王 舒，王志敏，錢婷婷，步賢政，陳 博，陳 浩，尤逢海

鈦合金由于比強度高的突出優(yōu)點在航空航天領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用，其中Ti-6Al-4V(TC4)使用溫度范圍為-196～400 ℃，因其良好的耐腐蝕性和優(yōu)良的綜合力學性能被廣泛用作加強框等大型關(guān)鍵主承力構(gòu)件[1]。航空航天領(lǐng)域的迅速發(fā)展以及小批量多樣化的研制生產(chǎn)特點，對結(jié)構(gòu)件輕量化、一體化、大型化以及提高材料利用率提出了越來越高的要求，鈦合金關(guān)鍵構(gòu)件尺寸日益增加，結(jié)構(gòu)日益復(fù)雜，性能要求日益提高，使傳統(tǒng)制造技術(shù)面臨嚴峻的挑戰(zhàn)[2]。激光增材制造技術(shù)作為第三次工業(yè)革命制造領(lǐng)域的典型代表技術(shù)，具有設(shè)計快速響應(yīng)、擴展設(shè)計自由度、提高材料利用率的顯著優(yōu)勢[3-4]。其中激光選區(qū)熔化增材制造技術(shù)與其他增材制造技術(shù)相比，具有成形尺寸精度高、表面粗糙度較低、組織均勻、力學性能優(yōu)良的優(yōu)點，尤其適合具有點陣結(jié)構(gòu)、內(nèi)流道結(jié)構(gòu)、精細結(jié)構(gòu)等高價值結(jié)構(gòu)件的加工，這些結(jié)構(gòu)用傳統(tǒng)方法無法制造或加工難度大，周期長，成本高。將激光選區(qū)熔化增材制造技術(shù)與傳統(tǒng)鍛造技術(shù)相結(jié)合的組合制造技術(shù)，有望結(jié)合2種制造方式的優(yōu)點，實現(xiàn)高產(chǎn)能和高設(shè)計自由度的結(jié)合，為航空航天鈦合金結(jié)構(gòu)件的加工制造拓展新的技術(shù)途徑，在高附加值鈦合金結(jié)構(gòu)件修復(fù)、鈦合金復(fù)合材料制造、大型復(fù)雜鈦合金結(jié)構(gòu)件的制造領(lǐng)域顯示巨大優(yōu)勢。目前，國內(nèi)外學者對激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金已開展了大量的研究，結(jié)合區(qū)域是組合制造TC4鈦合金需要重點關(guān)注的部位，但目前針對鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金結(jié)合區(qū)域的研究較少，O. Dolev等[5]研究了鍛造/激光選區(qū)熔化TC4鈦合金結(jié)合區(qū)域的拉伸性能和疲勞性能，實驗發(fā)現(xiàn)組合制造區(qū)域的試樣表現(xiàn)出了良好的斷裂性能，且不傾向于裂紋擴展。

本試驗通過在傳統(tǒng)鍛造基體上激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金的組合制造工藝方法，制備了鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金試樣及組合制造TC4鈦合金零件，重點研究了組合制造TC4鈦合金結(jié)合區(qū)域的顯微組織特點和拉伸性能特征，為鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金的組合制造工藝方法的應(yīng)用提供了理論研究和數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗方法

1.1 材料

鍛造部分TC4鈦合金切割后尺寸為260 mm×260 mm×15 mm，取3處進行力學性能測試取平均值，抗拉強度為(905±4.4)MPa，斷后延伸率為(16.17±2.8)%，斷面收縮率為(39±6.9)%，規(guī)定塑性延伸強度是(855±2.5) MPa。鍛造TC4鈦合金作為鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金激光選區(qū)熔化增材制造過程中的基材使用，并在零件機械加工過程中保留下來作為零件的一部分。

激光選區(qū)熔化采用的TC4鈦合金粉末，粉末形貌如圖1所示，化學成分、粒度分布分別見表1和表2，粉末松裝密度為2.58 g/cm3，振實密度為2.8 g/cm3。

表1 TC4粉末的化學成分(質(zhì)量分數(shù)) (%)

表2 TC4粉末的粒度分布 (μm)

