鈦合金具有高比強(qiáng)、耐高溫、抗疲勞等優(yōu)異性能，大型復(fù)雜鈦合金整體構(gòu)件用量的高低，是衡量航空裝備技術(shù)先進(jìn)性的重要指標(biāo)[1]。采用整體鍛造等傳統(tǒng)方法制造大型鈦合金構(gòu)件工藝復(fù)雜，材料利用率低，周期長，成本高。增材制造技術(shù)成形大型復(fù)雜鈦合金構(gòu)件具有數(shù)字化、精確化、設(shè)計 – 材料 – 制造一體化等明顯的技術(shù)和經(jīng)濟(jì)優(yōu)勢[2]。大型金屬構(gòu)件的激光逐層熔化沉積增材制造過程，實際上是激光冶金高溫熔池在固體金屬基底快速導(dǎo)熱、溫度梯度超高、冷卻速度超快條件下的快速凝固及逐層堆積的過程。構(gòu)件的冶金組織、力學(xué)性能呈現(xiàn)對工藝參數(shù)和工藝過程狀態(tài)變化的高度敏感性及復(fù)雜多變性，給構(gòu)件內(nèi)部冶金組織一致性和力學(xué)性能穩(wěn)定性控制帶來巨大困難，國際公認(rèn)構(gòu)件的內(nèi)部質(zhì)量控制是增材 熱處理制度對激光增材制造TA15鈦合金力學(xué)性能的影響制造技術(shù)在飛機(jī)主承力結(jié)構(gòu)上應(yīng)用的最大挑戰(zhàn)之一[3]。

鈦合金的力學(xué)性能強(qiáng)烈受控于其宏微觀組織結(jié)構(gòu)特征。典型沉積態(tài)宏觀組織由貫穿多個熔覆層呈外延生長的粗大 β 柱狀胞晶組成，晶內(nèi)微觀組織是由極少量針狀α 板條、大量的魏氏 α 板條及一定體積分?jǐn)?shù)的板條間 β相組成[4]。雖然沉積態(tài)增材制造鈦合金強(qiáng)度優(yōu)于 / 相當(dāng)于鍛件，但受粗大晶粒組織影響，其變形協(xié)調(diào)能力較差，表現(xiàn)為塑性較低（低于 / 稍高于鍛件的最低值）[5–7]。通過控制熱處理動力學(xué)過程優(yōu)化顯微組織是提高鈦合金力學(xué)性能的有效方法之一[8]。席明哲等[9] 指出將激光快速成形 TA15 鈦合金在 α+β 兩相區(qū)溫度退火，初生 α相顯著長大而體積分?jǐn)?shù)減少，同時在初生 α 相板條間的β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)增加，該 β 轉(zhuǎn)變組織由二次析出的α 相薄片和殘余 β 相薄片組成，這種顯微組織表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。張霜銀[10–11]、Dinda[12] 和 Brandl[13]等亦發(fā)現(xiàn)經(jīng)熱處理后沉積態(tài) TC4 內(nèi) α 片層厚度增加，材料拉伸強(qiáng)度降低而塑性提高。

擴(kuò)大激光增材制造鈦合金關(guān)鍵主承力構(gòu)件的應(yīng)用范圍已成為航空裝備減輕結(jié)構(gòu)重量，提升性能指標(biāo)的重要手段[14]。北京航空航天大學(xué)研究團(tuán)隊[15–17] 通過熱處理主動控制激光增材制造 TA15 鈦合金的固態(tài)相變形核和長大動力學(xué)過程，獲得優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，率先實現(xiàn)激光增材制造飛機(jī)鈦合金大型整體主承力構(gòu)件。

本文基于增材制造鈦合金結(jié)構(gòu)工程應(yīng)用積累的性能數(shù)據(jù)，分析熱處理制度對激光增材制造 TA15 鈦合金綜合力學(xué)性能的影響，為進(jìn)一步優(yōu)化熱處理制度，降低構(gòu)件研發(fā)成本，擴(kuò)大增材制造結(jié)構(gòu)工程應(yīng)用提供技術(shù)支撐。

