王林，華學(xué)明，沈忱，張躍龍，李芳，周雯露，丁煜瀚

(上海交通大學(xué)，上海市激光制造與材料改性重點實驗室，上海,200240)

0 序言

TiAl基合金密度低、比強度高、兼具良好的高溫力學(xué)性能，作為航空航天發(fā)動機結(jié)構(gòu)材料具有光明的應(yīng)用前景，可替代650 ℃服役的鎳基高溫合金.然而，TiAl合金的本征脆性大，室溫變形能力差.采用傳統(tǒng)的制造技術(shù)加工復(fù)雜的TiAl合金零件成本高而效率低，這制約了TiAl合金的發(fā)展[1-5].因此，TiAl合金近凈成形的技術(shù)的開發(fā)具有重要的意義.增材制造是靈活性好、材料利用率高、生產(chǎn)周期短、成本低的新技術(shù)，在TiAl合金加工制造領(lǐng)域具備優(yōu)勢而受到關(guān)注[6].目前，增材制造TiAl合金的研究主要集中在激光增材和電子束增材兩方面，并取得了重要研究進展[7-12].

近年來，電弧增材制造(directed energy deposition-arc，DED-arc)作為一種創(chuàng)新技術(shù)，已經(jīng)應(yīng)用在TiAl合金的加工制領(lǐng)域.鈦絲和鋁絲通過兩個獨立的送絲機構(gòu)，按照一定比例的送絲速度，同步進入電弧熔池中.電弧力將兩者充分混合，逐層沉積原位制備TiAl合金成形件[13-18].與激光增材和電子束增材技術(shù)相比，電弧增材制造技術(shù)成本更低、生產(chǎn)效率更高、成形件致密度更大[19].Ma等人[14-16]采用鎢極氬弧焊(TIG)成功制備了TiAl合金，研究表明電弧增材制造TiAl合金的組織不均勻，影響了力學(xué)性能.Cai等人[17]研究表明，沉積態(tài)TiAl合金存在明顯的組織不均勻性，導(dǎo)致顯微硬度呈現(xiàn)不均勻的特征.此外，劉齊等人[18]的研究結(jié)果表明，沿著沉積方向的沉積態(tài)TiAl合金的微觀組織呈現(xiàn)明顯的分層現(xiàn)象.增材制造TiAl合金不均勻的組織特征，不利于獲得穩(wěn)定優(yōu)異力學(xué)性能，限制了應(yīng)用推廣.目前，對增材制造TiAl合金熱處理工藝的研究十分有限.根據(jù)已有的研究表明，TiAl合金在不同的熱處理溫度下，具有近γ組織、雙態(tài)組織、近片層組織以及全片層晶團組織等4種典型組織.其中，雙態(tài)組織具有較小的晶粒尺寸，呈現(xiàn)優(yōu)異的室溫力學(xué)性能[3,20-22].然而，與TIG焊相比，PAW具有能量集中、電弧穩(wěn)定性好、應(yīng)力變形小等優(yōu)點.等離子電弧的能量密度較高，能夠增強熔池流動從而促進元素的混合，在提高TiAl合金沉積件組織均勻性方面具有明顯優(yōu)勢.根據(jù)Kothari 等人[4]的研究，Ti-48Al合金具有較好的力學(xué)性能.因此以等離子電弧雙絲增材制造制備的Ti-48Al合金為對象，研究其沉積態(tài)組織特征，并研究熱處理對電弧增材制備TiAl合金的影響.

1 試驗方法

1.1 試樣制備

試驗采用等離子電弧作為熱源，以及如圖1示意圖中的等離子電弧雙絲增材制造系統(tǒng)制備TiAl合金沉積件.

