激光立體成形TC4合金的顯微組織和拉伸性能

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(航空工業慶安集團有限公司，西安 710077)

0 引 言

增材制造(Additive Manufacturing，AM)技術是基于離散-堆積原理，以三維計算機輔助設計(CAD)模型為藍本，將材料直接加工制造成形，而無需其他工藝輔助的一種先進制造技術。基于增材制造原理，將激光作為熱源引入便形成了激光增材制造技術。金屬高性能激光增材制造技術主要包括以激光立體成形(Laser Solid Forming，LSF)技術[1]為代表的同步送粉(送絲)高能束(激光、電子束、電弧等)熔覆技術和以選區激光熔化(Selective Laser Melting，SLM)技術[2]為代表的粉末床成形技術。激光立體成形屬于高能束流加工，具有能量高度集中、熔池溫度梯度大、凝固速率可控等優點，能使材料快速熔凝而獲得優異的顯微組織，從而大幅度提高其強度、塑性和韌性。

隨著航空工業的發展，鈦合金在飛機中的應用越來越多，對其使用性能的要求也不斷提高。傳統鈦合金加工方法已經很難滿足結構復雜零件的加工,先進近凈成形技術則成為了結構復雜鈦合金零件制造的發展方向[3]，因此鈦合金激光立體成形技術成為了研究熱點[4-8]。

目前，研究人員對激光立體成形TC4合金的成形工藝研究較多，但是對成形后和退火處理后合金的拉伸性能和顯微組織的系統研究較少。為此，作者采用激光立體成形技術制備了TC4合金，研究了該合金退火前后的顯微組織和室溫拉伸性能，并與傳統TC4合金的進行了對比，以期為TC4合金零件的激光立體成形提供試驗基礎。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗原料為采用等離子霧化法生產的球形Ti6Al4V(TC4)合金粉，平均粒徑120 μm，由加拿大Ravmor公司提供。在真空條件下對TC4合金粉進行160 ℃保溫60 min的烘干處理，以除去合金粉中吸附的水分。

使用LSF-IV型激光立體成形設備對TC4合金粉進行激光立體成形，激光功率1.2 kW，掃描速度8 mm·s-1，光斑直徑2 mm，層厚0.3 mm，采用惰性氣體保護，氧質量分數小于0.1%。所得合金(沉積態)的化學成分(質量分數/%)為6.01Al，4.03V，0.054C，0.039Si，0.15Fe，0.032N，0.15O，余Ti。在SX3-15-10型空氣爐內對試驗合金進行退火處理，退火溫度750 ℃，保溫時間90 min，出爐空冷至室溫。

1.2 試驗方法

在沉積態和退火態LSF合金，以及傳統退火態TC4合金上沿軸向加工出尺寸為φ10 mm×10 mm的試樣，經粗磨、細磨、拋光，用由5 mL HF、12 mL HNO3和83 mL H2O組成的混合溶液腐蝕后，在Observer.Alm型光學顯微鏡(OM)和TESCAN型掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織。

圖1 取樣方向示意Fig.1 Schematic of sampling direction: (a) vertical to the scanningdirection and (b) parallel to the scanning direction

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Size of tensile specimen

分別平行于激光掃描方向和垂直于激光掃描方向(見圖1)截取出直徑15 mm的毛坯試樣，再加工成直徑5 mm的標準棒狀拉伸試樣，試樣尺寸見圖2，根據GB/T 228.1-2010，在AG-Ⅰ250KN型電子材料拉伸試驗機上進行拉伸試驗，試驗溫度為室溫(21.5 ℃)，相對濕度48.2%，拉伸速度1 mm·min-1。在TESCAN型掃描電鏡上觀察斷口形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可以看出：沉積態LSF合金的組織主要由針狀馬氏體α和β相組成，原始β晶界清晰可見，晶內的顯微組織具有魏氏組織特征，即可觀察到具有一定位相關系、有規則平行排列的呈細長針狀的α相束以及α相束間的β相，同時還可觀察到鈦過飽和針狀馬氏體α′。這是由于鈦合金的熔化溫度高、熱容量大、熱導率低，正好與激光熔池具有的溫度高、加熱和冷卻快等特點相對應，因此激光立體成形后合金中形成了α′+β組織；晶界上的原始β相是在高溫快速冷卻時保留下來的。退火態LSF合金的顯微組織由不同取向相互交叉的粗大α板條和板條間β相組成，與沉積態LSF合金相比，α板條的數量增加，且α板條發生一定程度的粗化，長寬比減小。這是由于退火溫度低于β相轉變溫度和再結晶溫度，在退火過程中β→α的擴散轉變較慢，因此在一定的退火時間內僅發生α板條的粗化。

