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)動機推力顯著提升，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)動機中大量應(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)動機上. 由于TC17 鈦合金整體葉盤強度高、斷裂韌性好等優(yōu)點［3-6］，被廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機壓氣機中. TC17 整體葉盤工作在高壓、高負載的條件下，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)動機應(yīng)用需求［7， 8］. 要實現(xiàn)TC17 整體葉盤大規(guī)模工程化應(yīng)用，必須實現(xiàn)設(shè)計制造技術(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)進行了詳細研究［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. 拉伸試驗結(jié)果表明修復(fù)件可以達到鍛件性能的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)出高強低塑的特點. 上述研究對于TC17 表面缺陷修復(fù)具有重要的參考價值. 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，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 實驗材料與方法

激光熔覆設(shè)備包括高精度機器人、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口YC52，采用環(huán)形同軸送粉；機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. 粉末粒度分布實測值列于表2 中. 此外，測試了TC17 合金粉末的流動性、松裝密度、振實密度、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行切割，切割后進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). 每組實驗重復(fù)3～5 根試樣.

3 實驗結(jié)果與討論

3. 1 激光熔覆工藝參數(shù)設(shè)計與優(yōu)化

設(shè)計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α 相與β 相相變的轉(zhuǎn)變時間較短，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，作者認為第（1）種鋸齒界面形成機制是有可能的. 本文熔覆區(qū)鋸齒狀組織最大寬度僅1 μm，遠低于報道的第（2）種鋸齒界面形成機制的寬度，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到或超過鍛件TC17 合金水平，特對沉積態(tài)TC17 進行熱處理.

（1） 固溶時效熱處理. 圖3 為950 ℃保溫1 h、然后550 ℃保溫4 h 熱處理條件下TC17 試樣顯微組織形貌，該熱處理條件下沉積層主要為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 相的相變時間較為充分. 和基體相比，α 和β 相的尺寸均顯著更小.

（2） 時效熱處理. 分別考察了時效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，隨著時效時間延長，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. 相比于時效6 h與時效8 h，初生α 相也由針狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，并且時效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β 相也為亞穩(wěn)態(tài)組織，因此在時效過程中，過飽和α 固溶體與亞穩(wěn)態(tài)β 相均會產(chǎn)生次生α 相，次生α 相的產(chǎn)生會對TC17 熔覆層的力學(xué)性能產(chǎn)生顯著影響，改變?nèi)鄹矊拥膹姸扰c塑性.

圖4g 和圖4h 為680 ℃時效12 h 后TC17 熔覆層的顯微組織形貌. 相比于時效6 h、8 h 以及10 h后形成的顯微組織，時效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 相在時效過程中析出的次生α 相.

隨著時效熱處理時間從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)生無擴散型相變，不發(fā)生原子擴散，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，隨著時效熱處理時間增加，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. 通過標準化熱處理工藝調(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 合金強度的同時調(diào)整強塑性匹配.

采用時效熱處理后，可以發(fā)現(xiàn)：在680 ℃時效6 h 后試樣表現(xiàn)出焊態(tài)組織的典型特點，即高強度低塑性的特點，與文獻報道的結(jié)果一致［18］. 隨著時效時間從6 h 增加至10 h，沉積態(tài)強度下降、塑性升高. 這主要是由于隨著時效時間延長，在較粗的α組織間會析出二次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，隨著時效時間延長，二次α 相析出會降低初生α 相固溶強度，從而提高α 相的塑性變形能力. 隨著時效時間的進一步延長至12 h，熔覆層中的二次α 相進一步增加，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 脆性相會降低熔覆層塑性變形能力. 因此，時效熱處理10 h以上時，熔覆層的延伸率隨著時效時間延長而有所降低.

950 ℃固溶+550 ℃時效4 h 熱處理后，TC17熔覆層強度較高，平均值可達到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一步固溶在Ti 原子晶格中. 固溶+時效熱處理過程中，550 ℃條件下時效溫度較低，4 h 保溫時間較短，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，導(dǎo)致TC17 熔覆層固溶程度增加，從而使其表現(xiàn)出高強度，低延伸率的力學(xué)性能特點. 由于680 ℃、保溫10 h 條件下熔覆層的延伸率在時效樣品中最高，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 試樣的抗拉強度達到了鍛件標準的93%，且塑性遠超標準值.

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)動機進氣端，在高速轉(zhuǎn)動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度為1537 MPa，在1170 MPa 應(yīng)力條件下的平均缺口持久時間可達5. 625 h，并且平均斷后伸長率可達到5. 6%，斷面收縮率可達到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 合金熔覆層進行熱處理可調(diào)節(jié)TC17 合金熔覆層顯微組織形貌，固溶+時效熱處理獲得TC17 熔覆層內(nèi)部α 相呈短棒狀，而采用時效熱處理工藝后，熔覆層生成短棒狀和顆粒狀次生α 相，并且次生α 相數(shù)量和尺寸隨著時效時間延長而增加.

（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 合金熔覆層的強度隨著時效時間延長呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢，而延伸率則隨著時效時間延長呈現(xiàn)先升高后降低的規(guī)律. 采用固溶+時效熱處理制度提高了TC17 合金強度，降低了TC17 合金熔覆層韌性. 當(dāng)680 ℃時效10 h 后，TC17 合金熔覆層的抗拉強度達到了鍛件標準的93%，且塑性遠超標準值. TC17 合金熔覆層的平均缺口拉伸強度為1537 MPa，在1170 MPa 應(yīng)力條件下的平均缺口持久時間可達5. 625 h，并且平均斷后伸長率可達到5. 6%，斷面收縮率可達到13. 1%.