圖1 等離子電弧雙絲增材制造系統(tǒng)示意圖Fig.1 Schematic of twin wire-plasma arc additive manufacturing system

采用尺寸為200 mm × 100 mm × 5 mm的純鈦板作為沉積基板.在沉積電流為95A的等離子電弧的作用下，將直徑為0.8 mm的純Ti (ER TA2)、純Al(ER 1100)焊絲分別以115 mm/min、100 mm/min的送絲速度同步送進熔池，充分混合.以90 mm/min行走速度，逐層沉積制備Ti-48Al合金沉積件.為了防止N2，H2，O2等有害雜質(zhì)對沉積合金的污染，使用尾隨氣體保護裝置，采用氣體流量為15 L/min的高純氬氣對沉積層進行保護.為了降低沉積TiAl合金的開裂傾向，使用加熱裝置對其進行持續(xù)加熱處理，預(yù)熱溫度為500 ℃，以減小冷卻速率，降低沉積合金的殘余應(yīng)力.最終沉積50層，獲得長、寬、高分別約為160 mm × 10 mm × 50 mm的TiAl合金沉積件如圖2所示.

圖2 Ti-48Al合金沉積件Fig.2 As-deposited TiAl alloy component

1.2 熱處理過程

采用型號為ASK2-6-17TPC3真空管式爐對等離子電弧增材制備Ti-48Al合金沉積試樣進行熱處理試驗.為了避免試樣在熱處理過程中氧化，在進行熱處理試驗前，先后多次反復(fù)對爐腔進行抽真空、充氬氣處理，以降低爐腔內(nèi)的氧含量.根據(jù)如圖3所示Ti-Al二元合金相圖，在α+γ相區(qū)選擇熱處理參數(shù)為1 340 ℃/10 h/爐冷，進行熱處理試驗，以獲得目標(biāo)組織.

圖3 Ti-Al二元合金相圖[23]Fig.3 Ti-Al binary phase diagram

1.3 組織表征

采用電火花線切割設(shè)備和MECATECH 334自動磨拋機制備金相試樣.使用凱勒試劑腐蝕10 s，并使用ZEISS Axio Imager A2m光學(xué)顯微鏡、配置X射線能譜分析儀(EDS)的MAIA3 GMU掃描電鏡(SEM)進行顯微組織和元素組成分析.采用電解拋光方法制備電子背散射衍射(EBSD)測試試樣，選擇正丁醇、甲醇和高氯酸體積比為7：12：1的混合溶液為電解拋光溶液；電解電壓為25 V、溶液溫度為-30 ℃、拋光時間35 s.采用掃描電鏡TESCAN MIRA3設(shè)備對試樣進行EBSD分析，儀器參數(shù)為：加速電壓20 kV，工作距離18 mm，步長1.2 μm.使用D8 ADVANCE Da Vinci多功能X射線衍射儀對試樣進行物相鑒定，測試參數(shù)分別設(shè)置為電壓40 kV，電流40 mA，步長0.02°，掃描速度2°/min，掃描范圍20°-90°.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 沉積態(tài)Ti-48Al合金的微觀組織特征

沉積態(tài)Ti-48Al合金的橫截面(x-z截面)組織特征如圖4所示.其中宏觀特征如圖4(a)所示，沒有發(fā)現(xiàn)裂紋、氣孔等缺陷，并且成分混合均勻，不存在宏觀偏析現(xiàn)象.由圖4可知，微觀組織呈現(xiàn)近似的柱狀晶形貌特征.

圖4 沉積態(tài)Ti-48Al合金試樣橫截面(x-z)的組織特征Fig.4 Microstructure on the cross section (x-z) of asdeposited Ti-48Al alloy.(a) macrostructure morphology;(b) microstructure in the top a region;(c) the banded structure in the middle b region;(d) the dendritic grain microstructure;(e)the fully lamellar colony microstructure

