激光熔覆修復(fù)TC17鈦合金顯微組織與力學(xué)性能研究

關(guān)鍵詞： 激光熔覆； TC17 鈦合金； 顯微組織； 熱處理； 力學(xué)性能

1 引言

隨著航空工業(yè)的飛速發(fā)展，航空發(fā)動(dòng)機(jī)推力顯著提升，對關(guān)鍵部件如整體葉盤的可靠性提出了更高要求［1］. 因此，鈦合金整體葉盤在國外發(fā)動(dòng)機(jī)中大量應(yīng)用，如F120、EJ200、F414、F110、PW600等［2］. 在我國，鈦合金整體葉盤已逐步應(yīng)用在軍用和民用航空發(fā)動(dòng)機(jī)上. 由于TC17 鈦合金整體葉盤強(qiáng)度高、斷裂韌性好等優(yōu)點(diǎn)［3-6］，被廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)中. TC17 整體葉盤工作在高壓、高負(fù)載的條件下，不可避免地產(chǎn)生磨損、外物打傷和卷邊等損傷. 如果直接采用新盤替換存在微小缺陷的損傷盤，在經(jīng)濟(jì)上不可承受，且整體葉盤制造工藝復(fù)雜、加工精度要求高，導(dǎo)致其制造周期長，難以滿足未來航空發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用需求［7， 8］. 要實(shí)現(xiàn)TC17 整體葉盤大規(guī)模工程化應(yīng)用，必須實(shí)現(xiàn)設(shè)計(jì)制造技術(shù)與修復(fù)技術(shù)并駕齊驅(qū).

對于TC17 整體葉盤輕度損傷，如葉尖磨損、進(jìn)排氣邊打傷，激光熔覆修復(fù)是最佳選擇. 眾多學(xué)者對TC17 的激光熔覆技術(shù)進(jìn)行了詳細(xì)研究［9-11］，可以發(fā)現(xiàn)大量的研究聚焦于激光凈成形制造，因此選擇的基材主要為TA0 工業(yè)純鈦鈦板，增材制造粉末采用TC17. 也有部分學(xué)者對TC17 整體葉盤的激光熔覆修復(fù)技術(shù)進(jìn)行了研究［12-14］. 劉佳權(quán)等［12］研究了激光熔覆修復(fù)TC17 鈦合金的顯微硬度和摩擦磨損性能，結(jié)果發(fā)現(xiàn)修復(fù)區(qū)顯微硬度和摩擦磨損性能均高于基體. Liu 等［13］采用激光熔覆對TC17 鈦合金表面的凹槽進(jìn)行了修復(fù)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)修復(fù)區(qū)域主要呈現(xiàn)柱狀和樹枝狀枝晶，而修復(fù)槽口界面處則表現(xiàn)為等軸晶. 拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明修復(fù)件可以達(dá)到鍛件性能的91%～98%. Zhao等［14］采用激光增材技術(shù)對TC17 鍛件表面的微小缺陷進(jìn)行了修復(fù)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)修復(fù)區(qū)域微觀組織呈現(xiàn)出胞狀亞結(jié)構(gòu)，與基體微觀組織呈現(xiàn)出顯著差異，而力學(xué)性能測試表明修復(fù)區(qū)域表現(xiàn)出高強(qiáng)低塑的特點(diǎn). 上述研究對于TC17 表面缺陷修復(fù)具有重要的參考價(jià)值. 在工程應(yīng)用中，TC17 整體葉盤葉尖損傷的修復(fù)主要通過減材加工去除損傷區(qū)域，然后進(jìn)行增材修復(fù)，從而恢復(fù)葉片形狀與功能. 葉尖屬于薄壁件，散熱能力顯著區(qū)別于板狀平面樣品，這使得熔覆的微觀組織可能與板狀試樣上的情況存在較大差異. 因此，有必要研究TC17整體葉盤葉尖激光熔覆修復(fù).

