張 穎，王浩軍，陳素明，胡 廣，歐陽(yáng)德來(lái)，崔 霞，胡生雙

(1.中航西安飛機(jī)工業(yè)集團(tuán)股份有限公司，陜西 西安 710089；2.西安鉑力特增材技術(shù)股份有限公司，陜西 西安 710000；3.南昌航空大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江西 南昌 330063)

航空鈦合金因具有高比強(qiáng)度、斷裂韌性和優(yōu)良抗疲勞擴(kuò)展性能等優(yōu)點(diǎn)，是目前航空飛行器結(jié)構(gòu)件的首選材料[1-4]。TB18鈦合金是一種新型高強(qiáng)高韌近β型鈦合金，名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Ti-5Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb-0.5Fe[5]。該合金經(jīng)熱處理后強(qiáng)度高達(dá)1400 MPa，顯著高于目前大多數(shù)已服役的1300 MPa級(jí)別的鈦合金。大型結(jié)構(gòu)件通常采用整體鍛造等傳統(tǒng)方法制造，工藝復(fù)雜且花費(fèi)周期長(zhǎng)，對(duì)制造技術(shù)和制造裝備的要求較高，成形技術(shù)難度大，且零件加工去除量大、數(shù)控加工時(shí)間長(zhǎng)、材料利用率低、生產(chǎn)周期長(zhǎng)、制造成本高。

激光立體成形技術(shù)(Laser solid forming，LSF)是20世紀(jì)90年代發(fā)展起來(lái)的一項(xiàng)數(shù)字化增材制造技術(shù)，與傳統(tǒng)減材加工方法相比較，該技術(shù)無(wú)需模具，可實(shí)現(xiàn)金屬零部件的近凈成形[6-9]。目前國(guó)內(nèi)外學(xué)者正加快對(duì)航空鈦合金激光立體成形的研究，例如西北工業(yè)大學(xué)黃衛(wèi)東、郭偉國(guó)等學(xué)者已對(duì)TC4、TC11等鈦合金激光立體成形工藝開(kāi)展了廣泛研究[8-10]。但是激光增材制造為非平衡凝固過(guò)程，容易產(chǎn)生組織應(yīng)力及熱應(yīng)力，出現(xiàn)變形和開(kāi)裂等現(xiàn)象，所以激光增材制造的后處理就顯得尤為主要。激光增材制造最常見(jiàn)的后處理方式是熱處理。通過(guò)較為合理的熱處理工藝能夠達(dá)到改善激光增材制造金屬構(gòu)件的顯微組織、消除缺陷和優(yōu)化性能的目的[11]。然而，針對(duì)TB18鈦合金激光立體成形及其后續(xù)熱處理的相關(guān)研究報(bào)道還非常少。

基于此，本文采用激光立體成形技術(shù)制備TB18鈦合金，并對(duì)其進(jìn)行不同工藝的熱處理研究，對(duì)比研究了不同熱處理工藝條件對(duì)其顯微組織及力學(xué)性能的影響，以期為TB18鈦合金激光立體成形構(gòu)件的實(shí)際應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用原材料為TB18鈦合金旋轉(zhuǎn)電極球形粉末，其化學(xué)成分如表1所示(β相變點(diǎn)約為795 ℃)。在真空干燥箱內(nèi)進(jìn)行150 ℃×2 h的烘干處理以去除水分，真空干燥箱氣壓約0.02 MPa。所用基材為同材質(zhì)TB18鈦合金鍛件。使用砂紙對(duì)基材表面進(jìn)行打磨，并用酒精清洗，以去除表面氧化層和油污。

表1 TB18鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

采用BLT-C1000型激光立體成形設(shè)備在TB18鈦合金表面進(jìn)行激光立體成形試驗(yàn)。激光沉積成形過(guò)程中粉末顆粒經(jīng)由送粉器、同軸送粉噴嘴輸送進(jìn)入激光熔池內(nèi)，熔池內(nèi)粉末顆粒熔化并快速凝固形成熔覆層。沉積過(guò)程中采用氬氣氣氛保護(hù)以防止鈦合金氧化和夾雜污染，氬氣氣氛中氧含量低于50×10-6。激光立體成形工藝參數(shù)為激光功率3800 W、掃描速度1000 mm/min、送粉量35 g/min、光斑直徑φ5 mm、層厚0.5 mm。對(duì)激光立體成形后的TC21鈦合金試樣分別進(jìn)行不同工藝的熱處理，具體熱處理制度如表2所示。

