激光沉積修復TA15鈦合金微觀組織及力學性能

邢如飛，許星元，黃雙君，王 磊，周 松，許 良

(1華晨汽車集團控股有限公司，沈陽 110869；2沈陽航空航天大學 機電工程學院，沈陽 110136)

TA15鈦合金屬于高Al當量的近α型鈦合金，名義成分為Ti-6.5A1-2Zr-1Mo-1V，合金相變點是990～1020℃，其主要的強化機制是通過α穩定元素Al的固溶強化，并加入中性元素Zr和β穩定元素Mo,V以改善工藝性[1-3]。它不僅具有α型鈦合金良好的熱強性和可焊性以及接近于α+β型鈦合金的工藝塑性，還具有中等的室溫和高溫強度以及良好的熱穩定性，主要被用來制造500℃以下長時間工作的飛機、發動機零件和焊接承力零部件[4-6]。TA15鈦合金在制造和使用過程中會出現意外，如果將受損零件直接做報廢處理，無疑會提高成本。于是，越來越多的研究人員把目光集中到能夠帶來巨大經濟效益的修復技術上來[7]。激光沉積修復(laser deposition repair,LDR)技術結合了激光熔覆技術和快速成型技術的優勢，所熔化沉積的組織致密、均勻、細小，不存在導致常規鑄態組織性能低下的宏觀偏析、縮松、組織粗大等缺陷，適合修復高性能、難加工、價格昂貴的零件，近年來得到了快速的發展和廣泛的應用[8-10]。

張霜銀等[11]研究激光熔化沉積鈦合金的工藝得到激光功率影響柱狀晶的生長規律，搭接率影響熔合質量的研究結果；薛蕾等[12]則對3種加工缺陷的Ti-6Al-4V合金進行激光快速修復，發現修復件的拉伸性能均能達到鍛件標準；張旺峰等[13]通過對TA15 鈦合金進行β熱處理，發現β熱處理提高了合金的屈服強度與抗拉強度之間的差值；席明哲等[14]通過對激光快速成形TA15鈦合金進行熱處理，發現退火溫度影響β轉變組織體積分數以及初生α板條長寬比；謝旭霞等[15]對激光熔化沉積TA15鈦合金在α+β兩相區退火，發現隨著溫度的升高，強度和塑性下降。本工作采用激光沉積修復技術對TA15合金鍛件在加工和服役過程中產生的損傷進行了修復，在考察修復試樣的微觀組織基礎上，對其力學性能進行了測試，并研究了固溶時效熱處理對槽修復和體修復微觀組織及力學性能的影響。

1 實驗

本實驗基材為鍛造TA15鈦合金板，針對TA15鍛件損傷特點，將銑切溝槽定義為槽修復，加強筋缺損定義為體缺損，分別進行預制缺陷處理。采用多層多道沉積方式修復試樣，激光沉積修復設備是沈陽航空航天大學構建的LDM-800系統，由6kW的IPG光纖激光器、數控工作臺、粉末傳輸系統以及氬氣環境箱等部分組成,實驗中氬氣保護箱中的水氧含量可凈化至100×10-6以下。實驗前TA15金屬粉末置于烘箱內在130℃下烘干3h，去除粉末中的水汽，避免在加工過程中產生缺陷。所用粉末為等離子旋轉電極法制備的TA15球形粉末，其化學成分(原子分數/%)為Al 6.53,Zr 1.78,Mo 1.53,V 1.47,Fe 0.13,Si 0.033,C 0.012,N 0.014,H 0.005,O 0.11,Ti為余量。為了分析兩種修復方式的組織與性能，固定其他實驗參數，經過一系列的前期實驗探索，考慮修復效果，選用優化修復參數如表1所示。修復后所有試樣進行600℃/3h,AC去應力退火熱處理。圖1為槽修復和體修復試樣加工示意圖，試樣尺寸為100mm×25mm×4mm，其中預制槽寬度為20mm，深度為2mm，槽坡度角θ為45°。

金相試樣采用Kroll腐蝕劑(HF∶HNO3∶H2O=5∶15∶80)進行腐蝕。利用OLYMPUS-DP71型光學顯微鏡和JSM-7001F場發射掃描電鏡觀察微觀組織及斷口。

表1 激光沉積修復工藝參數Table 1 Technological parameters of laser deposition repair

圖1 激光沉積修復TA15鈦合金試樣加工示意圖 (a)槽修復試樣；(b)體修復試樣Fig.1 Sample processing schematic diagrams of LDR TA15 titanium alloy (a)groove repair sample;(b)body repair sample

采用HVS-1000A型數顯顯微硬度計測試修復件的顯微硬度：截面距上、下表面各1mm處和截面中間共3排點，打點間距0.5mm，熱影響區附近間距0.25mm，保壓時間16s，載荷4.903N，加載時間12s。采用INSTRON5982電子萬能試驗機進行修復試樣室溫拉伸性能測試，最大載荷為300kN。分別對兩種修復方式的試樣進行熱處理，熱處理制度為：固溶時效950℃/1h,WQ+550℃/6h,AC。

