激光熔覆沉積TC11 鈦合金基板應力預測和微觀組織研究

高佳麗，黃雪玲，郝云波，郭 怡

（1.上海理工大學 機械工程學院，上海 200093；2.上海航天設備制造總廠有限公司，上海 200245）

TC11鈦合金（Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si）是500 ℃以下熱強性最好的合金，在航空航天領域得到了廣泛應用，主要用于制造壓氣機盤、葉片、環形件和緊固件等零件以及飛機結構件。而對損傷的TC11 鈦合金零部件進行激光熔覆沉積修復，可以在不影響零件使用性能的前提下，達到節約貴重鈦合金資源、提高零件有效利用率的目的。然而，激光沉積修復過程中，高能量激光束瞬間將能量輸入到修復基體當中，導致修復過程中溫度場和溫度梯度伴隨激光束移動不斷發生動態連續變化且非常劇烈。這種快速熱淬火過程容易在熔覆層和基材中形成內應力，是造成熔覆層和基材開裂的直接原因，并嚴重影響修復零件的疲勞強度、耐腐蝕性等物理化學性能，這一問題已成為制約激光修復技術發展的難題。同時，熔覆層和基板之間巨大的溫度梯度增加了控制晶粒生長方向和熔覆層內部的元素組成的均勻性的難度。因此，開展TC11 鈦合金激光熔覆區應力分布和微觀組織研究是激光熔覆沉積修復技術提高的重要基礎。

目前，研究者們主要針對鈦合金激光熔覆沉積后的組織性能、溫度和應力演變展開研究。組織性能分析研究方面，研究者們通過制備TC11 鈦合金熔覆層，研究了激光波長、層間停留時間等工藝參數對TC11 顯微組織的影響，并詳細分析了TC11 沉積態顯微組織及其對顯微硬度、殘余應力的影響。部分研究者針對激光增材制造的鈦合金件開展了拉伸性能、疲勞強度的分析研究。溫度和應力演變研究方面，研究者主要基于有限元方法開展數值分析，并結合實驗研究鈦合金材料激光熔覆過程中沉積速率、光斑直徑、激光功率、掃描速度和層間停留時間等激光加工工藝參數對溫度場和應力分布的影響。

綜上，大部分研究聚焦在鈦合金激光熔覆沉積過程中的溫度場、應力場演變和沉積后成形件的組織、性能與殘余應力等方面，缺乏對TC11 鈦合金激光熔覆后基板熱影響區的組織分析與熱應力的預測研究。而分析熔覆后熔覆層和基材的組織性能和開裂傾向是激光熔覆沉積修復工藝的基礎研究工作。因此，本文針對損傷TC11 鈦合金航空航天零部件的修復需求，以基礎的單層單道熔覆為例，首先建立了基于高斯分布熱源的單道單層激光熔覆應力預測三維數值模型，研究了單層單道激光熔覆基板的應力分布規律。同時，為了驗證預測模型的有效性，并進一步探究基板的開裂傾向，研究了沉積態TC11 鈦合金熔覆區（熔覆層及基板）顯微組織。

1 實驗材料與方法

本研究采用上海航天設備制造總廠有限公司自行研制的激光熔覆設備開展鈦合金激光熔覆實驗。設備由光學模組、送粉系統、同軸送粉噴嘴、水冷系統和七軸聯動運動臺組成。實驗基板為TC11 鈦合金冷軋板，厚度10 mm。熔覆粉末為TC11鈦合金粉末，粒徑范圍45～150 μm。根據GB/T 3620.1—2007《鈦及鈦合金牌號和化學成分》，TC11 鈦合金粉末對應化學成分如表1 所示。實驗前對基板進行噴砂處理并用酒精清洗表面。將TC11 粉末放置在真空烘干箱內進行70 ℃烘干400 min，以降低粉末中的水含量，增加粉末的流動性。熔覆實驗中，采用的光斑直徑為6 mm，送粉速率為2.0 kg/h，掃描速率為19 mm/s，激光功率在2 500～4 500 W 內變化。實驗完成后，采用激光輪廓傳感器（scanCONTROL 2600-50）對單道熔覆結果進行測量，并對熔覆層的截面進行線切割、拋光，然后使用Kroll’s 試劑腐蝕15 s，再用金相顯微鏡觀察熔覆區域顯微組織。

表1 TC11 鈦合金粉末化學成分（質量分數/%）Tab.1 Chemical compositions of TC11 titanium alloy (mass fraction/%)

