钛合金因其具有的低密度、高比强度、良好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广泛采用[1]。根据组织和元素含量的不同，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型钛合金和稳定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相稳定元素，Mo和V为β相稳定元素，因此TA15钛合金既具有α型钛合金良好的热强性和可焊性，又具有近似于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。凭借优异的性能，TA15合金被广泛用于制造飞机、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制造的传统加工方式有铸造、锻造和机械加工[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制造需求，而选区激光熔化（SLM）工艺由于具有复杂结构成形能力及高成形精度的优势，近年来获得了广泛关注，并被用于TA15增材制造工艺的研究[7]。
虽然SLM技术能够实现结构一体化、减少零件数量，但是由于某些位置的结构限制，不可避免地需要通过焊接的方式，将增材结构件之间进行连接。目前的研究集中在传统方式制造的TA15材料的焊接性能分析和评价，例如付吉远等[8]研究了退火态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，利用其对匙孔稳定性、熔池流动的影响，抑制了锁底接头的气孔缺陷，获得了高质量焊锁底接头。刘诗超等[9]研究了焊接速度对退火态TA15钛合金激光焊接接头组织和性能的影响，并得出焊接速度的增加使得焊缝区和热影响区的晶粒尺寸不断减小，接头抗拉强度随着焊接速度的增加，呈现先增加后减小的规律，而伸长率呈现相反的变化规律。刘昌奎等[10]研究了退火态TA15轧制板材的氩弧焊焊接接头的疲劳裂纹扩展行为，TA15钛合金氩弧焊焊缝晶粒为粗大的柱状晶，组织为含有较多粗大针状α的魏氏组织，热影响区为α片层均匀细小的魏氏组织。由于焊缝和热影响区的显微组织的不同，使其疲劳裂纹扩展行为出现了明显差异。本文将采用手持激光填丝焊接的方式，研究SLM成形TA15合金在焊接前后的组织和力学性能变化，并分析组织和性能的对应关系。
1、试验
1.1材料制备
试验采用电极感应熔化气雾化（EIGA）方法制备TA15合金球形粉末，化学成分如表1所示。选取粉末粒度范围为15~53μm的粉末，粉末球形度良好，空心粉率较低。通过选区激光熔化工艺制备出150mm×150mm×3mm的板状试样，成形方向如图1所示。选区激光熔化的具体工艺：层厚60μm，激光功率320W，扫描速度1250mm/s，扫描间距0.12mm。
1.2实验方法
焊前对SLM成形TA15合金试板进行了退火处理，采用的制度为800℃×6h，并随炉缓冷。随后采用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，焊接时采用零离焦和氩气保护，接头形式如图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理，热处理制度为650℃×2h，保温后随炉缓冷。在母材和焊接试板上，分别沿横向和纵向制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进行室温和500℃拉伸性能测试。金相试样经研磨抛光后，采用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。采用JEOL·JSM-7800F扫描电镜观察了拉伸断口形貌。
2、结果与分析
2.1母材显微组织图
4和图5所示分别为SLM成形TA15合金沉积态和退火态的横截面和纵截面组织形貌。由图可知，SLM成形TA15合金经退火后，横向和纵向仍保持棋盘状和柱状晶形貌。晶内组织主要由原始β晶粒、晶内细小针状α’-马氏体和晶界α’-马氏体组成，以及部分α-马氏体。这是由于SLM成形后的冷却速率极快，可达10-4K/s[11]，导致在β→α相变时，溶质元素没有足够的时间从β相中完成扩散，从而以无扩散相变的方式形成了过饱和固溶体，即α’-马氏体。生成的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形貌，α’-马氏体沿着不同方向呈网篮状、交错排列。当在800℃进行退火处理时，α’-马氏体发生分解，转变成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形貌如图6所示。焊缝熔合区宽度约8mm，热影响区的宽度约6mm（单侧）。焊缝质量良好，无明显气孔，焊缝区分布着较大的β柱状晶，且沿着厚度方向生长。
图7为横向和纵向焊接接头的焊缝、热影响区显微组织SEM形貌。焊缝区显微组织为粗大的β柱状晶，沿柱状晶生长方向的长度超过了1mm，晶内分布着细小针状、呈网篮状交错排列的α’马氏体。粗晶区和细晶区的组织形貌主要为等轴β晶粒和其内部分布着的交错排列的针状α’马氏体，部分成片状，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，在粗晶区和细晶区生成了一定量的沿晶界分布并向晶内生长的α’马氏体，即典型的魏氏组织[7]。
2.3焊接接头拉伸性能
表3为TA15合金母材和焊接接头的室温拉伸性能。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分别降低约50MPa和66MPa，降幅约4.7%和6.1%；屈服强度分别降低约87MPa和101MPa，降幅约8.9%和10.2%；伸长率分别降低约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℃拉伸性能。与母材相比，SLM成形TA15合金焊接接头在500℃条件下的强度和塑性同样有所降低。其中横向和纵向抗拉强度分别降低约61MPa和103MPa，降幅约8.4%和13.6%；屈服强度分别降低约43MPa和61MPa，降幅约7.2%和10.3%；伸长率分别降低约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主要由α’-马氏体组成。与母材不同的是，焊缝处的β柱状晶和热影响区的等轴β晶粒尺寸明显长大，结合α’-马氏体的形核规律和显微组织观察结果，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，部分针状α’-马氏体发生合并，形成片状；另一方面，由于焊后冷速和激光成形后的冷速不同，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发生较明显的降低[13,14]。同时，由于在焊接接头形成了一定量的魏氏组织，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]。
对比常规TA15轧制板材TIG焊的焊接接头性能，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]。可见，SLM成型TA15合金采用激光焊接后的性能降低幅度处于合理范围。
2.4拉伸断口
由前述室温拉伸和高温拉伸可知，部分试样的伸长率在焊后发生了较明显的降低，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形貌。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形貌。母材的拉伸断口参差不齐，呈锯齿状，且有较明显的缩颈，说明有较大的塑性变形；焊接接头的断口则比较平齐，无明显缩颈，说明塑性较差。结合焊接接头熔合区和热影响区的宽度，可推断接头拉伸均在焊缝处断裂。
选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形貌。母材的纵向拉伸断口均由大量细小、均匀的韧窝组成，呈韧性断裂特征，因此母材表现出较高的室温塑性。焊接接头的拉伸断口由韧窝和孔洞组成，进一步放大断口，发现孔洞规则，且孔洞底部十分光滑，因此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明显降低。对气孔的尺寸进行了统计，最大尺寸未超过80μm，符合HB/Z20017的Ⅰ级焊缝标准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分布的针状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，焊接接头位置形成了一定量的魏氏组织。
（2）SLM成形TA15合金经焊接后，一方面由于生成了尺寸较大的α’-马氏体，另一方面形成了对塑韧性不利的魏氏组织，使得焊接接头的室温和500℃拉伸性能相比于母材有所降低，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细小、均匀的韧窝组成，呈韧性断裂特征；部分焊接接头处由于在焊接时形成了气孔，断口微观形貌上呈现为形状规则、底部光滑的圆孔。由于气孔的出现，导致塑性有较明显降低较，室温和500℃拉伸时的伸长率最大降幅约41%~44%。
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