柯黎明， 黃 薇,2，邢 麗，卜文德

(1.南昌航空大學，330063，南昌；2.北京曙光航空電氣有限責任公司，100028，北京)

0 引言

鈦合金具有密度小、比強度高、抗腐蝕性能好、使用溫度范圍寬等優(yōu)點，被廣泛應用于航空航天等領域[1]。大型客機波音787、空客A350中鈦合金的使用量已超過機體結構總重的15%，美國軍機F-22中鈦合金的使用量更是超過了41%[2]。我國航空用鈦合金也在向著高用量、高性能、低成本方向不斷發(fā)展[3]。然而，鈦合金作為飛機的主承力結構件，由于加工超差或服役損傷，往往需要較大的經(jīng)濟成本或較長的時間進行修復，使其使用成本提高。同時，某些構件缺少備件，一旦報廢只能重新生產(chǎn)加工，對型號的生產(chǎn)和科研進度會構成嚴重影響。因此，在鈦合金結構件的制造及使用過程中，高效、高性能的修復技術是研究者一直關心的關鍵問題[4-5]。

目前，國內(nèi)鈦合金零件通常采用氬弧焊[6-7]、激光熔覆[8-9]、火焰噴涂[10]及電子束粉末堆焊[11]等技術修復，與傳統(tǒng)技術相比，電子束快速成形技術在真空環(huán)境進行，能有效避免零件的氧化、修復層中殘留氣孔等缺陷，適合鈦合金零件的再生制造[12]。電子束熔絲沉積成型修復技術作為電子束快速成型技術的一種類型，具有高效低耗、工藝過程潔凈、修復區(qū)和基體可形成冶金結合等優(yōu)點[13-14]，適合鋁合金和鈦合金等活性金屬構件的修復。近年來，一些學者對電子束快速熔絲成形技術進行了研究，K M B Taminger[15]等人分別對2219鋁合金及Ti-6Al-4V合金進行了電子束熔絲快速成形試驗，成功制造了無缺陷、性能優(yōu)良、近凈成型的鈦、鋁部件。陳哲源[14]等人利用電子束熔絲沉積快速制造技術制備了TC4鈦合金薄壁結構和實體結構，其組織特征均是以原始β柱狀晶貫穿熔覆層向上生長。鎖洪波[16-18]等人利用電子束快速成型技術研究了TC18鈦合金的柱狀晶組織，通過熱處理使得成形樣品沿柱狀晶的方向的強度呈上升趨勢，并發(fā)現(xiàn)α片層厚度和硬度呈反向相關的關系，片層越厚，硬度值越小。

利用電子束熔絲成形技術修復鈦合金零部件，部件的材料多種多樣，但所能獲得的熔絲類型有限，必然會遇到異種材料熔絲成形問題。材料的熱物理性能、化學成分等都可能對零件修復層的組織和性能產(chǎn)生重要影響，但是相關研究還不多見。因此，本文采用電子束熔絲沉積技術，分別以α鈦合金、α+β鈦合金以及β鈦合金作為基材，以易于獲得的TC4鈦合金焊絲作為修復材料，進行電子束熔絲沉積成形修復技術研究，分析了不同類型鈦合金基材修復區(qū)的組織特征、基材類型對修復區(qū)組織及硬度分布的影響，獲得了同種熔絲修復不同類型鈦合金時再生修復區(qū)的組織及硬度變化規(guī)律，為鈦合金零件的修復提供了理論與實驗依據(jù)。

1 試驗條件及方法

本實驗采用德國制造的型號為KS15-PN150KM真空電子束焊機，由電子槍系統(tǒng)、真空系統(tǒng)、電源系統(tǒng)、三維工作臺、送絲系統(tǒng)以及綜合控制系統(tǒng)等部分組成。熔絲沉積成形過程原理如圖1所示。

圖1 電子束熔絲沉積成形原理示意圖

試驗使用的基材為固溶態(tài)TA3、TB5板材和退火態(tài)TC4板材，表1、表2分別為它們的主要化學成分、熱物理性能和材料硬度，其中下標500表示500℃時材料的物理性能，熱膨脹系數(shù)為2～100℃范圍內(nèi)測得的參數(shù)值。試樣尺寸為100 mm×10 mm×20 mm，試驗前去除表面氧化皮、并用酒精擦拭表面去除污物。沉積材料為Φ0.8 mm的TC4(Al：5.5～6.75wt%、V：3.5～4.5 wt%)焊絲。沉積成形的工藝參數(shù)為：電子束加速電壓60 kV，聚焦電流500 mA，束流強度20 mA，沉積速度240 mm/min，送絲速度20 mm/s，單層沉積層厚度0.4 mm。進行單道10層成形試驗，研究基材類型對成形層的組織及硬度的影響。