2 基板應力分布預測

2.1 激光熔覆應力預測數值模擬理論基礎

2.1.1 熱彈塑性理論

激光熔覆成形過程涉及復雜的熱力學過程，在成形過程中和成形完成后工件都會產生較大的應力和變形。目前，研究者們多采用熱彈塑性理論解釋這種應力和變形產生的原因。高密度的激光照射金屬粉末使其熔化并凝固在基板上面，產生大量的熱量使熔池附近的溫度迅速升高，材料受熱膨脹。而未被激光照射到的區域即遠離熔池的基板仍保持較低溫度，并且具有較高的彈性模量和屈服極限，從而限制了熔池附近材料的受熱膨脹，產生了彈性變形，其示意圖如圖1 所示。同時，材料的熱物性參數的非線性，如彈性模量、屈服強度、塑性切線模量及泊松比等隨溫度變化的參數，也會影響激光熔覆成形后應力和變形分布。

圖1 激光熔覆熱彈塑性機理Fig.1 Thermoelastoplastic mechanism of laser cladding

為了準確模擬激光熔覆的熱應力-應變過程，針對激光熔覆成形應力場分析的高度非線性問題，本文在熱彈塑性理論分析基礎上，作以下假設：

（1）激光熔覆材料的屈服準則服從馮米塞斯(Mises)屈服準則；

（2）塑性變形區域內的力學行為遵循塑性流動準則和強化準則；

（3）塑性變形滿足體積不變原則；

（4）隨溫度變化的力學性能和應力應變在時間區間較小時可認為線性變化。

2.1.2 屈服準則

屈雷斯加（Tresca）屈服準則和米塞斯（Mises）屈服準則是最基本的兩種屈服準則。對于絕大多數金屬材料而言，Mises 屈服準則更接近于試驗數據。因此，在本文激光熔覆仿真實驗中，采用Mises 屈服準則進行應力預測分析。

Mises 屈服準則的數學表達式為下式：

式中：σ、σ、σ分別為X、Y、Z 方向上的主應力；τ、τ、τ為 X、Y、Z 方向上的切應力；σ為材料的屈服點。

由胡克定律可得應力分量的函數表達式為:

式中：為材料泊松比；為材料彈性模量。則其等效應變的數學表達式為：

式中：ε、ε、ε分 別為X、Y、Z 方向上的主應變；γ、γ、γ分別為X、Y、Z 方向上的切應變。

在激光熔覆過程中的每一點的總應變表達式為：

式中：?ε、?ε、?ε分別為彈性應變、塑性應變和熱應變增量。

2.2 TC11 單道熔覆應力預測有限元模型建立

2.2.1 TC11 材料參數

為了探究激光加工功率對熔覆區組織與應力分布的影響規律，本文首先建立TC11 激光熔覆應力預測三維數值模型，對熔覆過程中基板應力分布規律進行預測。熔覆基板為TC11 鈦合金冷軋板，厚度10 mm。熔覆粉末為TC11 鈦合金粉末，粒徑范圍45～150 μm。TC11 的熱物性參數如圖2所示。

圖2 TC11 鈦合金的熱物性參數Fig.2 Thermophysical parameters of TC11 titanium alloy

2.2.2 有限元模型建立

利用COMSOL 多物理場仿真軟件中的固-熱耦合的模塊，模擬單道單層激光熔覆成型，來求解熔覆過程中應力場的演變。圖3 為單道單層激光熔覆的幾何模型。考慮到節約計算成本與時間，采用25 mm×38 mm×10 mm 的對稱基板。采用長38 mm的圓弧形的熔覆層，熔寬和熔高根據實驗加工熔覆層測得的尺寸而確定。本文采用掃掠網格劃分幾何模型，并且細化熔覆層以及其基板附近區域。在計算應力場時，模型采用“十字”約束。先在基板上下表面上的中線上施加Y 方向上的約束（U=0），再在對稱面上的中線上施加X 方向上的約束(=0)，最后約束基板正中間的點，使其Z 方向上的位移為0。這樣既能保證熔覆時模型可以自由變形，又能保證模型不會扭曲或者旋轉。

圖3 單道熔覆幾何模型Fig.3 Single-pass cladding geometric model

在COMSOL 中通過插值函數的辦法定義TC11 的熱物性參數。同時，設置表面對流系數為15 W/(m·K)，采用高斯熱源模擬激光熱源。本文利用COMSOL 中活化功能模擬激光熔覆過程，設置基板上圓弧狀區域為活化區域，活化表達式為：

式中：()為 單元的y 坐標；為熔覆掃描速度；為當前加工的時間。當熱源經過單元的中心，該單元就被激活。根據既定的掃描速率，設置熔覆過程中時間步長為0.1 s，熔覆總時長為2.0 s。