表2 激光立體成形TB18鈦合金熱處理制度

原始沉積態(tài)和熱處理試樣均沿中間部分(排除首尾兩端的形狀過(guò)渡段)的隨機(jī)橫截面進(jìn)行切割以供顯微組織觀察和力學(xué)性能檢測(cè)。經(jīng)過(guò)鑲嵌、打磨、拋光后，采用Kroll試劑侵蝕，制成組織觀察試樣。光學(xué)顯微組織觀察在OLYMPUS光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行，SEM組織觀察和斷口分析在ZEISS掃描電鏡上進(jìn)行，室溫拉伸性能測(cè)試在GNT100電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱處理對(duì)TB18鈦合金組織形貌的影響

圖1為TB18鈦合金激光立體成形單道單層的宏觀組織?？梢钥闯?，單道沉積層具有快速凝固組織特征，即沉積層由從熔池底部開(kāi)始產(chǎn)生外沿生長(zhǎng)的柱狀晶組成。這是由于在激光立體成形過(guò)程中，高能激光束作用在基材表面上并形成熔池，熔池底部的溫度較高，與溫度較低的基材之間存在較大的溫度梯度，因而初生的柱狀β晶粒將沿著沉積方向外延生長(zhǎng)。

圖1 激光立體成形后TB18鈦合金的沉積層宏觀組織

圖2為激光立體成形后的TB18鈦合金沉積層的微觀組織。可以看出，原始β晶界輪廓清晰可見(jiàn)，β晶粒形狀以長(zhǎng)條形(柱狀)為主，平均長(zhǎng)度和寬度分別約為519 mm和151 mm。此外，還能觀察到沉積層線的存在(見(jiàn)圖2(a)箭頭處)，原始β晶?？纱┻^(guò)沉積層線生長(zhǎng)。對(duì)原始β晶粒內(nèi)部進(jìn)行局部放大(見(jiàn)圖2(b))，可觀察到沉積態(tài)β晶粒內(nèi)部存在大量針狀次生α相，針狀α相縱橫交錯(cuò)。這是由于TB18鈦合金激光沉積是一個(gè)加熱、冷卻過(guò)程，沉積過(guò)程中先形成亞穩(wěn)β晶粒，在隨后冷卻過(guò)程中析出針狀次生α相。

圖2 激光立體成形后TB18鈦合金沉積層的OM(a)和SEM(b)圖

圖3為激光立體成形后的TB18鈦合金經(jīng)不同工藝熱處理后的顯微組織?？梢钥闯?，與沉積態(tài)相比，隨直接時(shí)效溫度升高，原始β晶界輪廓仍然清晰可見(jiàn)，形狀變化不大，但原始β晶粒尺寸略有增大。直接時(shí)效溫度低于550 ℃時(shí)，仍可觀察到沉積層線，但隨直接時(shí)效溫度升高，沉積層線消失。當(dāng)直接固溶溫度高于830 ℃后，因加熱溫度在β相變點(diǎn)以上，故顯微組織由全β晶粒組成。值得注意的是，在870 ℃以上固溶處理，再進(jìn)行500 ℃左右的時(shí)效處理后，β晶粒內(nèi)部又會(huì)析出大量的次生α相，但原始β晶界變得不清晰。相關(guān)研究表明[8]，鈦合金中β相數(shù)量和穩(wěn)定程度與其β穩(wěn)定系數(shù)Kβ有直接關(guān)系。Kβ可采用式(1)計(jì)算：

圖3 不同熱處理?xiàng)l件下沉積態(tài)TB18鈦合金的光學(xué)顯微組織

(1)

式中：Cn為合金中元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)(wt%)；Ckn為該合金元素的臨界質(zhì)量分?jǐn)?shù)(wt%)。TB18(Ti-5Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb-0.5Fe)鈦合金中的β穩(wěn)定元素是Mo、V、Cr、Nb及Fe，其臨界質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為11%、14.9%、6.5%、28.4%和5%[8]。根據(jù)式(1)可以計(jì)算出該合金的Kβ為1.84。一般來(lái)說(shuō)，Kβ=1.5～2.5的β鈦合金為亞穩(wěn)β鈦合金，這說(shuō)明TB18鈦合金中的β相為亞穩(wěn)狀態(tài)，在緩冷或時(shí)效過(guò)程中會(huì)析出次生α相。

為進(jìn)一步觀察β晶粒內(nèi)部次生α相的形貌尺寸變化，對(duì)熱處理后組織進(jìn)行高倍SEM觀察，如圖4所示?？梢钥闯觯?00 ℃×2 h直接時(shí)效后，β晶粒內(nèi)部次生α相明顯增多，且尺寸上更加細(xì)小。這說(shuō)明沉積形成的亞穩(wěn)β相在500 ℃加熱過(guò)程中仍然會(huì)析出次生α相，同時(shí)亞穩(wěn)β相轉(zhuǎn)變成飽和度低的穩(wěn)定β相。隨著加熱溫度的升高，次生α相厚度明顯變大，長(zhǎng)度變化不大，但次生α相所占比例會(huì)下降；在形貌上，熱處理前次生α相以針狀形貌為主，而熱處理后出現(xiàn)一定數(shù)量的片層狀次生α相。當(dāng)直接固溶溫度高于830 ℃時(shí)，β晶粒內(nèi)部次生α相被溶解，已觀察不到次生α相。當(dāng)沉積態(tài)TB18鈦合金經(jīng)870 ℃以上固溶和500 ℃左右時(shí)效處理后，β晶粒內(nèi)部又可觀察到大量的次生α相。隨時(shí)效溫度從525 ℃增加到550 ℃，次生α相形貌變化不大，均由細(xì)片狀為主，但次生α相厚度明顯增加。熱處理對(duì)次生α相數(shù)量、尺寸形貌的影響必然會(huì)導(dǎo)致其力學(xué)性能上的差別。