試驗后截取成形層橫截面制備金相試樣。采用HF:HNO3:H2O=1:3:7腐蝕劑腐蝕；采用4XB-TV型倒置金相顯微鏡和FEI Inspect S50型掃描電鏡及其附帶的Oxford Inca X-Act型能譜儀對成形試樣進行微觀分析；采用 Qness10A+型顯微硬度計測量成形層及基材的橫截面垂直中心線處的硬度分布，測試標距為0.25 mm。

表1 鈦合金基材成分/質量分數(shù)，%

表2 鈦合金基材的物理性能及硬度

2 試驗結果與討論

2.1 基材類型對TC4鈦合金成形層的宏觀形態(tài)的影響

圖2為以α鈦合金TA3、β鈦合金TB5以及α+β鈦合金TC4為基體，TC4合金作為沉積材料，電子束熔絲沉積成形單道10層后典型的宏觀形貌。

(a) TA3合金

(b) TB5合金

(c) TC4 合金

由圖2可見，其外形基本相同，基材內(nèi)部相變過渡區(qū)尺寸略有不同。在圖2中，成形層宏觀組織可分為3個部分：上部為TC4成形層(forming layer)、中部為過渡區(qū)(transition region)、底部為基材，3種鈦合金基材與TC4成形層呈現(xiàn)致密的冶金結合。過渡區(qū)可細分為Ⅰ區(qū)和Ⅱ區(qū)。Ⅰ區(qū)是成形時基材的熔化區(qū)，Ⅱ區(qū)為成形加熱時基材中的熱影響區(qū)。由圖2可見，TA3基材上熔化區(qū)較小，TB5、TC4基材上熔化區(qū) (transition regionⅠ)較大；但TA3基材上的熱影響區(qū)(transition regionⅡ)較大。分析認為，這種現(xiàn)象與基材的熱物理性能有關。TA3的熱導率在各種溫度下都遠高于TB5、TC4基材的熱導率，如表2所示，意味著在加熱功率相同的情況下，以TA3作為基材時，大量熱量被傳導到基材，同時其熔點相對較高，因此基材中熔化區(qū)減小；但3種材料的相變點相差不大，因此，TA3基材上的熱影響區(qū)較大。由上討論可見，基材的熱物理性能對基材中熔化區(qū)、熱影響區(qū)有較明顯的影響，尤其是熱導率大時，基材中的熔化區(qū)會明顯減小。

由圖2還可見，成形區(qū)宏觀組織為典型的貫穿多個沉積層、由熔池底部至頂部的粗大柱狀晶。基材為TB5時，柱狀晶寬度較小，如圖2(b)所示；基材為TC4時，柱狀晶寬度最大，如圖2(c)所示。分析認為，這種宏觀組織與沉積層形成時基材中的晶粒狀態(tài)和成形過程中沉積層的高溫停留時間有關。首先，根據(jù)結晶學原理[19]，柱狀晶在未熔合化的β晶粒上直接生長時需要的吉布斯能比自發(fā)形核所要的吉布斯能更低，因此液相金屬在凝固過程中主要是以熔池底部未熔化的β晶粒作為基底直接外延生長。TB5為亞穩(wěn)定型β鈦合金，組織主要為β晶粒，β晶粒內(nèi)分布有次生α相；TC4為α+β鈦合金，主要組織為等軸的α相和晶間β相組織；TA3為工業(yè)純鈦，幾乎全部為α相。因此，進行第一層熔絲成形時，以TB5為基材時β晶粒最多，柱狀晶生長具有更多的形核點，柱狀晶尺寸較小。其次，在沉積層生長過程中，隨著其層層堆積，在相同的輸入熱量情況下，TA3的熱導率高，容易散熱；TC4、TB5熱導率低，成形層在高溫停留時間更久，促使柱狀晶更易長大。各因素綜合作用，使得TB5基材上的成形層柱狀晶直徑較小，TC4基材上的成形層柱狀晶直徑較大。此外，柱狀晶的在各層沉積層中穿透性生長，與單道10層成形層形成過程中，所有熱輸入只能由單一方向散熱有關。

2.2 鈦合金成型試樣的微觀組織特征

材料的微觀組織與其化學成分和熱處理狀態(tài)有關。為了便于分析，根據(jù)上述宏觀組織的形貌特點，按圖3所示方式分析3種基材時成形區(qū)及過渡區(qū)的顯微組織特征。