2.2.3 有限元仿真結果

圖4 為激光功率2 500 W 的單道熔覆應力結果，此時應力聚集在熔覆層下方。激光熔覆是一個急冷急熱的過程，大量的熱量聚集在熔覆層并重熔了部分基板，熔覆層與未受到重熔的基板之間存在較大的溫度梯度，故形成了較高的內應力。

圖4 單道應力仿真結果Fig.4 Single channel stress simulation results

3 單道熔覆實驗結果與討論

3.1 實驗宏觀形貌

如圖5 所示為激光功率在2 500～4 500 W 內的TC11 單層單道激光熔覆結果。獲得的沉積態TC11 合金熔覆層表面平整，成形過程中已成形熔覆層未發生明顯熔化流淌現象，表面無宏觀裂紋或氣孔等缺陷。分別選取在圖中標明的5 個測點進行單道熔覆寬度及高度測量，測量結果如表2 所示。結果表明，隨著激光功率的增大，單道熔寬不斷增大，而熔高影響不大。

圖5 TC11 單層單道激光熔覆實驗結果Fig.5 Experimental results of TC11 single-layer and single-pass laser cladding

表2 TC11 鈦合金單道熔覆幾何形貌參數Tab.2 Geometric parameters of TC11 titanium alloy single-pass cladding

3.2 熔覆區顯微組織與性能分析

圖6 所示為激光功率在2 500～4 500 W 內的TC11 鈦合金單道熔覆區橫截面圖。由圖6 可知，隨著激光功率的增大，熔覆材料對基板的稀釋率逐漸增大，熔覆層和基板結合面面積亦隨之逐漸增大。因此，在激光熔覆過程中提高輸入能量雖有利于增大熔寬，提高熔覆效率，但是同時增加了基板的稀釋率及其邊緣開裂傾向。圖6（d）中，本文根據熔覆區域的組織特點，將其分為熔覆層、熱影響區和熱應力層。其中熔覆層為激光熔覆過程中增材堆積而成的部分，熱影響區和熱應力層位于基板，是基板受熔覆影響組織和性能發生改變的區域。由熔覆區橫截面圖可知，基板受到熱影響的區域面積大于熔覆層面積。熔池凝固過程中固液界面隨凝固的進行不斷向熔池頂部推移。當熔覆層凝固后，與熱影響區連接處形成黑色的熔合線，這是由于激光熔覆過程中固態基板鈦合金表面與少量氧氣發生氧化反應形成的氧化帶。從圖6（f）可知，熔覆層與熱影響區在黑色氧化帶位置存在連續的金相組織，表明熔覆層與熱影響區之間具有較好的結合性。

圖6 不同激光功率下TC11 單道熔覆橫截面Fig.6 Cross section of TC11 after single-pass cladding under different laser powers

本文進一步采用掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察4 500 W 激光功率加工TC11 單道熔覆層和基板不同區域的微觀組織。圖7（a）～（b）為熔覆層頂端SEM 圖。圖中晶粒呈近圓形，為等軸晶的形態，與圖8 中TC11 的兩相組織比較可知其中較為平滑的區域為球形等軸α 相，由于腐蝕等因素，該沉積態組織比較細。利用Image-Pro 軟件測量出圖7（a）中球形等軸α 相的面積比為41%，故此該區域為等軸組織。圖7（c）～（d）為熔覆層中部SEM 圖。該區域晶粒豎向尺寸變長，呈柱狀晶形態。等軸晶和柱狀晶中都有明顯的雙相魏氏體特征。在圖7（e）～（f）的熔覆層底端SEM 圖中，存在一個柱狀晶粒由熔覆層與基體的結合面向外延生產的原始β 柱狀晶，晶內主要為網籃組織或馬氏體組織，并且魏氏體也從此往上開始慢慢明顯。魏氏體組織的優點是斷裂韌性高，這是因為晶界α 的存在使晶間斷裂比例減小。在魏氏體組織中，斷裂往往沿α、β 相界面發展，這是因為各α 束域取向不同，使裂紋擴散受阻的緣故。魏氏體組織的另一個優點是在較快冷卻（如空冷）狀態下，其蠕變抗力和持久強度較高。此外，魏氏體組織是β 相區熱加工的產物，在β 相區壓力加工時，變形抗力小，容易加工變形。