本文以TC17 整體葉盤葉尖損傷修復(fù)為問題導(dǎo)向，開展激光熔覆修復(fù)技術(shù)研究. 通過工藝參數(shù)優(yōu)化試驗(yàn)，明確了最優(yōu)激光熔覆工藝參數(shù)，并開展了激光熔覆修復(fù)后熔覆區(qū)的顯微組織和力學(xué)性能研究，討論了熱處理工藝對顯微組織的影響規(guī)律以及顯微組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系.

2 實(shí)驗(yàn)材料與方法

激光熔覆設(shè)備包括高精度機(jī)器人、光纖激光器、同軸送粉系統(tǒng). 激光器型號是IPG YLS1000，最大輸出功率1000 W，光纖芯徑200 μm；激光熔覆頭使用的是德國進(jìn)口YC52，采用環(huán)形同軸送粉；機(jī)械臂型號是史陶比爾TX2-90，重復(fù)定位精度±0. 03 mm；送粉器是德國GTV 制造的.

基體材料采用TC17 鍛件. 修復(fù)粉末采用TC17 鈦合金粉末，化學(xué)成分列于表1 中. 粉末粒度分布實(shí)測值列于表2 中. 此外，測試了TC17 合金粉末的流動(dòng)性、松裝密度、振實(shí)密度、球形度以及空心率，具體數(shù)值列于表3 中.

激光熔覆工藝參數(shù)為：激光功率400～600 W，激光掃描速度6～10 mm/s，送粉速率2～4 g/min，光斑大小為1. 5 mm，Z 軸提升量為0. 5 mm. 測量單道熔寬和熔高的尺寸，根據(jù)單道沉積試驗(yàn)結(jié)果來確定工藝參數(shù). 金相試樣采用線切割垂直于沉積層進(jìn)行切割，切割后進(jìn)行腐蝕后用于金相觀察.采用Zeiss Axio Vert. A1 倒置金相顯微鏡對修復(fù)試樣的微觀組織進(jìn)行了分析. 室溫拉伸和高溫拉伸測試分別參照《ASTM E 8/E 8M》和《ASTM E21》. 缺口拉伸和缺口持久測試參照《ASTM E 8/E 8M》和《ASTM E 292-2009》. 缺口持久測試條件為：室溫條件，應(yīng)力1170 MPa，Kt =3. 9，記錄持久時(shí)間，每隔5 h 增加58. 5 MPa，直至斷裂. 所有測試試樣均沿激光熔覆試樣板材縱向自中心部取樣，保證一半是基體，一半是熔覆區(qū). 每組實(shí)驗(yàn)重復(fù)3～5 根試樣.

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

3. 1 激光熔覆工藝參數(shù)設(shè)計(jì)與優(yōu)化

設(shè)計(jì)的激光熔覆單道工藝參數(shù)和單道熔覆層的熔寬和熔高列于表4，相應(yīng)的單道熔覆層的金相組織形貌圖如圖1 所示.

根據(jù)組織形貌圖，可判斷8 種工藝參數(shù)下單道熔覆層與基材的冶金結(jié)合質(zhì)量，其中1#、5#、7#樣品均出現(xiàn)了明顯的未熔合，主要是由于激光功率較低，粉末未能完全熔化. 3#、6# 樣品邊緣未熔合. 2#、4#以及8#試樣冶金質(zhì)量合格. 2#試樣每層的寬高比適中，每層熔覆層的厚度約為0. 5 mm.因此，優(yōu)選2#試樣的工藝參數(shù)作為后續(xù)制備多層多道熔覆層的金相組織試樣、力學(xué)性能試樣工藝參數(shù).