圖1 TC4鈦合金粉末形貌

1.2 試樣制備

采用EOSM280設(shè)備在鍛造TC4鈦合金上激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金粉末，激光功率為340 W，掃描速度為1 200 mm/s，光斑直徑為70～100 μm，單層高度為60 μm，相鄰道間間距為0.12 mm。采用此工藝參數(shù)在鍛造TC4鈦合金上激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金試樣，以及在鍛造TC4鈦合金上激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金零件，試樣形貌如圖2a所示，零件形貌如圖2b所示。隨后對組合制造試樣及零件進行真空熱處理，熱處理工藝為780 ℃/2 h，AC退火。組合制造TC4鈦合金零件熱處理后按照圖樣進行機械加工。

a)試樣形貌

b)零件形貌

1.3 測試方法

對需觀測的試樣采用電火花線切割取樣，經(jīng)60#、120#、240#、500#、1000#、2000#碳化硅砂紙水磨后，使用Fe2O3∶Cr2O3=3∶1的拋光液進行機械拋光。拋光后使用HF∶HNO3∶H2O=1∶6∶200的腐蝕劑進行化學腐蝕。使用掃描電子顯微鏡對各試樣的顯微組織進行觀察。顯微維式硬度由顯微維式硬度計測量，加載力500 gF，保載10 s。采用450 kV工業(yè)CT系統(tǒng)對鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金零件的鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造界面及以上1.0 mm范圍內(nèi)進行工業(yè)CT檢測，切片步進為0.2 mm，一共6層。采用數(shù)字超聲探頭聲場測量系統(tǒng)對組合制造TC4鈦合金零件進行水浸超聲檢測。使用液壓伺服疲勞試驗機分別對鍛造TC4鈦合金部分、鍛造/激光選區(qū)熔化增材制造結(jié)合區(qū)、激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金部分進行室溫拉伸性能測試，拉伸試樣尺寸如圖3所示。在鍛造/激光選區(qū)熔化增材制造結(jié)合區(qū)的力學性能試樣中，鍛造/激光選區(qū)熔化增材制造界面位于拉伸試樣中間，界面平行于拉伸位移方向。

圖3 拉伸試樣尺寸

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

在鍛造TC4鈦合金上進行激光選區(qū)熔化增材制造后，為消除殘余應(yīng)力，提高鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金的組織結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性和合金的綜合力學性能，對試樣進行780 ℃×2 h退火熱處理，780 ℃位于再結(jié)晶溫度750 ℃和β相變溫度之間。圖4所示為經(jīng)780 ℃×2 h退火熱處理后，鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金結(jié)合區(qū)顯微組織。圖片右側(cè)部分為典型的鍛造TC4鈦合金顯微組織，圖片左側(cè)部分為激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金顯微組織，鍛造區(qū)域與激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域之間可見清晰的分界線，界面清晰連續(xù)，無肉眼可見氣孔、未熔合等缺陷。圖4a～圖4c為激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金平行于掃描方向的截面，可見在此方向上鍛造區(qū)域與激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域的界面平齊，基本呈直線狀。垂直于掃描方向的鍛造/激光選區(qū)熔化增材制造界面呈波紋狀分別如圖4d～圖4f所示，由每一道激光平行掃描的熔池快速凝固后平行排列而成，單個波紋寬約100 μm。與激光焊接接頭顯微組織形貌特征不同，界面附近未見明顯的熱影響區(qū)，也未見組織形貌逐漸變化的特征[6]。以界面為分界線，在鍛造一側(cè)為典型的鍛造TC4鈦合金顯微組織，由粗大的等軸狀α+β相組成，區(qū)別于鍛造TC4，激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金冷卻速率高，組織細密，經(jīng)過780 ℃×2 h退火熱處理，為α+β及針狀α′組織[7-8]。780 ℃×2 h退火熱處理溫度未達到TC4鈦合金的相變溫度，與沉積態(tài)相比組織形貌特征沒有較大差別。在退火熱處理過程中，α相長大但仍呈片層狀，并相互截斷。沉積態(tài)中的亞穩(wěn)α′相處于逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樵摐囟认屡cβ相處于平衡狀態(tài)的α相的過程中，β相在馬氏體邊界和內(nèi)部亞組織處不均勻形核，但仍有部分α′相在此溫度下未分解完全保留了下來[9-10]。在O. Dolev等的研究中，經(jīng)800 ℃×4 h退火熱處理后，在距離界面40 μm的范圍內(nèi)，出現(xiàn)在鍛造組織中未曾見到的貧β相區(qū)域，在此區(qū)域內(nèi)的β相百分數(shù)為4.8%，與鍛造區(qū)域相比略有下降(5.8%)，然而在本試驗中未觀察到此現(xiàn)象。

a)平行于掃描方向(200×)

b)平行于掃描方向(1 000×)

c)平行于掃描方向(2 000×)

d)垂直于掃描方向(200×)

e)垂直于掃描方向(1 000×)

f)垂直于掃描方向(2 000×)

對鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金試樣界面及以上1.0 mm范圍內(nèi)進行工業(yè)CT檢測(見圖5)，切片步進為0.2 mm，一共6層，其中第1層為界面高度，第2層及以上依次向激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域方向步進。在此方法下未見明顯缺陷，由此說明在鍛造/激光選區(qū)熔化增材制造界面及以上1.0 mm范圍內(nèi)，未見尺寸超過0.2 mm的微觀缺陷。對整個試樣進行水浸超聲檢測(見圖6)，在鍛造TC4距離底面5.2 mm高度上，即激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)距離界面1.2 mm處出現(xiàn)一處氣孔缺陷，約0.2 mm。由此可見在此工藝方法下，在鍛造/激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金界面區(qū)域組織致密，未出現(xiàn)比激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域以及鍛造區(qū)域更多的微觀缺陷。說明以鍛造TC4鈦合金作為基材進行激光選區(qū)熔化增材制造不會增加激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金顯微組織在界面區(qū)域快速凝固生長過程中微觀缺陷的產(chǎn)生趨勢。

圖5 鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金軸套CT掃描圖

圖6 鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金軸套零件水浸超聲圖片

2.2 顯微硬度

進行鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金界面兩側(cè)等距離顯微硬度試驗(HV)(見圖7)，結(jié)果表明，激光選區(qū)熔化增材制造TC4區(qū)域的硬度普遍高于鍛造區(qū)硬度，并且在界面兩側(cè)每隔50 μm的測試間距下，未見顯微硬度梯度變化的特征。鈦合金試樣的顯微硬度主要受材料成分和微觀組織的影響，TC4鈦合金顯微組織的顯微硬度從大到小順序依次為：針狀馬氏體相α′/α″>α>β。由于激光選區(qū)熔化增材制造TC4區(qū)域的顯微組織更加細小，以及增材制造TC4顯微組織中α′相的存在，使激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域的硬度均高于鍛造區(qū)硬度。與觀察到的界面兩側(cè)區(qū)域顯微組織無梯度變化的特征相吻合，界面兩側(cè)顯微硬度也沒有梯度變化的趨勢。

圖7 顯微硬度變化曲線

2.3 室溫拉伸性能

本試驗分別從激光選區(qū)熔化增材制造TC4區(qū)域、結(jié)合區(qū)以及鍛造TC4區(qū)域取拉伸試樣各3個進行測試(結(jié)果見表3)，其中結(jié)合區(qū)的拉伸試樣的界面位于拉伸試樣中間，且拉伸位移方向平行于界面方向，可見結(jié)合區(qū)TC4鈦合金的屈服強度、抗拉強度介于激光選區(qū)增材制造TC4鈦合金和鍛造TC4鈦合金之間，高于鍛造TC4鈦合金的屈服強度和抗拉強度，低于激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金的屈服強度和抗拉強度。

分析由于拉伸試樣在平行于拉伸位移的方向一半為激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金組織，另一半為鍛造TC4鈦合金組織，激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金組織細密，強度高于鍛造TC4鈦合金，因此結(jié)合區(qū)拉伸試樣整體的屈服強度和抗拉強度介于激光選區(qū)熔化增材制造TC4和鍛造TC4鈦合金之間。此外，在本試驗中結(jié)合區(qū)TC4鈦合金的延伸率比激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域和鍛造區(qū)域的延伸率均有提高，斷面收縮率介于激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域和鍛造區(qū)域之間，其原因有待進一步研究。在O. Dolev等的研究中，經(jīng)過800 ℃×4 h退火熱處理后，當拉伸位移方向與界面垂直時，結(jié)合區(qū)域的屈服強度和抗拉強度同樣介于鍛造TC4鈦合金區(qū)域和增材制造TC4鈦合金區(qū)域之間，而延伸率和斷面收縮率均低于鍛造區(qū)域和激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域。

表3 組合制造TC4鈦合金熱處理態(tài)橫向室溫拉伸性能

3 結(jié)語

經(jīng)過780 ℃×2 h退火熱處理后，鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金界面清晰連續(xù)，平行于掃描方向的界面為直線狀，垂直于掃描方向的界面呈波浪狀。以界面為分界線，兩側(cè)顯微組織在本區(qū)域內(nèi)均勻一致，分別呈典型鍛造TC4、激光選區(qū)熔化增材制造TC4鈦合金顯微組織。兩側(cè)顯微組織特征在分界線處突然中斷，在本試驗的放大倍數(shù)下未觀察到顯微組織梯度變化的趨勢。對鍛造/激光選區(qū)熔化增材組合制造TC4鈦合金界面區(qū)域進行工業(yè)CT以及水浸超聲檢測顯示，界面區(qū)域沒有比鍛造或激光選區(qū)熔化增材制造出現(xiàn)更多微觀缺陷的趨勢。與觀察到的界面兩側(cè)區(qū)域顯微組織無逐漸變化的特征相對應(yīng)，界面兩側(cè)顯微硬度也沒有梯度變化的特征。鍛造/激光選區(qū)熔化增材制造復(fù)合區(qū)域的屈服強度、抗拉強度低于激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域而高于鍛造區(qū)域，但延伸率與鍛造區(qū)域和激光選區(qū)熔化增材制造區(qū)域相比均有提高。