圖3 顯微組織觀察方案

圖4為以TA3為基材的成形層試樣的不同區(qū)域的顯微組織。圖4(a)、(b)是成形層Ⅰ、Ⅱ區(qū)，為均勻組織區(qū)，主要是由細長針狀的α相及殘余的β相組成的網(wǎng)籃組織，圖4(b)中的針狀α相比圖4(a)中的α相尺寸略大；圖4(c)為成形層與基材之間的過渡區(qū)，即成形層試樣的Ⅲ～Ⅵ區(qū)，其組織具有明顯的分界特征，靠近成形層部分(圖4(c)左側)為條狀的α相組成的網(wǎng)籃組織，靠近基材部分(圖4(c)右側)，為片層β轉變組織和晶間β組成；圖4(d)、圖4(e)為基材的過渡區(qū)，主要由粗大的β轉變組織組成，圖4(e)中晶內(nèi)具有粗大的α片層；圖4(f)為試樣的Ⅵ區(qū)，為基材組織，主要由少量的等軸α及少量的晶間β組成。

(a)Ⅰ區(qū) (b)Ⅱ區(qū) (c)Ⅲ～Ⅳ區(qū)

(d)Ⅳ區(qū) (e)Ⅴ區(qū) (f)Ⅵ區(qū)

圖5為以TB5為基材的成形試樣的不同區(qū)域的顯微組織。由圖可見，圖5(a)、圖5(b)主要由針狀馬氏體組成的β轉變組織構成，對比圖5(a)、圖5(b)發(fā)現(xiàn)，圖5(a)中的針狀馬氏體α′相的尺寸更大；圖5(c)為成形層試樣的Ⅲ～Ⅵ區(qū)，具有類似于TA3為基材時相同的分界特征，靠近成形層部分(圖5(c)上側)，其組織為較小、分布均勻的針狀馬氏體α′相，而靠近基材部分(圖5(c)下側)，其主要由β晶粒及β晶粒內(nèi)部充分析出的α相(黑色斑點)組成；圖5(e)、圖5(f)中，越靠近基材下部，次生的α析出越來越少。

圖6為以TC4為基材的成形試樣不同區(qū)域的顯微組織。由圖6可見，圖6(a)、圖6(b)主要由網(wǎng)籃組織、條狀α相、細長針狀的α及殘余的β相組成的網(wǎng)籃組織，圖6(a)中條狀α相的尺寸較圖6(b)中略大；圖6(c)右側為靠近成形層部分，其組織為片狀的α相組成的網(wǎng)籃組織，圖6(c)左側為靠近基材的部分，主要為細長針狀α相組成的網(wǎng)籃組織；圖6(e)為基材的過渡區(qū)，主要由片層β轉變組織、并含有針狀的馬氏體構成；圖6(f)可以看出，基材為等軸α相(白色)和晶間β(灰色)相。

(a)Ⅰ區(qū) (b)Ⅱ區(qū) (c)Ⅲ～Ⅳ區(qū)

(d)Ⅳ區(qū) (e)Ⅴ區(qū) (f)Ⅵ區(qū)

(a)Ⅰ區(qū) (b)Ⅱ區(qū) (c)Ⅲ～Ⅳ區(qū)

(d)Ⅳ區(qū) (e)Ⅴ區(qū) (f)Ⅵ區(qū)

對比圖4～圖6發(fā)現(xiàn)，不同基材的成形層的顯微組織有很大區(qū)別。TB5為基材的成形層中有針狀馬氏體α′相變發(fā)生，且成形層越往下靠近基材，即由Ⅰ～Ⅲ區(qū)，α′相的尺寸越小，數(shù)量越多；而TA3和TC4為基材的成形層，其主要為網(wǎng)籃組織，從成形層越往下靠近基材，即由Ⅰ～Ⅲ區(qū)，變化趨勢均為網(wǎng)籃組織的尺寸越來越大，與TB5為基材的成形層組織變化趨勢相反。同時TA3和TC4為基材的成形層，片狀和條狀α相的大小也有很大的區(qū)別，大致趨勢為在Ⅰ區(qū)，以TC4為基材的組織與以TA3的組織相差不大；靠近基材部分的Ⅱ區(qū)，TC4的片狀和條狀α相，相對于TA3為基材的成形層，尺寸更小。這種顯微組織變化與3種基材上的成形層和過渡區(qū)的化學成分、熱循環(huán)特征等因素有關[20]，采用能譜儀對不同區(qū)域的部分點進行了能譜測試分析，其結果如圖7所示。將其與圖4～圖6中Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ顯微組織對比分析發(fā)現(xiàn)，隨著Al元素的增多，α片層的尺寸越小。這是由于Al元素為典型的α相穩(wěn)定元素，并且在一定的含量范圍內(nèi)，隨著Al元素含量的增加，α相的穩(wěn)定性更高。V在鈦合金中是一種穩(wěn)定β相元素，以TB5為基材的TC4成型層中，V元素的含量從基材至成型層的含量逐漸減少，但是其含量遠大于TC4材料本身的V元素的含量，而V元素不僅可以降低α+β→β轉變的相變點，而且可以降低馬氏體開始轉變溫度(Ms)[21]，使得以TB5為基材的成型層發(fā)生馬氏體相變，并且當基材的溫度達到馬氏體相變點的區(qū)域，隨著V元素的增加，針狀馬氏體α′的尺寸越來越小，數(shù)量越來越多，使得以TB5為基材的成形層、過渡層的顯微組織不同于以TA3和TC4為基材的成形層、過渡層的組織特征。