增材制造技術(shù)具有逐層沉積的特點，在電弧增材制造Ti-48Al合金的過程中，每道沉積層具有相同的合金成分，相近的物相組成和組織形態(tài).根據(jù)圖3的Ti-Al二元相圖可知，Ti-48Al合金熔池在凝固的過程中，液相發(fā)生相變形成固相α相.已有的研究結(jié)果表明，α相具有沿c軸擇優(yōu)生長[4].并且，電弧增材逐層沉積的特點，導(dǎo)致溫度梯度沿著沉積方向最大，為組織的生長提供了較大的驅(qū)動力.因此結(jié)合以上兩個方面可知，沿著沉積方向沉積態(tài)Ti-48Al合金形成了近似的柱狀晶形貌的組織特征.除此之外，從圖4(a)中還可以發(fā)現(xiàn)，沿著沉積方向呈現(xiàn)由不同特征組織交替分布的分層現(xiàn)象.為進一步觀察電弧增材制造Ti-48Al合金沉積件橫截面的組織特征，使用光學(xué)顯微鏡，在更高倍數(shù)下，觀察分析沉積態(tài)Ti-48Al合金的微觀組織特征.研究發(fā)現(xiàn)沉積態(tài)Ti-48Al合金橫截面的頂層a區(qū)呈現(xiàn)樹枝晶的形貌特征，如圖4(b)所示.沿著沉積方向交替分布著b區(qū)層帶狀組織，如圖4(c)所示.樹枝晶組織和全片層晶團組織分別如圖4(d)、圖4(e)所示，為了描述方便，分別稱為樹枝晶區(qū)和片層晶團區(qū).其中，樹枝晶區(qū)由片層組織和枝晶間白色的析出相構(gòu)成.

為了進一步鑒定枝晶間相化學(xué)成分，對其進行EDS面掃描測試如圖5所示.結(jié)果表明，枝晶間存在顯著的Al元素偏析現(xiàn)象.電弧增材制造沉積合金的頂層區(qū)域未經(jīng)歷后層沉積時產(chǎn)生的熱循環(huán)過程，頂層a區(qū)微觀組織能夠反映增材制造TiAl合金的初始凝固組織特征.

圖5 沉積態(tài)Ti-48Al合金樹枝晶區(qū)能譜面掃描結(jié)果Fig.5 EDS in dendritic grain region of as-deposited Ti-48Al alloy

研究發(fā)現(xiàn)Ti-48Al合金沉積件的頂層a區(qū)是由樹枝晶組織構(gòu)成，推斷其初始凝固組織為樹枝晶，并存在枝晶間Al元素偏析現(xiàn)象.根據(jù)圖3所示Ti-Al二元相圖，Al原子分?jǐn)?shù)為48%處的相變路徑代表Ti-48Al合金凝固路徑.該過程發(fā)生β+L→α的包晶反應(yīng)，其中α相中的Al元素含量較少.因為PAW冷卻速度較快而包晶反應(yīng)速度較慢，所以在凝固的過程中會發(fā)生枝晶間Al元素的偏析現(xiàn)象.根據(jù)圖3可知隨著Al元素含量的增加，TiAl合金的凝固路徑向相圖的右側(cè)移動，即發(fā)生γ相凝固.在冷卻的過程中，具有較高Al元素含量的枝晶間區(qū)發(fā)生相變而形成γ相.在凝固的過程中，溫度進一步下降，γ相從α相析出.增材制造過程的冷卻速度較大，并且兩相成分和晶格結(jié)構(gòu)差異較大，典型的α→α2+γ共析反應(yīng)因難以發(fā)生而被α→α2→α2+γ相轉(zhuǎn)變?nèi)〈?最后形成由枝晶間γ相和片層組織組成的具有樹枝晶形貌特征的初始凝固組織.在隨后的沉積過程中，再次形成的層沉積會對已經(jīng)形成的沉積層產(chǎn)生兩方面的作用.一方面再次沉積的過程中，已經(jīng)形成的沉積層會發(fā)生部分重熔，組織仍然保留初始的樹枝晶形貌特征；另一方面，對未重熔的沉積層產(chǎn)生熱處理作用發(fā)生相變，微觀組織由初始的樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)槿瑢泳F，最終形成了由樹枝晶和片層晶團交替分布的組織形態(tài)特征.