3. 2 激光熔覆TC17 試樣顯微組織演變規(guī)律

3. 2. 1 基體和熔覆區(qū)TC17 合金顯微組織 圖2a和圖2b 為鍛造TC17 合金顯微組織形貌. 該鍛件為盤模鍛件，其顯微組織與化學(xué)成分與整體葉盤葉片相近，因此將該盤鍛件作為基板進(jìn)行激光熔覆. 如圖所示，TC17 鍛件基板的主要由網(wǎng)籃組織組成，其中針狀顯微組織為α 相，針狀α 相之間的顯微組織為β 相［15-17］. 主要是由于鍛件TC17 在加工過程中經(jīng)過788～816 ℃固溶4 h，強(qiáng)制風(fēng)冷或水冷至室溫后，再在602～685 ℃溫度范圍內(nèi)保溫8 h的熱處理制度，使得在（α+β）/β 相變點(diǎn)附近變形，使原始β 晶粒及晶界α 破碎，冷卻后α 相尺寸減小，針狀α 相變短，且各從交錯(cuò)排列，其塑性、蠕變抗力以及高溫持久等綜合性能較好.

圖2c 和圖2d 為未熱處理TC17 熔覆層顯微組織形貌. 結(jié)果表明TC17 熔覆層主要由邊緣帶有一定“鋸齒”狀特征的不規(guī)則針狀α 相和β 相組成. 由于激光熔覆過程中形成的熔池經(jīng)歷快速熔化凝固，形成非平衡顯微組織，在組織形貌上接近焊態(tài)金相組織. 激光熔覆TC17 合金的α 相與β 相尺寸顯著小于鍛件TC17 合金對應(yīng)的顯微組織，這是由于熔池快速凝固過程中形成較小的晶粒尺寸，同時(shí)α 相與β 相相變的轉(zhuǎn)變時(shí)間較短，導(dǎo)致兩種顯微組織不能充分長大. 激光熔覆過程中熔池快速凝固，部分β 相被保留至室溫，未發(fā)生α 相變，因此未經(jīng)熱處理的TC17 熔覆層中β 相含量高于鍛件TC17 合金. 而鋸齒狀特征的微觀組織對于疲勞性能和裂紋擴(kuò)展路徑具有重要意義. 孫曉敏等［10］對于鋸齒狀微觀組織的形成原因進(jìn)行了討論.（1） 是與β 相基體不遵循Burgers 位向關(guān)系的α 相在激光快速加熱和快速冷卻過程中，消耗與β 基體遵循Burgers 位向關(guān)系的不穩(wěn)定的α 相，形成了鋸齒狀面層；（2） 是激光熔覆過程中溫度較高，屬于β 高穩(wěn)定區(qū)，這使得α 相將溶解，初生α/β 相界向α 相一側(cè)形成小突起，這些突起的地方界面能較高，易于次生α 相形核，于是β 相突起在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊?相和β 相組織. 在本研究中，作者認(rèn)為第（1）種鋸齒界面形成機(jī)制是有可能的. 本文熔覆區(qū)鋸齒狀組織最大寬度僅1 μm，遠(yuǎn)低于報(bào)道的第（2）種鋸齒界面形成機(jī)制的寬度，且鋸齒狀組織分布不均勻，可能與激光熔化沉積過程中的劇烈短時(shí)非穩(wěn)態(tài)循環(huán)加熱與冷卻作用相關(guān)，這說明是由冷卻速率不一致導(dǎo)致的鋸齒狀組織分布不均. 此外，金相照片中也并未觀察到明顯的β 相突起，表明未發(fā)生明顯的次生α 相的長大與粗化. 因此，鋸齒狀組織的產(chǎn)生是由于α 相在α/β 相界面處形成后向α 相內(nèi)生長，形成鋸齒狀界面層.

3. 2. 2 熱處理態(tài)TC17 熔覆區(qū)顯微組織 未經(jīng)熱處理的TC17 熔覆層顯微組織表現(xiàn)為非平衡組織，為了使熔覆層中亞穩(wěn)態(tài)β 相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，調(diào)整α 相與β 相比例、形貌與含量，提高TC17 熔覆層延伸率，使TC17 熔覆層的拉伸性能達(dá)到或超過鍛件TC17 合金水平，特對沉積態(tài)TC17 進(jìn)行熱處理.