2.3 鈦合金成形試樣的硬度分布

對成形層至基材進行了自上而下的維氏硬度測量，其結果如圖8所示。由圖8可見，成形層的硬度變化不大，由成形層頂部至中部硬度值在280HV附近波動，低于TC4基材的硬度；但在過渡區(qū)，即圖3中的Ⅲ、Ⅵ區(qū)附近，材料的顯微硬度有較大變化。以TC4為基材時，過渡區(qū)的硬度由成形區(qū)較低值逐漸向基材的硬度變化；而以TA3為基材時，過渡區(qū)硬度高于基材，但仍低于TC4成形層的硬度；以TB5為基材時，過渡區(qū)材料的硬度劇烈變化，局部區(qū)域的硬度甚至略高于TC4基材的硬度，最高達到370HV，再往基材方向，硬度也漸趨于TB5基材的較低的硬度值。

圖7 不同基材各區(qū)域的主要合金元素分布

圖8 不同基材各區(qū)域的顯微硬度

綜合前面觀察到的各區(qū)域顯微組織和材料成分的變化，認為過渡區(qū)硬度的變化與合金元素的固溶強化和材料成分影響合金組織轉變等因素有關。以TA3為基材時，TC4成形層的Al、V等元素擴散至基材，在過渡區(qū)形成固溶強化，使其硬度提高；而隨著Al元素增多，α片層的厚度越小的地方硬度值越大。以TB5為基材時，過渡區(qū)材料為TC4與TB5混合而成，成形層TC4中的Al使該區(qū)中的Al等元素含量提高，同時基材中的V等元素也朝熔化區(qū)擴散，使得該區(qū)材料的化學成分明顯變化，固溶強化和組織硬化都對硬度產(chǎn)生影響，硬度提高，這與文獻中介紹的在TB5中提高Al元素的含量，可以提高合金的強度、硬度一致[22]；TC4中增加V元素的含量，有可能使成型層發(fā)生馬氏體相變。因此，在以TB5為基材、成形層采用TC4合金時，過渡區(qū)成分、組織變化會非常復雜，硬度也會發(fā)生相應變化。

3 結論

本文采用TC4鈦合金焊絲，在α鈦合金TA3、α+β鈦合金TC4和β鈦合金TB5表面進行異種材料電子束熔絲沉積增材成形研究，結果表明如下。

1)異種鈦合金增材成形過程中，基材的熱物理性能對基材中熔化區(qū)大小、成形區(qū)及熱影響區(qū)宏觀組織有較明顯的影響。TA3合金的熱導率大大高于TC4、TB5，基材中的熔化區(qū)最小、熱影響區(qū)最大；成形層的宏觀組織均是沿成形高度方向外延生長的粗大柱狀晶，基材類型對柱狀晶的尺寸有較大影響，以TB5為基材時柱狀晶尺寸較小。

2)在基材原始表面附近的成形層中，材料的化學成分、微觀組織發(fā)生明顯變化。在熔化區(qū)內(nèi)材料互溶混合、多層沉積時各層間的互溶、高溫期間元素的擴散使合金元素趨于均勻化，從而影響成形層的顯微組織；典型的微觀組織為網(wǎng)籃組織，但以TA3為基材的成形層中，靠近原始表面時，Al、V等合金元素含量逐漸下降，α片層較為粗大且無馬氏體α′相析出；以TC4為基材的成形層中片層α相的尺寸較?。欢訲B5為基材的成形層中，熔絲中的元素Al、基材中的V等元素朝對方擴散，合金成分變化劇烈，顯微組織中可見到有α′相析出，且越靠近基材，α′相的尺寸越小，數(shù)量越多。

3)基材原始表面附近的成形層和過渡層中顯微硬度的變化是化學成分、合金組織等因素共同作用的結果。以TA3為基材的過渡區(qū)中材料的硬度由成形層較高硬度朝基材較低的硬度逐漸過渡，但以TB5合金作為基材、表面沉積TC4合金時，過渡區(qū)的顯微硬度高于TB5和TC4合金的硬度，認為主要是過渡區(qū)中Al元素含量增加所致。