電子束熔絲增材制造TC11鈦合金顯微組織及力學性能研究

王寧寧 韓 冬 吳 軍 高世凱

（西安航天動力機械有限公司，西安710025）

1 引言

TC11 鈦合金，名義成分為TI-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，是一種綜合性能優異的馬氏體型α+β兩相熱強鈦合金，室溫強度1030MPa，長時使用溫度可達550℃，具有良好的抗蠕變性能、熱穩定性和耐腐蝕性能，主要用作發動機葉片、壓力機盤、離心葉輪等關鍵結構件的材料[1，2]。然而，傳統的鈦合金加工方式——“鍛造+機械加工”，已無法滿足現代武器裝備大型復雜結構件整體制造的要求。

采用電子束增材制造技術在已有的鍛件毛坯上局部成形，尤其適合于鈦合金等難加工高性能合金大型復雜結構件的短周期、低成本制造[3]。國內外對于鈦合金電子束增材制造的研究很多，主要集中在電子束增材制造鈦合金組織和力學性能、缺陷形成機理及增材制造工藝研究，對電子束熔絲增材制造鈦合金與基板結合處性能及成形后熱處理的研究較少。探討熱處理后電子束熔絲增材制造TC11 鈦合金顯微組織和力學性能，對電子束快速成形鈦合金后續處理及生產具有重要意義，為鈦合金在航天領域的應用提供理論基礎和工藝經驗，以滿足未來新一代固體火箭發動機對減重、高效、低成本的要求。

2 試驗原理及方法

2.1 電子束熔絲增材制造原理

電子束熔絲增材制造技術是最近幾十年發展起來的三維一體化制造技術，具有功率大、材料利用率高、真空環境無污染等優點，能實現大型復雜零件的“近凈”成形，特別適合在太空環境下工作的鈦合金大/中型復雜部件的制造，成形原理如圖1所示。熱源電子束固定不動，送絲設備向熔池傳輸絲材的同時，工作臺按照CAD 模型各層截面的加工路徑移動，絲材在熱源作用下在基體上熔化并與上一層形成冶金結合，金屬逐層熔化逐層堆積最終成型三維實體。

圖1 電子束熔絲增材制造原理圖

2.2 電子束熔絲增材制造試樣件成形

本試驗成形過程在電子束增材制造設備上進行，該設備主要包括高壓電源、電子槍系統、真空系統、觀察系統、三維工作臺、送絲系統以及綜合控制系統。試驗使用的絲材為某公司提供的Φ1.6mm TC11鈦合金絲材，化學成分見表1。試驗前使用無塵布蘸無水乙醇清理絲材，清理后的絲材在烘箱內烘干。試驗使用的基材為退火態TC11 鈦合金鍛件基板，尺寸為 100mm×60mm×40mm 。試驗前在銑床上將100mm×60mm 的增材金屬堆積面的粗糙度加工到3.2μm 以上，并用酒精擦洗干凈。

表1 TC11絲材化學成分 ω%

表2 電子束熔絲增材制造工藝參數

試驗時先進行單道單層熔積試驗，探索各工藝參數對成形質量的影響并優化工藝參數。電子束增材制造實體的成形使用單道單層試驗優化工藝參數進行，增材實體試驗使用的工藝參數如表2所示。

試驗時，定義熔池移動方向為X方向，熔池寬度方向為Y方向，打印實體高度增加方向為Z方向。為防止每一層的第一道成形時基體溫度低和“弧線下滑”現象，堆疊軌跡采用蛇形軌跡，即采用多層多道雙向堆積方式，第一層X正向移動，第二層X負向移動，第三層X正向移動，以此類推。電子束熔絲增材得到打印實體如圖2所示，共15 層，每層8 道，尺寸70mm×45mm×70mm。

圖2 電子束熔絲增材制造實體圖

熱處理試驗在SGM2853H 型人工智能箱式電阻爐內進行，采用的熱處理制度為950℃/2h/AC+530℃/8h/AC。分別在電子束熔絲增材制造試樣的基材部位、熔覆金屬部位、基材與熔覆金屬結合部位三個位置取金相試樣、拉伸試樣和沖擊試樣，試樣由電火花線切割加工。金相試樣尺寸為12mm×15mm×15mm，采用DMI3000M 型金相圖像分析儀觀察材料的內部顯微結構。金相試樣的處理流程：清潔、鑲樣、研磨、拋光。使用丙酮清洗掉試樣上殘留的污垢和油漬；采用鑲樣機和金相專用鑲嵌料對試樣進行鑲嵌；研磨時，先使用粗砂紙粗磨，然后依次使用200#、400#、600#、700#砂紙精磨去除較深的劃痕；拋光，需要使用研磨膏和冷卻液，將觀察面拋光至鏡面；腐蝕，腐蝕劑為Kroll 腐蝕劑（5%HF+15%HNO3+80%H2O），腐蝕時間是4～6s。拉伸試樣和沖擊試樣分別在基材、打印件X方向、結合部位取樣，每組試驗重復3件試樣。拉伸試驗參照GB/T2652《焊縫及熔覆金屬拉伸試驗方法》在CMT5305 型電子萬能試驗機上測試電子束熔絲增材TC11 鈦合金的拉伸性能。沖擊試驗按照GB /T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》進行。

