钛合金因其拥有的低密度、高比强度、优良的耐蚀性和生物相容性等特点，在航空航天、化学工程、仿生医疗和海洋工程等领域被宽泛选取[1] 。凭据组织和元素含量的分歧，钛合金被分为六类：α型钛合金、近α型钛合金、α+β型钛合金、近β型钛合金、亚稳β型钛合金和不变β型钛合金[2] 。TA15钛合金属于近α型钛合金，其名义成分为Ti-6.5Al-2Zr1Mo-1V，其中Al为α相不变元素，Mo和V为β相不变元素，因而TA15钛合金既拥有α型钛合金优良的热强性和可焊性，又拥有近似于α+β型钛合金的工艺塑性[3-5] 。TA15的长时(3000h)工作温度可达500℃，瞬时工作温度可达800℃，在450℃的工作寿命可达6000h 。凭借优异的机能，TA15合金被宽泛用于造作飞机、导弹、运载火箭和卫星的焊接结构件、承力结构件以及大型整体部件等[3] 。在航空航天领域零件造作的传统加工方式有铸造、铸造和机械加工[6] 。随着航空航天领域零件的设计朝着复杂化、轻量化和结构一体化的方向发展，传统加工方式已难以满足该类复杂结构和零件的造作需要，而选区激光溶解（SLM）工艺由于拥有复杂结组成形能力及高成形精度的优势，近年来获得了宽泛关注，并被用于TA15增材造作工艺的钻研[7] 。
固然SLM技术可能实现结构一体化、削减零件数量，但是由于某些地位的结构限度，不成预防线必要通过焊接的方式，将增材结构件之间进行衔接 。目前的钻研集中在传统方式造作的TA15资料的焊接机能分析和评价，例如付吉远等[8]钻研了退火态TA15锻件激光焊接时的焊接工艺参数和摆动对锁底焊接接头的焊缝成形质量的影响，利用其对匙孔不变性、熔池流动的影响，抑造了锁底接头的气孔缺点，获得了高质量焊锁底接头 。刘诗超等[9]钻研了焊接速度对退火态TA15钛合金激光焊接接头组织和机能的影响，并得出焊接速度的增长使得焊缝区和扰装响区的晶粒尺寸不休减幼，接头抗拉强度随着焊接速度的增长，出现先增长后减幼的法规，而伸长率出现相反的变动法规 。刘昌奎等[10]钻研了退火态TA15轧造板材的氩弧焊焊接接头的委顿裂纹扩大行为，TA15钛合金氩弧焊焊缝晶粒为粗壮的柱状晶，组织为含有较多粗壮针状α的魏氏组织，扰装响区为α片层均匀藐幼的魏氏组织 。由于焊缝和扰装响区的显微组织的分歧，使其委顿裂纹扩大行为出现了显著差距 。本文将选取手持激光填丝焊接的方式，钻研SLM成形TA15合金在焊接前后的组织和力学机能变动，并分析组织和机能的对应关系 。
1、试验
1.1资料造备
试验选取电极感应溶解气雾化（EIGA）步骤造备TA15合金球形粉末，化学成分如表1所示 。拔取粉末粒度领域为15~53μm的粉末，粉末球形度优良，空心粉率较低 。通过选区激光溶解工艺造备出150mm×150mm×3mm的板状试样，成形方向如图1所示 。选区激光溶解的具体工艺：层厚60μm，激光功率320W，扫描速度1250mm/s，扫描间距0.12mm 。
1.2尝试步骤
焊前对SLM成形TA15合金试板进行了退火处置，选取的造度为800℃×6h，并随炉缓冷 。随后选取手持激光填丝焊接方式，对SLM成形TA15板状试样进行焊接，焊接功率为1200W，焊接速度为1500mm/min，焊接时选取零离焦和氩气；，接头大局如图2所示 。
焊丝直径φ1mm，焊丝成分如表2所示 。焊后对试板进行了去应力热处置，热处置造度为650℃×2h，保温后随炉缓冷 。在母材和焊接试板上，别离沿横向和纵向造取板状拉伸试样和金相试样 。拉伸试样如图3所示，尺寸为64mm×15mm×1.5mm 。在QUASAR10设备上按GB/T228.1和GB/T228.2进行室和善500℃拉伸机能测试 。金相试样经研磨抛光后，选取CuSO4+HCl+C2H5OH水溶液进行侵蚀，并在ZeissAxioscope7金相显微镜下进行母材和焊接接头的金相组织观察 。选取JEOL·JSM-7800F扫描电镜观察了拉伸断口描摹 。
2、了局与分析
2.1母材显微组织图
4和图5所示别离为SLM成形TA15合金沉积态和退火态的横截面和纵截面组织描摹 。由图可知，SLM成形TA15合金经退火后，横向和纵向仍维吃戾盘状和柱状晶描摹 。晶内组织重要由原始β晶粒、晶内藐幼针状α’-马氏体和晶界α’-马氏体组成，以及部门α-马氏体 。这是由于SLM成形后的冷却速度极快，可达10-4K/s[11]，导致在β→α相变时，溶质元素没有足够的功夫从β相中实现扩散，从而以无扩散相变的方式形成了过鼓和固溶体，即α’-马氏体 。天生的α’-马氏体和母相β相之间存在严格的Burgers取向关系，且存在12种可能变体[12]，从而形成了如图所示的网篮状组织描摹，α’-马氏体沿着分歧方向呈网篮状、交错分列 。当在800℃进行退火处置时，α’-马氏体产生分化，转造成α-马氏体和β 。
2.2焊接接头显微组织