圖4 不同熱處理?xiàng)l件下沉積態(tài)TB18鈦合金的掃描電鏡顯微組織

2.2 熱處理對(duì)TB18鈦合金力學(xué)性能的影響

圖5為激光立體成形TB18鈦合金沉積態(tài)和熱處理態(tài)的室溫拉伸性能?？梢钥闯?，沉積態(tài)試樣抗拉強(qiáng)度為1084 MPa，屈服強(qiáng)度為1041 MPa，低于實(shí)際生產(chǎn)中對(duì)鍛件所要求的抗拉強(qiáng)度≥1300 MPa、屈服強(qiáng)度≥1150 MPa 的指標(biāo)，而伸長(zhǎng)率為5%，高于鍛件所要求>4%的指標(biāo)。沉積態(tài)合金經(jīng)500 ℃×4 h直接時(shí)效后，因析出次生α相，抗拉強(qiáng)度升高至1384 MPa，屈服強(qiáng)度升高至1352 MPa，但伸長(zhǎng)率下降至4.5%。增加直接時(shí)效溫度至550 ℃，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所降低(抗拉強(qiáng)度為1330 MPa，屈服強(qiáng)度為1284 MPa)，伸長(zhǎng)率有所升高(6%)。繼續(xù)升高加熱溫度(>700 ℃)，一方面，因次生α相被溶解，強(qiáng)化效果減弱，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低至指標(biāo)標(biāo)準(zhǔn)以下，且加熱溫度越高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度越低；另一方面，伸長(zhǎng)率會(huì)隨加熱溫度升高而增大，在加熱溫度為920 ℃時(shí)，伸長(zhǎng)率可達(dá)25.5%。值得注意的是，在經(jīng)870 ℃×1 h+525 ℃×1 h 和900 ℃×1 h+550 ℃×1 h的固溶時(shí)效處理后，因析出次生α相，合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度又會(huì)顯著增加，同時(shí)伸長(zhǎng)率下降，其中，870 ℃×1 h+525 ℃×1 h熱處理工藝的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率結(jié)果均在指標(biāo)要求以上。直接時(shí)效500 ℃×4 h和固溶時(shí)效870 ℃×1 h+525 ℃×1 h的熱處理工藝均可滿足指標(biāo)要求的性能。但從實(shí)際生產(chǎn)成本考慮，沉積態(tài)的TB18鈦合金的最佳熱處理工藝應(yīng)取直接時(shí)效500 ℃×4 h為宜。

圖5 不同熱處理?xiàng)l件下沉積態(tài)TB18鈦合金的室溫拉伸性能

3 結(jié)論

1)沉積態(tài)TB18鈦合金的宏觀組織以長(zhǎng)條形β晶粒為主，晶內(nèi)由亞穩(wěn)β相和針狀次生α相組成，且存在貫穿β晶粒的沉積層線。

2)隨直接時(shí)效溫度升高，原始β晶粒形狀變化不大，尺寸略有增大，直接時(shí)效溫度高于550 ℃時(shí)，沉積層線消失，直接固溶溫度高于830 ℃時(shí)，顯微組織以全β晶粒組成；次生α相厚度隨直接時(shí)效溫度升高而增大，次生α相所占比例下降，在形貌上次生α相從針狀向片狀轉(zhuǎn)變，直接固溶溫度高于830 ℃后次生α相消失；固溶+時(shí)效處理后的次生α相以細(xì)層片狀為主，層片尺寸大于直接時(shí)效。

3)隨直接時(shí)效溫度升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低，伸長(zhǎng)率增加，500 ℃×4 h直接時(shí)效后，抗拉強(qiáng)度達(dá)1384 MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)1352 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)4.5%，高于指標(biāo)要求。而合金經(jīng)固溶+時(shí)效處理后析出次生α相，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著增加，同時(shí)伸長(zhǎng)率下降，870 ℃×1 h+525 ℃×1 h熱處理后抗拉強(qiáng)度達(dá)1301 MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)1240 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)5.5%，高于指標(biāo)要求。