增材制造和鍛造TC11 鈦合金激光焊接頭組織與力學(xué)性能

王猛，張立平，趙琳瑜，吳軍，熊然，蒙永勝，李軍紅

(西安航天動(dòng)力機(jī)械有限公司,西安,710038)

0 序言

TC11 是一種α+β 型熱強(qiáng)鈦合金，由于其良好的耐腐蝕性、熱穩(wěn)定性、抗蠕變性和高強(qiáng)度而被應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)盤、葉片、環(huán)形件和緊固件中[1-4]，而鈦合金高昂的原材料成本限制了其應(yīng)用范圍.選區(qū)激光熔化(selective laser melting，SLM)技術(shù)利用激光逐層熔化金屬粉末，能夠?qū)崿F(xiàn)復(fù)雜幾何外形金屬零件的近凈尺寸成形[5-7]，具有成形精度高、試樣表面質(zhì)量好、適應(yīng)性強(qiáng)、材料利用率和制造效率高等一系列優(yōu)點(diǎn)[8-9].另外，SLM 一般在惰性氣氛艙或真空環(huán)境條件下進(jìn)行，能夠避免金屬零件受到空氣的污染，十分適合于鈦合金零件的建造[10].

SLM 技術(shù)可建造的零件尺寸受限于氣氛艙和真空艙室的體積，無(wú)法實(shí)現(xiàn)超大幾何尺寸零部件一體成形，可能需要通過(guò)焊接技術(shù)實(shí)現(xiàn)SLM 零件間的連接.另外，SLM 零件在實(shí)際應(yīng)用過(guò)程中可能需要與鍛造基體進(jìn)行連接.然而，鈦合金SLM 試樣的組織特征是粗大的原始β 柱狀晶粒，內(nèi)部由細(xì)小的馬氏體α 相組成[11-13]，與鍛造鈦合金的組織存在明顯差異，影響其焊接性能.

有關(guān)學(xué)者已經(jīng)開(kāi)展了增材制造鈦合金的焊接性能研究.Chen 等人[14]研究了40 mm 厚激光沉積TC11 合金電子束焊接接頭的組織和力學(xué)性能，結(jié)果表明，焊縫組織為細(xì)小的針狀馬氏體α′，增材制造基體組織為片層狀α 相，因此，焊縫的顯微硬度高于基體，且拉伸試驗(yàn)的斷裂位置均出現(xiàn)在基體處.另外，原始β 晶粒存在明顯的建造織構(gòu)，建造方向的拉伸試樣抗拉強(qiáng)度高于水平方向的拉伸試樣.同樣，TC4 作為α+β 型鈦合金，是目前應(yīng)用最廣泛、研究最充分的鈦合金.Yu 等人[15]研究了不同工藝下TC4 激光焊接接頭的力學(xué)性能，結(jié)果表明，選區(qū)激光熔化TC4(TC4-SLM)/TC4-SLM 焊縫與TC4-SLM/鍛造TC4(TC4-R)焊縫的顯微硬度、強(qiáng)度和疲勞裂紋擴(kuò)展速率接近.Xu 等人[16]開(kāi)展了電子束焊接方向?qū)υ霾闹圃霻C4(TC4-AM)/TC4-R 接頭性能的影響研究，結(jié)果表明，拉伸試樣斷裂位置均在增材試樣處，且水平方向增材制造與鍛造鈦合金的焊接接頭強(qiáng)度高于建造方向增材與鍛造鈦合金的強(qiáng)度.Sun 等人[17]研究了TC4-AM/TC4-R 激光焊接接頭的力學(xué)性能，結(jié)果表明，TC4-AM/TC4-R 合金激光焊接接頭的力學(xué)性能取決于增材制造TC4 合金的性能.另外，焊接方向與電子束熔化TC4 建造方向的夾角由0°增加至45°時(shí)，接頭斷后伸長(zhǎng)率由9.0%降低至6.0%.Qin 等人[18]研究了電子束熔化TC4 合金摩擦焊接頭的微觀組織和力學(xué)性能，結(jié)果表明，與增材TC4 基體粗大的柱狀晶粒不同，焊縫為等軸α 晶粒；基體的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為1 046 MPa ± 13 MPa 和10.0% ± 1.0%，接頭抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為1 034 MPa ±9 MPa 和13.0% ± 1.0%.