2.2 熱處理態(tài)Ti-48Al合金組織特征

沉積態(tài)Ti-48Al合金微觀組織呈現(xiàn)明顯的不均勻性，影響材料的力學(xué)性能.為消除沉積態(tài)Ti-48Al合金的不均勻性需要對其進行熱處理.根據(jù)文獻[4]的研究可知，TiAl合金特征組織包括近γ組織、雙態(tài)組織、近片層組織以及全片層組織.其中雙態(tài)組織具有細(xì)小的晶粒特征，提高了室溫力學(xué)性能.因為雙態(tài)組織由近似等比例的片層晶團和γ晶粒組成，其兩相含量近似相等，所以為了獲得雙態(tài)組織，在α+γ相區(qū)兩相含量近似相等的溫度1 340 ℃進行熱處理.因為α晶粒和γ晶粒分別屬于密排六方結(jié)構(gòu)和面心正方結(jié)構(gòu)，并且成分相差較大，所以α相到γ相的轉(zhuǎn)變需要較長的時間.此外，因為沉積態(tài)TiAl合金的組織具有穩(wěn)定性，所以選用10h的熱處理保溫時間.

如圖6所示為沉積態(tài)Ti-48Al合金試樣中部區(qū)經(jīng)過1 340 ℃/10 h/爐冷熱處理后的微觀組織特征.結(jié)果表明沉積態(tài)組織中的枝晶間Al元素的偏析現(xiàn)象和交替分布的層帶狀組織特征完全消失，組織的均勻性獲得明顯改善.

圖6 在1 340 ℃/10 h/爐冷熱處理后的增材制造Ti-48Al合金的微觀組織Fig.6 Microstructure of additively manufactured Ti-48Al alloy after heat treatment at 1 340 ℃/10 h/furnace cooling

樹枝晶組織完全轉(zhuǎn)變成了由γ晶粒和片層晶團構(gòu)成的晶粒細(xì)小的雙態(tài)組織.根據(jù)菲克擴散定律可知，在α+γ相區(qū)的高溫條件下隨著保溫時間的延長，枝晶間富集的Al元素逐漸向貧Al區(qū)擴散，最終實現(xiàn)元素的均勻化.沉積態(tài)組織發(fā)生相變，形成α相和γ相構(gòu)成的混合組織，由非平衡狀態(tài)向平衡態(tài)轉(zhuǎn)變.在熱處理過程中，γ片層組織逐漸球化，形成晶粒尺寸細(xì)小的γ相晶粒.在保溫的過程中組織不斷長大，α相晶粒和γ相晶粒互相釘扎，兩相晶粒的長大都因此相互抑制降低晶粒長大的速度.在隨后的冷卻過程中，α相發(fā)生共析轉(zhuǎn)變而形成片層晶團，最終形成了由片層晶團和γ相組成晶粒細(xì)小的雙態(tài)組織.

2.3 物相及晶體學(xué)特征

為了進一步研究熱處理對沉積態(tài)Ti-48Al合金物相的影響，分別對熱處理前后的試樣進行X射線衍射分析(XRD)，結(jié)果如圖7所示.

圖7 熱處理前后增材制造Ti-48Al合金試樣的XRDFig.7 XRD results of additively manufactured Ti-48Al alloy before and after heat treatment