1、 試驗及方法

本試驗所研究的熱處理 TA15 鈦合金板材來自北京航空航天大學(xué)大型金屬構(gòu)件增材制造國家工程實驗室。沉積工藝為：采用 LMD–V 型激光成形系統(tǒng)，保護(hù)氣體為氬氣，激光功率 4~6kW，光斑直徑 6~8mm，掃 描 速 度 15~20mm/s，單 層 厚 度 1~1.5mm，送 粉 速度 600~1000g/h。激光增材制造沉積過程如圖 1 所示，沉積增高方向為 Z 軸所示方向，激光束掃描方向為 X 向，垂直于沉積方向和激光掃描方向的為 Y 向，相應(yīng)的各個截面分別為 XOZ、YOZ 和 XOY 截面。試樣成形后，采用金相法測試得到激光增材制造 TA15鈦合金的 β 相變點為 1010℃。熱處理工藝：普通退火熱處理制度為 700~800℃ /1~4h，空冷；雙重退火熱 處 理 制 度 為 950~1000 ℃ /0.5~1.5h，空 冷 或 風(fēng) 冷+700℃ ~800℃ /1~4h，空冷，其中普通退火熱處理工藝目的是去除構(gòu)件內(nèi)部應(yīng)力，熱處理溫度低于 800℃，對TA15 合金組織不造成影響[18–19]。

為全面表征普通退火和雙重退火兩種熱處理狀態(tài)的影響，進(jìn)行了兩種熱處理狀態(tài)下顯微組織表征和力學(xué)性能測試，具體試驗項目和測試標(biāo)準(zhǔn)如表 1 所示。顯微組織觀察采用的是縱截面 YOZ 試樣，腐蝕液為體積比為 1∶6∶43 的 HF∶HNO₃∶H₂O 混合溶液，腐蝕時間約5~8s。顯微組織分析中 α 相體積含量和尺寸采用 ImageJ 軟件進(jìn)行測量，體積含量測量來自 3 張掃描照片的平均值，而 α 片層寬度測量來自 3 張掃描照片共約 30 個α 片層的平均值。

2、 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

普通退火態(tài)和雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金宏觀組織如圖 2 所示，兩種熱處理制度宏觀組織沒有明顯差異，均為沿著沉積方向外延生長的粗大原始 β柱狀晶組織，柱狀晶的寬度在幾百 μm 到 mm 級，柱狀晶的長度貫穿多個沉積層達(dá)幾 cm。

普通退火態(tài)和雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金顯微組織如圖 3 所示，兩種熱處理制度顯微組織顯著不同。普通退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金為細(xì)片層 α+β 超細(xì)網(wǎng)籃組織，α 相體積含量約為 78.1%±2.1%，平均 α 片層厚度約為（1.05±0.11）μm。雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金為端部帶根須狀形貌的初生 α 相 + 超細(xì) β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu) 成的特種雙態(tài)組織，初生 α 相體積含量約為 40.5%±7.4%，初生 α 相片層寬度平均值為（2.45±0.23）μm。

2.2 靜力性能

按照國家標(biāo)準(zhǔn) GB/T 228.1—2010 要求，采用棒狀試樣對普通退火態(tài)和雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金室溫拉伸性能進(jìn)行測試，試驗結(jié)果統(tǒng)計分析見表 2，可知，普通退火態(tài)縱向、橫向的抗拉強(qiáng)度 Rm 為 992MPa、1022MPa ；縱 向、橫 向 的 屈 服 強(qiáng) 度 Rp0.2 為 904MPa、945MPa；縱向、橫向的斷后伸長率為 13.3%、9.5%；雙重退火態(tài)縱向、橫向抗拉強(qiáng)度平均值為 973MPa、984MPa ；縱向、橫向的屈服強(qiáng)度為 910MPa、882MPa ；縱向、橫向的斷后伸長率平均值為 14.7%、10.4% ；兩種熱處理狀態(tài)下室溫拉伸均呈現(xiàn)一定各向異性，橫向較縱向強(qiáng)度略高，塑性低；與雙重退火態(tài)相比，普通退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金強(qiáng)度略高，但塑性略低。這是因為通常情況下，合金不同方向上的力學(xué)性能差異主要是由晶粒形貌、織構(gòu)、α 相含量及其板條寬度造成，比較退火態(tài)和雙重處理態(tài)組織可以看出，其晶粒形貌、織構(gòu)等均相同，但 α 相含量及其板條寬度存在較大差異，Zhang[23] 及Ren[24] 等的研究表明，隨著 α 相片層尺寸的增加及含量降低，均能導(dǎo)致合金的強(qiáng)度下降，塑性提升。本試驗中雙重退火態(tài)的 α 相板條寬度明顯厚于退火態(tài)，且導(dǎo)致其強(qiáng)度低于退火態(tài)，但塑性提升。