2 實驗結果與分析

2.1 組織分析

圖2為激光沉積修復TA15鈦合金退火態宏觀組織。槽修復和體修復試樣的宏觀組織基本一致，均由3部分組成：基體C、熱影響區B和激光沉積修復區A，鍛件基體和修復區呈現致密的冶金結合。激光修復區A的宏觀組織為貫穿多個沉積層外延生長的粗大原始β柱狀晶，寬度約為0.5mm，高度方向可達修復區頂部，近似于定向生長。圖3為激光沉積修復TA15鈦合金退火態微觀組織。TA15鍛件的基體區域是雙態組織，在α/β片層組織上均勻分布等軸狀的初生αp相和β轉變組織(圖3(a))。熱影響區的組織較為復雜，等軸晶有不同程度的粗化，既有等軸狀、片狀，又含有少量的針狀，等軸狀的初生αp相逐漸轉變為片狀αs相。整個熱影響區呈現了基體的雙態組織到激光修復區網籃組織的漸變(圖3(b))。激光修復區β柱狀晶內具有十分細小的α/β網籃狀片層組織，且片層集束取向隨機(圖3(c))。

圖2 激光沉積修復TA15鈦合金退火態宏觀組織Fig.2 Macrostructure of LDR TA15 titanium alloy after annealing

圖3 激光沉積修復TA15鈦合金退火態微觀組織 (a)基材；(b)熱影響區；(c)修復區Fig.3 Microstructures of LDR TA15 titanium alloy after annealing (a)substrate；(b)heat affected zone；(c)repaired zone

圖4為TA15鈦合金固溶時效熱處理后的顯微組織。TA15鈦合金的β相轉變溫度為980～1020℃，本實驗選用固溶熱處理溫度為950℃，略低于β轉變點，使α相不會全部轉變為β相，導致殘余初生α相板條在高溫固溶擴散過程中粗化。在水冷時，由于冷卻速率較高，導致高溫β相發生馬氏體轉變，β相轉變為六方馬氏體α′。從圖4(b)熱影響區微觀組織可以看出六方馬氏體α′呈板條狀，這些條狀馬氏體之間的邊界由位錯壁構成，而內部有比較密集的位錯紊亂，因此可得到初生α相和六方馬氏體α′兩種組織(圖4(c))。在后續的時效過程中，由于時效溫度較低，六方馬氏體α′依舊較為穩定，形狀沒有較大改變。

圖5為固溶時效后晶界和α′集束變化的金相照片。晶粒邊緣上析出粗大連續的晶界α′相板條，α′相板條在高溫固溶擴散過程中長大并且網籃化，原始β柱狀晶及晶界α破碎，α′板條主要分布在破碎的晶界周圍，部分晶界增厚變粗(圖5(a))；在破碎的晶界上可見大量的α′集束，α′集束尺寸在20～150μm之間，大部分尺寸超過50μm，集束內單個α′板條的厚度在1.5～2.5μm之間，同一集束內有較多的α′片彼此平行，成同一取向(圖5(b))；由于熱處理時冷卻速率較快，大量細小的殘留β組織被保留下來，均勻分布在初生α邊界和α′內部。合金的塑性和斷裂韌度隨晶界α的厚度和α集束尺寸而變化。因此，調整α集束尺寸，控制晶界變化，對提高激光沉積修復TA15鈦合金的力學性能具有重要的意義。

圖4 激光沉積修復TA15鈦合金固溶時效態微觀組織 (a)基材；(b)熱影響區；(c)修復區Fig.4 Microstructures of LDR TA15 titanium alloy after solution-aging (a)substrate；(b)heat affected zone；(c)repaired zone

圖5 固溶時效后晶界和α′集束變化OM圖 (a)晶界；(b)α′集束Fig.5 OM images of grain boundary change and bunching-α′ changes after solution-aging (a)grain boundary;(b)bunching-α′

2.2 顯微硬度分析

圖6為激光沉積TA15鈦合金修復件的顯微硬度HV0.5分布曲線，槽修復與體修復顯微硬度變化一致。可以看出，退火態試樣硬度在330～410HV0.5范圍變化，從基材、熱影響區到修復區，硬度依次提高，修復區的硬度比鍛件基材提高24%，熱影響區的硬度居于二者之間，大約為380HV0.5。這是因為在激光沉積修復過程中，原始β相晶粒粗化，修復區組織中不存在等軸α相，其中細長的針狀α相和極其細密α/β板條都使修復區顯微硬度提高。固溶時效后，馬氏體的出現使基材、熱影響區及修復區的硬度均明顯提高，其修復區域硬度范圍是400～420HV0.5，比退火態修復區域的顯微硬度提高13%左右。