圖7 熔覆層微觀組織Fig.7 Microstructure of the cladding layers

圖8 TC11 合金兩相區組織[16]Fig.8 Microstructure of the two-phase region in TC11 alloy

圖9（a）～（c）分別為基板熱影響區、熱應力區和未加熱區的SEM 圖。本實驗中，采用的基板為退火態冷軋板。從圖9（c）中可以看出，基板中組織為片狀α（轉變態β）+β+初生β 晶界α，為鍛態基體，冷軋加工后，晶粒被拉長成纖維狀。在激光熔覆過程中，溫度的變化是引起組織轉變的根本原因，進而產生內應力。而基板受到的是局部非均勻熱作用，在基板熱影響區，由于受到熔覆層傳導的熱量影響，鍛態基體再結晶后形成了魏氏體組織。同時，該區域加熱溫度高，魏氏體晶粒嚴重長大，故冷卻后形成了粗大的過熱組織，如圖9（a）所示。圖9（b）所示為熱應力區，在快速冷卻過程中，由于從β 相轉變為α 相的過程來不及進行，β 相將轉變為成分與母相相同、晶體結構不同的過飽和固溶體，即馬氏體。板條狀的馬氏體內有密集的位錯，基本上沒有孿晶。熱應力層是熱影響區與基板上未發生組織變化區域的過渡區域，即受到激光熔覆影響的邊緣地帶。熱影響區由于受到高溫作用，晶粒經歷了回復、動態再結晶和生長變大的過程，而熱應力層下方的大部分基板由于散熱未及回復溫度，基板組織基本未發生變化。因此，熱應力層的晶粒一方面需協調熱影響區晶粒長大、位向改變帶來的變形，一方面又受到未加熱基板區域晶粒的限制，導致熱應力區晶粒發生嚴重的畸變。此區域內受到的熱應力最大，且當熱應力過大時，會導致基板該區域發生變形乃至開裂。本文把基板上表面與熱應力層域的距離設定為最大熱應力深度，如圖6 中，隨著激光功率的增大，最大熱應力深度逐漸增大，而熱應力層晶粒的變形越來越清晰。

圖9 基板微觀組織Fig.9 Microstructures of the substrate

3.3 基板應力預測與實驗結果

本文基于表2 中的熔覆層斷面的幾何尺寸，建立單道熔覆層的幾何模型，預測得到基板應力的分布規律。圖10 為4 500 W 的激光熔覆下基板的應力分布仿真圖與實驗結果的對比圖。由于著重分析基板內的應力分布規律，故把熔覆層的計算結果關閉。在仿真過程中為了簡化計算，忽略熔池的重熔，故基板上與熔覆層相接的面未形成弧度。可以看到熔覆層下方有一條圓弧狀的應力帶，此區域內的應力較高，與實際實驗中熔覆橫截面的熱應力層域的位置與形狀相似。應力仿真圖中最大應力處位于熔覆層的正下方熱應力帶的最深處。

圖10 4 500 W 基板應力分布仿真圖與實驗結果圖對比Fig.10 Comparison of stress distribution simulation diagram of 4500 W substrate with experimental result

2 500～4 500 W 之間不同的激光功率下最大應力深度變化的仿真和實驗結果如圖11 所示，基板上應力的深度隨著激光功率的增大而變深，與實驗中獲得的趨勢相同。這是由于隨著激光功率的增大，熔覆區單位時間獲得的熱量隨之增大，對熔覆區的溫度分布和應力分布有較大影響。

圖11 不同激光功率下最大應力深度結果Fig.11 Results of maximum stress depth under different laser powers

在熔覆過程中，對熔覆的熱應力進行預測，并通過優化的激光功率、掃描速度和送粉速率工藝參數組合，保證熔覆層質量的同時有效控制熔覆層/基材界面、基材的內應力，是預防其開裂的重要措施。

4 結 論

單道單層激光熔覆鈦合金TC11 后的成型件橫截面可以根據組織的變化分為熔覆層、熱影響區和熱應力層。熔覆層與熱影響區中間有明顯的黑色氧化帶，但這兩個區域組織結構連貫，即熔覆層與基板的結合性較好。其中熔覆層的組織為雙相魏氏體，并且熔覆層頂端出現等軸晶，往下漸變為柱狀晶；熱影響區的組織為再結晶后的魏氏體組織，該區域組織勻稱，沒有明顯的晶粒；熱應力層組織為板條狀的馬氏體。

基板上熱應力層由于處于晶格受熱生長的熱影響區和未發生組織轉變的基底之間，受到較高的熱應力，此塊區域即為基板上最大熱應力所在位置。由實驗測得2 500～4 500 W 之間不同的激光功率下基板的變化情況，得出：隨著激光功率的增大，熱應力層越來越明顯，最大熱應力深度也越來越大。