（1） 固溶時(shí)效熱處理. 圖3 為950 ℃保溫1 h、然后550 ℃保溫4 h 熱處理?xiàng)l件下TC17 試樣顯微組織形貌，該熱處理?xiàng)l件下沉積層主要為α+β 雙相組織，其中α 相為短棒狀組織，β 相為塊狀顯微組織，沉積層顯微組織整體表現(xiàn)為網(wǎng)籃組織. 此外，還存在部分納米級橢球狀次生α 相. 激光熔化沉積過程中通過快速凝固形成沉積層，沉積層形成的α+β 雙相組織中的β 相為亞穩(wěn)定相，950 ℃保溫?zé)崽幚磉^程中，在沉積層中產(chǎn)生β 相組織，空冷至550 ℃后在沉積層中生成α 相組織和次生α 相，由于在950 ℃和550 ℃分別保溫1 h 和4 h，使α 和β 相的相變時(shí)間較為充分. 和基體相比，α 和β 相的尺寸均顯著更小.

（2） 時(shí)效熱處理. 分別考察了時(shí)效6 h、8 h、10 h 以及12 h 后熔覆區(qū)的微觀組織. 圖4a 和圖4b為680 ℃時(shí)效6 h 后熔覆區(qū)顯微組織形貌. 相比于未經(jīng)熱處理TC17 熔覆層的組織形貌，時(shí)效處理6 h 后，α 相形貌發(fā)生明顯變化，由未經(jīng)熱處理的針狀形貌向不規(guī)則形態(tài)過渡，同時(shí)在熔覆層中產(chǎn)生次生α 相，次生α 相的尺寸更小，形狀呈現(xiàn)短棒狀或橢球狀. 在時(shí)效熱處理后，未觀察到明顯的鋸齒狀組織，說明鋸齒狀組織溶解完全. 這可能是由于鋸齒狀組織具有大曲率邊界，使其具有較高的溶解速率.

圖4c 和圖4d 為激光熔覆TC17 試樣在680 ℃保溫8 h 條件下的顯微組織形貌. 結(jié)果表明，隨著時(shí)效時(shí)間延長，更多的亞穩(wěn)定β 相轉(zhuǎn)變成次生α相. 部分初生α 相顯著粗化. 時(shí)效8 h 后熔覆層中α相與β 相數(shù)量與各自所占比例差異較小.

圖4e 和圖4f 為激光熔覆TC17 試樣在680 ℃保溫10 h 條件下的顯微組織形貌. 相比于時(shí)效6 h與時(shí)效8 h，初生α 相也由針狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，并且時(shí)效10 h 后的熔覆層中的次生α 相顯著增加. 由于激光熔覆過程中熔池凝固速度快，熔覆層中的α相為過飽和固溶體，同時(shí)β 相也為亞穩(wěn)態(tài)組織，因此在時(shí)效過程中，過飽和α 固溶體與亞穩(wěn)態(tài)β 相均會(huì)產(chǎn)生次生α 相，次生α 相的產(chǎn)生會(huì)對TC17 熔覆層的力學(xué)性能產(chǎn)生顯著影響，改變?nèi)鄹矊拥膹?qiáng)度與塑性.

圖4g 和圖4h 為680 ℃時(shí)效12 h 后TC17 熔覆層的顯微組織形貌. 相比于時(shí)效6 h、8 h 以及10 h后形成的顯微組織，時(shí)效12 h 后熔覆層中的次生α數(shù)量顯著增多，并且次生α 相的尺寸高于另外3 種時(shí)效熱處理制度處理后的熔覆層中對應(yīng)顯微組織的尺寸. 除了明顯的短棒狀初生α 相與次生α 相外，在α 相內(nèi)部觀察到橢球狀顯微組織，該顯微組織為過飽和α 相在時(shí)效過程中析出的次生α 相.