本文分析了激光增材制造 TA15 鈦合金普通退火態(tài)與雙重退火態(tài) L 向室溫拉伸斷口形貌，如圖 4 所示。

兩種熱處理態(tài)試樣均為杯錐狀斷口，具有中心纖維區(qū)和四周剪切唇區(qū)，雙重退火態(tài)試樣的剪切唇區(qū)比例大。高倍下能看到明顯的韌窩形狀，普通退火態(tài)與雙重退火態(tài)的橫縱向斷裂機(jī)制均為韌性斷裂，但雙重退火態(tài)試樣的韌窩形貌更深更大，說明其塑性更好。

2.3 疲勞性能

按照國家標(biāo)準(zhǔn) GB/T 3075—2008 要求，采用棒狀試樣對普通退火態(tài)和雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金應(yīng)力集中系數(shù) Kt=1 光滑試樣和 Kt=3 缺口試樣室溫高周疲勞性能進(jìn)行測試。測試條件為，應(yīng)力比 R=0.1，頻率 f=120Hz，正弦波加載，測試結(jié)果如圖 5 所示?？梢?，激光增材制造 TA15 鈦合金普通退火態(tài)的疲勞性能顯著優(yōu)于雙重退火態(tài)。普通退火態(tài)縱向光滑試樣（Kt=1）條件疲勞極限（N=107）為 605MPa，較雙重退火態(tài)的537.5MPa 高 67.5MPa（約 13%）；縱向缺口試樣（Kt=3）條件疲勞極限（N=107）為 400MPa，較雙重退火態(tài)的322.5MPa 高 77.5MPa（約 24%）。合金的疲勞性能主要受初生 α 片層的寬度影響，片層寬度越小，其疲勞性能越好[23]，普通退火態(tài)合金的片層寬度明顯窄于雙重退火態(tài)，因此其疲勞性能更優(yōu)。

2.4 斷裂韌性

按照國家標(biāo)準(zhǔn) GB/T 4161—2007 要求，采用緊湊拉伸 C(T) 試樣對普通退火態(tài)和雙重退火態(tài)激光增材制造TA15 鈦合金平面應(yīng)變斷裂韌性 KIC，取樣方向包括 T–L和 L–T 方向，試驗件厚度 35mm。試驗結(jié)果如表 3 所示，可見，普通退火態(tài)和雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金平面應(yīng)變斷裂韌性 KIC 均表現(xiàn)出一定的各向異性，L–T 方向的平面應(yīng)變斷裂韌性 KIC 稍高于 T–L 方向。雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金表現(xiàn)出優(yōu)異的斷裂韌性，其平面應(yīng)變斷裂韌性 KIC 顯著高于普通退火態(tài)。Shi 等[25] 的研究發(fā)現(xiàn)裂紋擴(kuò)展與網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)中 α 片層的寬度相關(guān)，片層寬度的增加會增加裂紋擴(kuò)展的阻力，提高其斷裂韌性，Guo 等[26] 也發(fā)現(xiàn) α 片層寬度以及集束尺寸的增加會加大裂紋擴(kuò)展的阻力從而提高斷裂韌性。本試驗中雙重退火態(tài)的 α 片層寬度明顯寬于普通退火態(tài)，使得其斷裂韌性更優(yōu)。

3、 結(jié)論

本文對普通退火態(tài)和雙重退火態(tài)激光增材制造TA15 鈦合金顯微組織和力學(xué)性能進(jìn)行了對比分析，得出以下結(jié)論。

（1）兩種熱處理狀態(tài)下激光增材制造 TA15 鈦合金顯微組織明顯不同。普通退火態(tài)為細(xì)片層 α+β 超細(xì)網(wǎng)籃組織，雙重退火態(tài)為端部帶根須狀形貌的初生 α 相 +超細(xì) β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成的特種雙態(tài)組織。

（2）普通退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金極限強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和疲勞極限均優(yōu)于雙重退火態(tài)。

（3）雙重退火態(tài)激光增材制造 TA15 鈦合金具有較好的塑性和優(yōu)異的斷裂韌性。

參 考 文 獻(xiàn)

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通訊作者：谷美邦，工程師，碩士，主要研究方向為艦載機(jī)監(jiān)造，E–mail: 18640812356@163.com。