圖6 激光沉積TA15鈦合金修復件的顯微硬度分布Fig.6 Microhardness distribution of LDR TA15 titanium alloy

2.3 室溫拉伸性能分析

不同修復方式退火和固溶時效熱處理試樣的室溫拉伸性能結果如表2所示。由表2可知，鍛件基材退火后的力學性能無明顯改變，退火態槽修復和體修復的抗拉強度在990～1050MPa之間，高于鍛件基材，具有良好的拉伸性能。同時，退火態槽修復試樣斷在基材一側，亦可說明修復區抗拉強度高于基材，如圖7(a)所示，這是由于修復后試樣的顯微組織α/β片層集束交錯排列，具有較小的橫縱比，α相板條形貌即橫縱比在一定程度上有利于提高TA15鈦合金的力學性能。退火態槽修復由于修復區體積僅占整個試樣的10%，修復區體積分數大，拉伸結果實際上主要體現退火態基體的性能；體修復的室溫屈服強度為964MPa，斷面平均收縮率為14.6%，伸長率為7.1%。與槽修復相比，屈服強度有所提升，斷面收縮率和伸長率都降低。這是由于體修復試樣修復區體積分數為50%，體積分數大，拉伸時修復區β轉變組織中的α/β界面上易產生空洞，使片層組織中的空洞在較低的應變作用下就能擴展到臨界尺寸，導致退火態體修復試樣塑性降低，斷在修復區一側，可見明顯的層帶(圖7(c))。

表2 激光沉積TA15鈦合金修復件的室溫拉伸性能Table 2 Room temperature tensile properties of LDR TA15 titanium alloy sample

圖7 激光沉積TA15鈦合金修復件的宏觀斷口(a)退火態槽修復；(b)固溶時效態槽修復；(c)退火態體修復；(d)固溶時效態體修復Fig.7 Macroscopic fractures of LDR TA15 titanium alloy(a)groove+annealing;(b)groove+solution-aging;(c)body+annealing;(d)body+solution-aging

TA15鈦合金屬于近α型鈦合金，熱處理后的強化效果不明顯，一般在退火狀態下使用。然而，實驗結果表明，固溶時效后槽修復和體修復的抗拉強度均得到了顯著的提高，達到了1000MPa，比退火態基材的抗拉強度分別提高了15.4%和13.3%，屈服強度較退火態修復件分別增加了81MPa和55MPa，斷面收縮率和伸長率均明顯下降，說明塑性顯著降低，強度提高。這是由于在固溶過程中，α相形成較粗大晶界，α相體積分數逐漸降低，淬火時冷卻速率較快，β相轉變為α′相，固溶在β基體中；在隨后的6h時效過程中，β基體析出細小α′相，產生大量α′/β界面，對位錯運動的阻擋增加，起到了很好的強化作用。固溶時效態槽修復和體修復的拉伸試樣均斷在修復區(圖7(b),(d))，表明了固溶時效態基材的抗拉強度明顯高于修復區。這是由于熱處理后，鍛件基材雙態組織中的等軸初生α相的體積分數減少，β轉變組織的體積分數增大(圖3(a),4(a))，使固溶時效態基材的抗拉強度在一定程度上得到了提高。

圖8為激光沉積TA15鈦合金修復件室溫微觀拉伸斷口形貌。由于退火態槽修復試樣斷裂于基材，斷口微觀形貌與鍛件基材基本相同，由大量等軸韌窩組成，韌窩密且深，還存在許多微孔，是典型的韌窩延性斷口(圖8(a))；由于修復區塑性要低于基材，體修復試樣斷裂于修復區一側，其微觀斷口呈現出沿列狀枝晶排布方向明顯的韌窩，斷裂方式主要是穿晶斷裂，存在穿晶小平面，還有明顯的撕裂棱(圖8(c))。固溶時效后斷口微觀形貌與退火態相比，韌窩小而淺，韌性特征明顯降低，還可看見由于韌性降低發生解理，α′相被撕裂而形成的撕裂棱。固溶時效態槽修復和體修復的拉伸斷口均可以看到粗糙斷面，仍是穿晶斷裂方式(圖8(b),(d))。

3 結論

(1)TA15合金激光修復區的微觀組織為細小的網籃組織，β柱狀晶內具有十分細小的α/β片層組織，且片層集束取向隨機；固溶時效后，β相發生馬氏體相變，得到初生α相和六方馬氏體α′兩種組織。

(2)固溶時效后，原始β柱狀晶及晶界破碎，部分晶界增厚變粗，在破碎的晶界上可見大量的α′集束，大部分α′集束尺寸超過50μm。

(3)修復后試樣退火態和固溶時效態的顯微硬度從基材、熱影響區及修復區均依次提高，固溶時效態修復區顯微硬度比退火態提高了13%。

(4)TA15鈦合金退火態和固溶時效態均有良好的拉伸性能，固溶時效后抗拉強度明顯提高，塑性降低。