隨著時(shí)效熱處理時(shí)間從6 h 延長至12 h，除了組織發(fā)生明顯轉(zhuǎn)變外，α 相的含量逐漸降低，而β 相的比例逐漸增多. 這主要和激光熔覆產(chǎn)生的初始組織有關(guān). 由于激光熔覆過程中熱梯度較大，形成的非平衡組織為馬氏體α'相. 已有較多的研究結(jié)果表明：激光熔覆試樣的頂部幾乎全部為馬氏體α'相，主要是由于激光熔覆過程中冷卻速率較大，鈦合金凝固過程中發(fā)生無擴(kuò)散型相變，不發(fā)生原子擴(kuò)散，只發(fā)生晶格重構(gòu)，形成馬氏體α'相［8， 10］. 而在激光循環(huán)往復(fù)熔覆過程中，大部分馬氏體轉(zhuǎn)換為α相和β 相，但依然存在部分馬氏體不能即使轉(zhuǎn)換為α 相和β 相. 在時(shí)效熱處理過程中，未轉(zhuǎn)換的馬氏體緩慢轉(zhuǎn)換為β 相，隨著時(shí)效熱處理時(shí)間增加，α 相增加而β 相逐漸降低.

3. 3 激光熔覆TC17 試樣力學(xué)性能測試

3. 3. 1 室溫拉伸性能 對熱處理后的沉積態(tài)TC17 試樣（無TC17 基體）的拉伸性能進(jìn)行了測試，結(jié)果列于表5. 鍛造TC17 合金經(jīng)過鑄造、鍛造、固溶+ 時(shí)效熱處理工藝，鍛造加工工藝減小了TC17 合金內(nèi)部的氣孔尺寸、弱化了合金內(nèi)部高密度夾雜，從而提高TC17 合金力學(xué)性能. 通過標(biāo)準(zhǔn)化熱處理工藝調(diào)整鍛造TC17 合金內(nèi)部α 相和β 相尺寸、比例以及形貌，在提高TC17 合金強(qiáng)度的同時(shí)調(diào)整強(qiáng)塑性匹配.

采用時(shí)效熱處理后，可以發(fā)現(xiàn)：在680 ℃時(shí)效6 h 后試樣表現(xiàn)出焊態(tài)組織的典型特點(diǎn)，即高強(qiáng)度低塑性的特點(diǎn)，與文獻(xiàn)報(bào)道的結(jié)果一致［18］. 隨著時(shí)效時(shí)間從6 h 增加至10 h，沉積態(tài)強(qiáng)度下降、塑性升高. 這主要是由于隨著時(shí)效時(shí)間延長，在較粗的α組織間會(huì)析出二次α 相. α 相和β 相分別為密排六方和體心立方相，由于α 相的塑性變形能力低于β相. 因此，隨著時(shí)效時(shí)間延長，二次α 相析出會(huì)降低初生α 相固溶強(qiáng)度，從而提高α 相的塑性變形能力. 隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長至12 h，熔覆層中的二次α 相進(jìn)一步增加，并且次生α 相發(fā)生粗化，熔覆層中數(shù)量較多和尺寸較大的二次α 脆性相會(huì)降低熔覆層塑性變形能力. 因此，時(shí)效熱處理10 h以上時(shí)，熔覆層的延伸率隨著時(shí)效時(shí)間延長而有所降低.