焊接接头显微组织焊接接头整体宏观描摹如图6所示 。焊缝熔合区宽度约8mm，扰装响区的宽度约6mm（单侧） 。焊缝质量优良，无显著气孔，焊缝分辨布着较大的β柱状晶，且沿着厚度方向成长 。
图7为横向和纵向焊接接头的焊缝、扰装响区显微组织SEM描摹 。焊缝区显微组织为粗壮的β柱状晶，沿柱状晶成长方向的长度超过了1mm，晶内散布着藐幼针状、呈网篮状交错分列的α’马氏体 。粗晶区和细晶区的组织描摹重要为等轴β晶粒和其内部门布着的交错分列的针状α’马氏体，部门成片状，其中粗晶区的原始β晶粒尺寸约为210μm，细晶区的原始β晶粒尺寸约为95μm 。同时，在粗晶区和细晶区天生了肯定量的沿晶界散布并向晶内成长的α’马氏体，即典型的魏氏组织[7] 。
2.3焊接接头拉伸机能
表3为TA15合金母材和焊接接头的室温拉伸机能 。与母材相比，SLM成形TA15合金焊接接头的强度和塑性均有所降低 。其中横向和纵向抗拉强度别离降低约50MPa和66MPa，降幅约4.7%和6.1%；屈服强度别离降低约87MPa和101MPa，降幅约8.9%和10.2%；伸长率别离降低约3.5%和8%，降幅约25.5%和44.4% 。
表4为TA15合金母材和焊接接头的500℃拉伸机能 。与母材相比，SLM成形TA15合金焊接接头在500℃前提下的强度和塑性同样有所降低 。其中横向和纵向抗拉强度别离降低约61MPa和103MPa，降幅约8.4%和13.6%；屈服强度别离降低约43MPa和61MPa，降幅约7.2%和10.3%；伸长率别离降低约1.5%和6.3%，降幅约12%和41% 。
由前述显微组织分析可知，母材和焊接接头的显微组织均重要由α’-马氏体组成 。与母材分歧的是，焊缝处的β柱状晶和扰装响区的等轴β晶粒尺寸显著长大，结合α’-马氏体的形核法规和显微组织观察了局，较大的β晶粒尺寸为α’-马氏体的形核和长大提供了更大的空间，从而形成尺寸较大的α’-马氏体，部门针状α’-马氏体产生归并，形成片状；另一方面，由于焊后冷速和激光成形后的冷速分歧，焊接接头组织中的位错密度可能低于母材，同时晶粒尺寸可能较大，从而导致焊后接头的强度产生较显著的降低[13,14] 。同时，由于在焊接接头形成了肯定量的魏氏组织，该组织对塑韧性不利，从而导致焊接接头的塑性有所降低[15] 。
对比通例TA15轧造板材TIG焊的焊接接头机能，室温抗拉强度相对于母材降低约3.6%，屈服强度降低约8.7%，伸长率降低约64.7%[16] ？杉，SLM成型TA15合金选取激光焊接后的机能降低幅度处于合理领域 。
2.4拉伸断口
由前述室温拉伸和高温拉伸可知，部门试样的伸长率在焊后产生了较显著的降低，例如横向焊接接头的室温拉伸伸长率由13.75%降至8.5%，纵向焊接接头的室温拉伸伸长率由18%降低至9% 。为了分析上述原因，以纵向拉伸断口为例，对比了母材和焊接接头的室温拉伸断口描摹 。图8为SLM成形TA15合金母材和焊接接头的纵向室温拉伸断口宏观描摹 。母材的拉伸断口参差不齐，呈锯齿状，且有较显著的缩颈，注明有较大的塑性变形；焊接接头的断口则比力平齐，无显著缩颈，注明塑性较差 。结合焊接接头熔合区和扰装响区的宽度，可揣度接头拉伸均在焊缝处断裂 。
拔取了纵向焊接接头的室温拉伸伸长率为9%的拉伸断口进行了观察，图9为母材和焊接接头纵向室温拉伸断口的微观描摹 。母材的纵向拉伸断口均由大量藐幼、均匀的韧窝组成，呈韧性断裂特点，因而母材阐发出较高的室温塑性 。焊接接头的拉伸断口由韧窝和孔洞组成，进一步放大断口，发现孔洞规定，且孔洞底部极度光滑，因而该孔洞为焊接过程中形成的气孔，而非韧窝 。由于气孔的出现，导致该处的塑性有较显著降低 。对气孔的尺寸进行了统计，最大尺寸未超过80μm，切合HB/Z20017的Ⅰ级焊缝尺度对单个气孔的尺寸要求 。
3、结论
（1）SLM成形TA15合金的显微组织为呈网篮状散布的针状α’-马氏体 。经焊接后，焊接接头的组织同样以α’-马氏体为主，但尺寸增大，向片状转变 。同时，焊接接头地位形成了肯定量的魏氏组织 。
（2）SLM成形TA15合金经焊接后，一方面由于天生了尺寸较大的α’-马氏体，另一方面形成了对塑韧性不利的魏氏组织，使得焊接接头的室和善500℃拉伸机能相迸宗母材有所降低，其中室温抗拉强度降幅约4.7%~6.1%，室温屈服强度降幅约8.9%~10.2%，室温伸长率降幅约25.5%，高温抗拉强度降幅约8.4%~13.6%，高温抗拉强度降幅约7.2%~10.3%，高温伸长率降幅约12% 。
（3）母材的横、纵向拉伸断口均由大量藐幼、均匀的韧窝组成，呈韧性断裂特点；部门焊接接头处由于在焊接时形成了气孔，断口微观描摹上出现为状态规定、底部光滑的圆孔 。由于气孔的出现，导致塑性有较显著降低较，室和善500℃拉伸时的伸长率最大降幅约41%~44% 。
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