸長率降低約64.7%[16]?？梢姡琒LM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，部分試樣的伸長率在焊后發生了較明顯的降低，例如橫向焊接接頭的室溫拉伸伸長率由13.75%降至8.5%，縱向焊接接頭的室溫拉伸伸長率由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，說明有較大的塑性變形；焊接接頭的斷口則比較平齊，無明顯縮頸，說明塑性較差。結合焊接接頭熔合區和熱影響區的寬度，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率為9%的拉伸斷口進行了觀察，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小、均勻的韌窩組成，呈韌性斷裂特征，因此母材表現出較高的室溫塑性。焊接接頭的拉伸斷口由韌窩和孔洞組成，進一步放大斷口，發現孔洞規則，且孔洞底部十分光滑，因此該孔洞為焊接過程中形成的氣孔，而非韌窩。由于氣孔的出現，導致該處的塑性有較明顯降低。對氣孔的尺寸進行了統計，最大尺寸未超過80μm，符合HB/Z20017的Ⅰ級焊縫標準對單個氣孔的尺寸要求。

3、結論

（1）SLM成形TA15合金的顯微組織為呈網籃狀分布的針狀α’-馬氏體。經焊接后，焊接接頭的組織同樣以α’-馬氏體為主，但尺寸增大，向片狀轉變。同時，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，其中室溫抗拉強度降幅約4.7%~6.1%，室溫屈服強度降幅約8.9%~10.2%，室溫伸長率降幅約25.5%，高溫抗拉強度降幅約8.4%~13.6%，高溫抗拉強度降幅約7.2%~10.3%，高溫伸長率降幅約12%。

（3）母材的橫、縱向拉伸斷口均由大量細小、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形成了氣孔，斷口微觀形貌上呈現為形狀規則、底部光滑的圓孔。由于氣孔的出現，導致塑性有較明顯降低較，室溫和500℃拉伸時的伸長率最大降幅約41%~44%。

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