950 ℃固溶+550 ℃時(shí)效4 h 熱處理后，TC17熔覆層強(qiáng)度較高，平均值可達(dá)到1460 MPa，但其延伸率極低，僅為0. 6 %. 熱處理過程中合金元素原子進(jìn)一步固溶在Ti 原子晶格中. 固溶+時(shí)效熱處理過程中，550 ℃條件下時(shí)效溫度較低，4 h 保溫時(shí)間較短，并且采用惰性氣體冷卻，使試片冷卻速率較快. 綜合以上熱處理特點(diǎn)，導(dǎo)致TC17 熔覆層固溶程度增加，從而使其表現(xiàn)出高強(qiáng)度，低延伸率的力學(xué)性能特點(diǎn). 由于680 ℃、保溫10 h 條件下熔覆層的延伸率在時(shí)效樣品中最高，選取該熱處理制度作為熱處理工藝參數(shù).

根據(jù)該熱處理制度，測試了TC17 修復(fù)后試樣徑向的室溫拉伸性能. 結(jié)果列于表6. 可以發(fā)現(xiàn)：激光熔覆TC17 試樣的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了鍛件標(biāo)準(zhǔn)的93%，且塑性遠(yuǎn)超標(biāo)準(zhǔn)值.

3. 3. 2 缺口拉伸和缺口持久 由于鈦合金整體葉盤主要應(yīng)用在發(fā)動(dòng)機(jī)進(jìn)氣端，在高速轉(zhuǎn)動(dòng)過程中吸入的沙石等雜質(zhì)可能將葉片打傷掉塊，從而導(dǎo)致局部應(yīng)力集中，改變了缺口前方的應(yīng)力狀態(tài)，使缺口試樣所受的應(yīng)力由原來的單向應(yīng)力狀態(tài)變?yōu)閮上蚧蛉驊?yīng)力狀態(tài)，也就是出現(xiàn)了σx （ 平面應(yīng)力狀態(tài)）或σx 與σz （ 平面應(yīng)變狀態(tài)）. 因此，測試了TC17 合金熔覆層經(jīng)過680 ℃時(shí)效10 h 后的缺口拉伸和缺口持久性能. 結(jié)果表明：TC17 合金熔覆層的平均缺口拉伸強(qiáng)度為1537 MPa，在1170 MPa 應(yīng)力條件下的平均缺口持久時(shí)間可達(dá)5. 625 h，并且平均斷后伸長率可達(dá)到5. 6%，斷面收縮率可達(dá)到13. 1%. 以上結(jié)果表明，即使在改變應(yīng)力狀態(tài)的前提下，熔覆區(qū)的依然具有較高的強(qiáng)度和塑性.

4 結(jié)論

（1） TC17 鈦合金熔覆層的α+ β 相尺寸低于鍛造TC17 合金，針對TC17 合金熔覆層進(jìn)行熱處理可調(diào)節(jié)TC17 合金熔覆層顯微組織形貌，固溶+時(shí)效熱處理獲得TC17 熔覆層內(nèi)部α 相呈短棒狀，而采用時(shí)效熱處理工藝后，熔覆層生成短棒狀和顆粒狀次生α 相，并且次生α 相數(shù)量和尺寸隨著時(shí)效時(shí)間延長而增加.

（2） 熱處理制度顯著影響TC17 合金熔覆層顯微組織與力學(xué)性能，TC17 合金熔覆層的強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)間延長呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢，而延伸率則隨著時(shí)效時(shí)間延長呈現(xiàn)先升高后降低的規(guī)律. 采用固溶+時(shí)效熱處理制度提高了TC17 合金強(qiáng)度，降低了TC17 合金熔覆層韌性. 當(dāng)680 ℃時(shí)效10 h 后，TC17 合金熔覆層的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了鍛件標(biāo)準(zhǔn)的93%，且塑性遠(yuǎn)超標(biāo)準(zhǔn)值. TC17 合金熔覆層的平均缺口拉伸強(qiáng)度為1537 MPa，在1170 MPa 應(yīng)力條件下的平均缺口持久時(shí)間可達(dá)5. 625 h，并且平均斷后伸長率可達(dá)到5. 6%，斷面收縮率可達(dá)到13. 1%.