由圖4可以看出：傳統退火態TC4合金的顯微組織主要由初生等軸α相和晶間β相組成。

2.2 拉伸性能

由表1可以看出，沉積態LSF合金的室溫拉伸性能在平行于掃描方向和垂直于掃描方向上的差異較為明顯，平行于掃描方向的抗拉強度和屈服強度分別比垂直于掃描方向的高17.7%和11.0%，伸長率和斷面收縮率則只有垂直于掃描方向的50.0%和63.5%。

圖3 沉積態和退火態LSF合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of as-deposited (a-b) and annealed (c-d) LSF alloy: (a, c) OM images and (b, d) SEM images

由表2可以看出，退火態LSF合金的室溫拉伸性能在平行于掃描方向和垂直于掃描方向上的差異較小，兩個方向上的抗拉強度、屈服強度和伸長率十分接近。

對比表1和表2可知：退火態LSF合金在平行于掃描方向上的抗拉強度和屈服強度比沉積態LSF合金的分別下降了15.8%和10.8%，伸長率和斷面收縮率則分別提高了66.7%和19.7%；而在垂直于掃描方向上，沉積態和退火態LSF合金的拉伸性能差異較小。傳統退火態TC4合金的抗拉強度為895 MPa，屈服強度為825 MPa，伸長率為10%，斷面收縮率為25%[9]。對比可知，激光立體成形TC4合金沉積態和退火態的拉伸性能均優于傳統退火態TC4合金的。

圖4 傳統退火態TC4合金的顯微組織Fig.4 Microstructure of conventional TC4 alloy after annealing

方向抗拉強度/MPa屈服強度/MPa伸長率/%斷面收縮率/%測試值平均值測試值平均值測試值平均值測試值平均值垂直于掃描方向1 089,1 068,1 087,1 0921 0841 039,997,1 028,1 0281 02316,14,15,1615.053,50,53,5252.0平行于掃描方向1 268,1 281,1 284,1 2701 2761 111,1 162,1 170,1 1011 1366,9,8,77.536,32,30,3433.0

表2 退火態LSF合金在不同方向上的室溫拉伸性能Table 2 Tensile properties at room temperature in different directions of annealed LSF alloy

張雙銀等[10]研究發現，沉積態LSF試樣內部存在較大殘余應力，其在垂直于沉積方向上的整體應力水平比退火態LSF試樣的高出59.8%左右，在平行于沉積方向上的則高出72.3%左右。由此可見，退火處理可以有效消除激光成形過程中產生的殘余應力，使得合金在垂直于掃描方向與平行于掃描方向的性能差異降低，因此退火態LSF合金比沉積態LSF合金具有更好的各向同性以及更優的綜合力學性能。

2.3 拉伸斷口形貌

由圖5可以看出：沉積態和退火態LSF合金在平行于掃描方向上的宏觀拉伸斷口上均觀察到了氣孔缺陷的存在；斷口微觀上呈現出典型的韌窩特征，說明在破壞前合金主要承受正應力作用，激光立體成形合金的斷裂機制和傳統TC4合金的相同，均為韌性斷裂；與沉積態LSF合金相比，退火態LSF合金斷口上的韌窩更大更深，這說明退火態LSF合金的拉伸性能更加優異。

圖5 沉積態和退火態LSF合金的拉伸斷口形貌(平行于掃描方向)Fig.5 Tensile fracture morphology (parallel to the scanning direction) of as-deposited (a-b) and annealed LSF alloy (c-d):(a, c) macromorphology and (b, d) micromorphology

3 結 論

(1) 激光立體成形TC4合金的沉積態顯微組織主要由針狀馬氏體α和β相組成，原始β晶界清晰可見，晶內顯微組織存在魏氏組織特征，即可觀察到α相束及α相束間的β相，同時還可觀察到鈦過飽和針狀馬氏體α′；退火態顯微組織由不同取向相互交叉的粗大α板條和板條間β相組成；與沉積態組織相比，退火態組織中α相的含量增加，α板條有一定程度的粗化，長寬比減小。

(2) 沉積態和退火態激光立體成形TC4合金的室溫拉伸性能均優于傳統退火態TC4合金的，退火處理降低了合金在垂直于和平行于掃描方向上的性能差異；退火態合金在平行于掃描方向上的抗拉強度和屈服強度比沉積態合金的分別下降了15.8%和10.8%，伸長率和斷面收縮率則分別提高了66.7%和19.7%，而在垂直于掃描方向上，兩種狀態合金的拉伸性能差異較小。

(3) 沉積態和退火態激光立體成形TC4合金的拉伸斷口均呈韌窩特征，斷裂機制均為韌性斷裂；與沉積態的相比，退火態合金拉伸斷口上的韌窩更大更深。