目前的研究主要集中于增材制造/鍛造鈦合金焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能，鍛造/鍛造鈦合金焊接接頭和增材制造/增材制造鈦合金焊接接頭微觀組織和力學(xué)性能的差異需開(kāi)展深入研究.因此，開(kāi)展了TC11-R/TC11-R，TC11-AM/TC11-AM和TC11-AM/TC11-R 的激光焊接，結(jié)合電子背散射衍射技術(shù)表征了焊接接頭不同位置組織，并對(duì)比研究了不同焊接接頭的微觀組織、顯微硬度和抗拉強(qiáng)度，為鈦合金增材件與鍛造件的應(yīng)用提供理論和數(shù)據(jù)支撐.

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

利用SLM-260 型選區(qū)激光熔化設(shè)備增材制造尺寸為100 mm×50 mm×1.6 mm 的TC11 合金試樣，激光波長(zhǎng)為1 070 nm，光斑直徑為60 μm.SLM 工藝參數(shù)如表1 所示.

表1 SLM 工藝參數(shù)Table 1 Process parameters of SLM

SLM TC11 試樣，即增材試樣的致密度為99.7%，試樣表面形貌如圖1 所示，表面存在大量部分熔化的TC11 粉末，表面不平度為49.06 μm.其組織特征是粗大的原始β 柱狀晶粒，內(nèi)部由相互交叉的細(xì)小馬氏體α′組成，如圖2 所示.鍛造TC11 合金的微觀組織為典型的等軸組織，由等軸α 相和轉(zhuǎn)變?chǔ)?組織組成如圖3 所示.

圖1 SLM TC11-AM 試樣表面形貌Fig.1 Surface morphology of SLM TC11-AM

圖2 TC11-AM 合金的組織形貌Fig.2 Microstructure morphologies of TC11-AM alloy.(a) low magnification; (b) high magnification

圖3 TC11-R 合金的微觀組織Fig.3 Microstructure of TC11-R alloy

增材制造和鍛造TC11 合金的力學(xué)性能如表2 所示.SLM 增材制造TC11 合金抗拉強(qiáng)度為1 691 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為5.0%.相比鍛造TC11 合金，強(qiáng)度提高了15.2%，塑性降低了50.0%.

表2 TC11-R 和TC11-AM 合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of TC11-R and TC11-AM alloy

1.2 試驗(yàn)步驟

采用由IPG-8000 型光纖激光器、ABB 6 軸機(jī)器人和局部惰性氣體保護(hù)裝置組成的激光焊接系統(tǒng)，激光波長(zhǎng)為1 070 nm，光斑直徑為200 μm.利用砂紙和酒精打磨、清洗焊接坡口.TC11-R/TC11-R接頭、TC11-AM/TC11-AM 接頭和TC11-AM/TC11-R 接頭采用激光焊工藝參數(shù)，即激光功率為1 022 W、焊接速度為15 mm/s、離焦量為0 mm.

焊后利用電火花線切割機(jī)切取金相試樣.試樣經(jīng)過(guò)不同顆粒度的砂紙打磨和SiO2拋光液拋光后，利用keller 試劑(HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶10)腐蝕.使用ZEISS Observer.Z1m 型光學(xué)顯微鏡表征焊接接頭的微觀組織.使用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)和牛津HKL-Channel5數(shù)據(jù)采集軟件進(jìn)行電子背散射衍射(electron backscattered diffraction,EBSD)試驗(yàn).將試樣置于溫度為20 ℃，且25 V 的電壓下在由6%高氯酸、30%正丁醇和64%甲醇組成的電解液中電拋光40 s.將處理好的試樣進(jìn)行EBSD 數(shù)據(jù)采集和數(shù)據(jù)分析試驗(yàn)，步長(zhǎng)為0.5 μm.

在XHVT-1000Z 型顯微硬度計(jì)上進(jìn)行維氏硬度試驗(yàn)，加載載荷為5 N，加載時(shí)間為10 s，加載速度為30 μm/s.利用電火花線切割機(jī)切取拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖4 所示.根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》在Instron 萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為0.2 mm/min.為了保證數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，每組拉伸試驗(yàn)切取3 個(gè)試樣，結(jié)果取其平均值.利用超聲波清洗斷口30 min后使用SU8230 型掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣斷口形貌.