XRD分析結(jié)果表明熱處理前后Ti-48Al合金均由α2相和γ相組成.并且位于38.69°的γ(111)晶面衍射強度最大，表明熱處理前后合金的基體相均是γ相.與沉積態(tài)合金相比，熱處理態(tài)合金α2相位于40.84°的的主峰強度也明顯增強，表明熱處理態(tài)合金試樣的α2相含量增加.采用Rietveld精修法對熱處理前后Ti-48Al合金試樣的XRD進行半定量計算.熱處理前后的α2相體積分?jǐn)?shù)分別為18%和47%，與上述分析結(jié)果相一致.在熱處理的過程中，為了獲得雙態(tài)組織，在α+γ相區(qū)的兩相體積分?jǐn)?shù)近似相等的溫度進行長時保溫.熱處理態(tài)組織因此達到近平衡狀態(tài)，即兩相體積分?jǐn)?shù)近似相等.根據(jù)圖3的Ti-Al二元合金相圖可知，在隨后的爐冷過程中α相發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，γ相從α相析出形成片層晶團組織，未轉(zhuǎn)變的α相發(fā)生有序化轉(zhuǎn)變形成α2相.在熱處理保溫過程中形成的γ相晶粒不發(fā)生轉(zhuǎn)變.最終形成由γ相晶粒和片層組織混合構(gòu)成的雙態(tài)組織.因此，與沉積態(tài)Ti-48Al合金相比，熱處理態(tài)合金中的α2相體積分?jǐn)?shù)明顯增加略低于50%.

采用EBSD分析熱處理前后Ti-48Al合金試樣的晶體學(xué)信息.合金的取向分布如圖8所示.在圖8取向分布圖中，不同的顏色代表TiAl合金組織不同的晶體學(xué)位向.從圖8中可以看出，熱處理前后試樣取向分布圖的顏色均沒有明顯的擇優(yōu)分布，表明熱處理前后合金試樣組織沒有明顯的擇優(yōu)取向.Ti-48Al合金主要通過γ相進行變形，γ相主要發(fā)生普通位錯1/2＜110]{111}滑移以及孿生變形1/6＜112]{111}.為進一步研究其組織晶體學(xué)位向特征，對圖9所示熱處理前后試樣的γ{111}晶面極圖進行分析.研究結(jié)果表明與沉積態(tài)合金相比，熱處理態(tài)Ti-48Al合金組織的織構(gòu)強度略微減小.正如上述分析可知，凝固過程中合金組織生長具有擇優(yōu)取向特征.然而在電弧增材制造的過程中，逐層沉積導(dǎo)致已經(jīng)形成的沉積層經(jīng)受部分重熔和多次熱處理的作用，形成沿沉積方向樹枝晶與片層晶團交替分布的組織特征，導(dǎo)致沉積態(tài)組織的擇優(yōu)取向變?nèi)?在α+γ兩相區(qū)熱處理過程中，因為沉積態(tài)合金的層帶組織完全轉(zhuǎn)變成近似平衡狀態(tài)的雙態(tài)組織，所以熱處理態(tài)合金微觀組織的擇優(yōu)取向進一步降低.

圖8 熱處理前后增材制造Ti-48Al合金試樣的取向分布Fig.8 The orientation distribution of additively manufactured Ti-48Al alloy before and after heat treatment.(a) as-deposited;(b) heat-treated

圖9 熱處理前后增材制造Ti-48Al合金試樣的γ相{111}極圖Fig.9 The pole figure γ{111} of additively manufactured Ti-48Al alloy before and after heat treatment.(a)as-deposited;(b) heat-treated

3 結(jié)論

(1)等離子電弧雙絲增材制造技術(shù)可以成功制備出Ti-48Al合金沉積件.

(2)等離子電弧增材制造Ti-48Al合金組織呈現(xiàn)明顯的不均勻性，沿著沉積方向，沉積態(tài)組織呈現(xiàn)由樹枝晶區(qū)和片層晶團區(qū)交替分布的層帶狀特征，并且在樹枝晶區(qū)存在明顯的枝晶間Al元素偏析現(xiàn)象.

(3)在1 340 ℃/10 h/爐冷熱處理后，枝晶間偏析完全消除，交替分布的層帶狀組織特征完全消失，組織的均勻性明顯改善，最終獲得了由片層晶團和γ相組成的晶粒細(xì)小的雙態(tài)組織.

(4) 沉積態(tài)和熱處理態(tài)Ti-48Al合金均由α2相和γ相組成，并且均具有較弱的擇優(yōu)取向；與沉積態(tài)Ti-48Al合金相比，熱處理態(tài)Ti-48Al合金含有更多的α2相，并且組織的擇優(yōu)取向更弱.