圖4 拉伸試樣尺寸(mm)Fig.4 Dimensions of tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 組織特征

圖5、圖6 和 圖7 分別為TC11-R/TC11-R 接頭、TC11-AM/TC11-AM 接頭和TC11-AM/TC11-R 接頭TC11 合金焊接接頭組織.從圖5a 接頭橫截面可以明顯分辨出焊縫區(qū)和熱影響區(qū)，其寬度分別約為2.0 mm 和0.8 mm.焊縫區(qū)微觀組織為粗大的柱狀晶粒，柱狀晶以母材為基體，沿著最佳散熱方向，即垂直于焊接方向聯(lián)生生長(zhǎng)、競(jìng)爭(zhēng)結(jié)晶(圖5c)，晶粒內(nèi)部為相互交錯(cuò)的細(xì)小針狀馬氏體α′.由于熱影響區(qū)散熱條件良好，冷卻過(guò)程中形成等軸β 晶粒，這些等軸晶粒為焊縫區(qū)域晶粒的生長(zhǎng)提供了形核基點(diǎn)[15].圖6a 為TC11-AM/TC11-AM 接頭橫截面宏觀形貌，可以根據(jù)原始β 晶粒尺寸明顯的區(qū)分出焊縫區(qū)域，但熱影響區(qū)并不明顯.由于增材制造TC11 試樣表面存在大量分布不均勻的部分熔化粉末，粉末中間存在縫隙，這導(dǎo)致焊接接頭外貌出現(xiàn)起伏，因此焊接接頭出現(xiàn)明顯的不對(duì)稱現(xiàn)象.TC11-AM/TC11-AM 接頭焊縫微觀組織與TC11-R/TC11-R 接頭類似，晶粒以熱影響區(qū)晶粒為基體向焊縫中心生長(zhǎng)，熱影響區(qū)出現(xiàn)了等軸晶粒.圖7a為TC11 合金TC11-AM/TC11-R 激光焊接頭宏觀形貌，接頭的增材部分區(qū)域組織特征與圖6a 特征類似，鍛造TC11 部分區(qū)域組織特征與圖5a 特征類似.增材部分和鍛造部分的焊縫組織特征沒(méi)有明顯差異，說(shuō)明母材的原始組織特征對(duì)焊縫組織無(wú)明顯的影響.

圖5 TC11-R/TC11-R 接頭的宏觀和微觀組織Fig.5 Macro-morphology and micro-structure of TC11-R/TC11-R joint.(a) macro-morphology of joint;(b) enlargement of area a1 in Fig.5a; (c) enlargement of area a2 in Fig.5a; (d) enlargement of area a3 in Fig.5a

圖6 TC11-AM/TC11-AM 接頭的宏觀和微觀組織Fig.6 Macro-morphology and micro-structure of TC11-AM/TC11-AM joint.(a) macro-morphology of joint; (b) enlargement of area a1 in Fig.6a; (c)enlargement of area a2 in Fig.6a; (d) enlargement of area a3 in Fig.6a

圖7 TC11-AM/TC11-R 接頭的宏觀形貌和微觀組織Fig.7 Macro-morphology and micro-structure of TC11-AM/TC11-R joint.(a) macro-morphology of joint;(b) enlargement of area a1 in Fig.7a; (c) enlargement of area a2 in Fig.7a; (d) enlargement of area a3 in Fig.7a

2.2 顯微硬度

圖8 為不同焊接接頭的維氏硬度.為了更加清晰地分辨不同接頭維氏硬度分布的趨勢(shì)，利用多項(xiàng)式擬合接頭顯微硬度，如圖9 所示.TC11-AM/TC11-AM 接頭不同區(qū)域維氏硬度分布較為均勻，焊縫和熱影響區(qū)維氏硬度均值分別為449 HV 和450 HV，相比母材分別增加了2.6%和3.0%.TC11-R/TC11-R 接頭不同區(qū)域維氏硬度存在明顯差異，焊縫和熱影響區(qū)維氏硬度均值分別是457 HV 和434 HV，相比母材分別增加了16.0%和10.2%.TC11-AM/TC11-R 接頭中，增材側(cè)和鍛造側(cè)焊縫維氏硬度值分別為452 HV 和457 HV，差異不明顯，說(shuō)明母材的原始組織狀態(tài)不影響焊縫的微觀組織和力學(xué)性能.

圖9 不同焊接接頭的硬度分布趨勢(shì)Fig.9 Microhardness distribution trends of different welded joints

圖10 為TC11-AM/TC11-AM 接頭不同區(qū)域組織反極圖(IPF).母材、熱影響區(qū)和焊縫區(qū)域α 相的平均寬度分別是1.34，1.38 μm 和1.21 μm.相比母材，焊縫區(qū)域α′相寬度降低了9.7%，這是因?yàn)樵霾脑嚇拥摩痢湎嗍艿胶罄m(xù)沉積層的反復(fù)熱處理，導(dǎo)致α′相長(zhǎng)大[19].焊縫內(nèi)更加細(xì)小的α′相增加了維氏硬度.熱影響區(qū)維氏硬度的增加是α′相內(nèi)位錯(cuò)密度增加引起的，母材、熱影響區(qū)和焊縫中α′相的幾何必要位錯(cuò)密度分別是3.34×1014，3.46×1014m-2和3.26×1014m-2.這可能是因?yàn)闊嵊绊憛^(qū)組織不均勻，冷卻過(guò)程中較大的應(yīng)力導(dǎo)致內(nèi)部位錯(cuò)密度增加.圖11 為TC11-R/TC11-R 接頭不同區(qū)域IPF.母材、熱影響區(qū)和焊縫區(qū)域α′相的平均寬度分別是18.31，8.70 μm 和1.18 μm.焊縫區(qū)存在大量過(guò)飽和固溶體，針狀馬氏體α′相引起固溶強(qiáng)化.另外，相比母材中的等軸α 相，α′相尺寸小、位錯(cuò)密度高.熱影響區(qū)作為焊縫和母材的過(guò)渡區(qū)域，存在一定數(shù)量的針狀馬氏體α′相，使其硬度值升高.圖12 為TC11-AM/TC11-R 接頭不同區(qū)域IPF.焊縫區(qū)中α′相的平均寬度為1.23 μm，增材制造TC11 一側(cè)熱影響區(qū)中α′相的平均寬度為1.39 μm；鍛件TC11一側(cè)熱影響區(qū)中α′相的平均寬度為7.94 μm；增材和鍛造側(cè)熱影響區(qū)維氏硬度值分別為438 HV 和415 HV，母材的原始組織狀態(tài)是影響熱影響區(qū)組織和性能的重要因素.

圖11 TC11-R/TC11-R 接頭的IPFFig.11 IPF of TC11-R/TC11-R joint.(a) weld; (b) heat affected zone; (c) base metal

圖12 TC11-AM/TC11-R 接頭的IPFFig.12 IPF of TC11-AM/TC11-R joint.(a) weld; (b) heat affected zone at the TC11-AM side; (c) heat affected zone at the TC11-R side

2.3 拉伸性能

圖13 為TC11 合金激光焊接接頭抗拉強(qiáng)度.TC11-R/TC11-R 接頭的抗拉強(qiáng)度均值為1 593 MPa，斷裂在母材位置；相比母材，接頭的抗拉強(qiáng)度增加了6.3%；TC11-AM/TC11-AM 接頭其中一個(gè)拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度為1 710 MPa，斷于焊縫位置，另外兩個(gè)拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度分別是1 660 MPa 和1 692 MPa，斷裂在母材位置；接頭的抗拉強(qiáng)度均值為1 687 MPa，與增材件母材抗拉強(qiáng)度(1 691 MPa)差異不明顯，說(shuō)明增材件母材強(qiáng)度和焊縫強(qiáng)度相當(dāng).焊縫中馬氏體α′相尺寸更小，能夠一定程度上強(qiáng)化焊縫.但是焊縫中的原始β 晶粒更加粗大，接頭不同區(qū)域微觀組織根據(jù)伯格斯關(guān)系重建的原始β 晶粒如圖14 所示，焊縫、熱影響區(qū)和母材的原始β 晶粒寬度分別是48.5，32.9 μm 和21.3 μm，母材區(qū)域原始β 晶界更多，晶界能夠起到強(qiáng)化作用.因此，在更細(xì)小的馬氏體α′相和更粗大的原始β 晶粒的共同作用下，焊縫強(qiáng)度與母材強(qiáng)度接近；TC11-AM/TC11-R 接頭抗拉強(qiáng)度均值為1 575 MPa，斷裂均發(fā)生在增材母材位置.相比TC11-R/TC11-R 接頭和TC11-AM/TC11-AM 接頭，強(qiáng)度分別下降了1.2%和6.6%.

圖13 焊接接頭的抗拉強(qiáng)度Fig.13 Tensile strength of welded joints

圖14 TC11-AM/TC11-AM 接頭重建的原始β 晶粒Fig.14 Reconstruction prior β grains of TC11-AM/TC11-AM joint.(a) weld; (b) heat affected zone; (c) base metal

圖15、圖16 和圖17 為不同接頭的斷口形貌，斷口可以分為纖維區(qū)和剪切唇區(qū)[20].在纖維區(qū)和剪切唇區(qū)能夠觀察到大量的韌窩，展現(xiàn)了韌性斷裂特征.相比纖維區(qū)，剪切唇區(qū)域的韌窩小且淺.TC11-R/TC11-R 接頭試樣的韌窩尺寸更大、更深，同時(shí)在纖維區(qū)發(fā)現(xiàn)了二次裂紋(圖15b).另外，TC11-R/TC11-R 接頭為斷裂在母材的試樣，出現(xiàn)了明顯的頸縮，說(shuō)明鍛造TC11 合金良好的塑性變形能力.相比TC11-AM/TC11-R 接頭的纖維區(qū)(圖17b)，TC11-AM/TC11-AM 接頭纖維區(qū)中的韌窩小且淺(圖16b).在TC11-AM/TC11-AM 接頭斷裂在增材母材部分的試樣上發(fā)現(xiàn)了部分熔化粉末，如圖16a所示，這些位置可能會(huì)是應(yīng)力集中區(qū)域，拉伸過(guò)程中可能成為裂紋萌生點(diǎn)，造成綜合力學(xué)性能下降.另外，在TC11-AM/TC11-R 接頭拉伸試樣斷口上也發(fā)現(xiàn)部分熔化粉末(圖17a).

圖15 TC11-R/TC11-R 接頭的斷口形貌Fig.15 Fracture morphology of TC11-R/TC11-R joint.(a) macro-morphology of fracture; (b) enlargement of area a1 in Fig.15a; (c) enlargement of area a2 in Fig.15a

圖16 TC11-AM/TC11-AM 接頭的斷口形貌Fig.16 Fracture morphology of TC11-AM/TC11-AM joint.(a) macro-morphology of fracture; (b) enlargement of area a1 in Fig.16a; (c) enlargement of area a2 in Fig.16a

圖17 TC11-AM/TC11-R 接頭的斷口形貌Fig.17 Fracture morphology of TC11-AM/TC11-R joint.(a) macro-morphology of fracture; (b) enlargement of area a1 in Fig.17a; (c) enlargement of area a2 in Fig.17a

3 結(jié)論

(1) TC11-AM/TC11-AM，TC11-R/TC11-R 和TC11-AM/TC11-R 3 種接頭焊縫區(qū)均無(wú)明顯氣孔缺陷.母材的組織狀態(tài)對(duì)焊縫微觀組織無(wú)明顯影響，均為粗大的柱狀晶粒，晶粒內(nèi)部為相互交叉的馬氏體α′相；母材為TC11-AM 時(shí)，試樣表面的粉末間存在縫隙，會(huì)導(dǎo)致焊接接頭外貌出現(xiàn)起伏和不對(duì)稱現(xiàn)象；母材的組織狀態(tài)直接影響焊接接頭熱影響區(qū)等軸晶粒的尺寸，母材為TC11-AM 時(shí)，熱影響區(qū)等軸晶粒尺寸更大.

(2)母材的組織狀態(tài)顯著影響焊接熱影響區(qū)的力學(xué)性能，對(duì)焊縫的力學(xué)性能影響不明顯.因此TC11-AM/TC11-AM 焊縫與TC11-R/TC11-R 焊縫維氏硬度接近，而熱影響區(qū)域維氏硬度差異明顯.由于TC11-AM/TC11-R 接頭中不同區(qū)域微觀組織存在明顯差異，拉伸過(guò)程中試樣整體協(xié)調(diào)變形能力差，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度最低.3 種接頭形式的拉伸試樣均展現(xiàn)了韌性斷裂特征，斷裂面均發(fā)現(xiàn)大量韌窩.