3 結果分析

3.1 顯微組織分析

TC11 鈦合金的β轉變溫度在1000℃左右，α+β兩相區溫度范圍在810～980℃。圖3和圖4顯示了電子束熔絲增材制造TC11 鈦合金打印件實體的金相組織，亮白色的α相和灰黑色的β相清晰可見[4～8]。

由圖3a、圖3b 可以看到鍛件基材組織為等軸組織，組織構成為基體β相+初生等軸α相+次生針狀α′相，初生等軸α相含量約為80%。基板由于離熱源距離較遠在金屬熔覆過程中熔融金屬傳導熱量有限，溫度幾乎不發生變化，后續熱處理950℃保溫2h，低于β轉變溫度，經530℃保溫8h 獲得等軸組織。

圖3 基材不同放大倍數下的顯微組織

圖4 電子束增材TC11 鈦合金不同放大倍數下的顯微組織

圖3c、圖3d 所示組織為結合處基材熱影響區組織，明顯觀察到斷續的α相晶界，初始α相在熱循環作用下部分轉變為β相，等軸α相發散的向β相基體生長，β相基體內析出針狀α′并伴有少量α′相集束，形成由等軸組織向魏氏組織過渡的近似等軸組織。

圖4a、圖4b 為電子束熔絲增材制造結合處增材金屬組織，可以清晰地觀察到原始β相晶界，β相基體內次生α相沿β相特定晶面析出且呈粗片狀平行排列，整個β晶粒內全部轉變為粗大的α+β集束，結合部位組織是典型的魏氏組織。在結合部位和增材打印金屬底部形成魏氏組織是由于結合與底層部位在增材打印過程中上層金屬循環熔化傳熱，底部不斷進行熱循環并積累熱量，溫度不斷上升，導致溫度在一段時間內保持在β相區內，且底部熱量無法快速散失，冷卻速度慢，次生α′相不斷生長粗化。

圖4c、圖4d 所示為電子束熔絲增材TC11 鈦合金增材部位組織，如編織網籃的形狀，是典型網籃組織，由基體β相+次生針狀α′相構成。形成這種組織的主要原因是增材打印金屬中上部熱積累相對較少，溫度較低，冷卻速度較慢，α相在β相晶粒內大量形核且由于晶體結構與位相關系形核后生長方向不同，隨著溫度降低α相向不同方向形核長大形成重復交錯的網籃組織。

3.2 力學性能分析

3.2.1 拉伸性能

拉伸試樣在基材、電子束熔絲增材熔覆金屬X方向、結合部位取樣，每組試驗重復3 件試樣，試驗結果如表3所示。

表3 電子束熔絲增材制造TC11鈦合金室溫拉伸性能

分析表3可知基材的拉伸性能最好，增材打印金屬次之，結合部位拉伸性能較差。基板組織為等軸組織，具有良好的綜合力學性能，抗拉強度達到1037MPa。增材金屬與基板結合處的拉伸性能明顯低于鍛件基板和增材金屬，強度比鍛件低90MPa，比增材熔覆金屬低51MPa。結合處由于熱循環積累溫度高于β轉變溫度，形成的魏氏組織晶粒粗大且有大量的α+β集束，拉伸性能差。增材熔覆金屬的抗拉強度為993MPa 與鍛件基板抗拉強度差距不大，這是由于增材熔覆金屬的網籃組織內有大量α相晶界對位錯運動有阻礙作用，極大地提高了金屬抗拉強度，且晶粒越細，強度越高。屈服強度與抗拉強度一致，屈服強度一定程度上取決于α相的尺寸，α相晶粒越小，屈服強度越大[9]。

由圖5可知，增材打印金屬的伸長率和斷面收縮率明顯低于基材與結合部，電子束增材打印金屬的網籃組織內大量重復交錯α+β相的晶界阻礙位錯運動，降低材料塑性。結合部位的斷面收縮率與基材相當，伸長率較低，塑性較差。

圖5 電子束熔絲增材制造TC11 鈦合金不同部位拉伸性能

3.2.2 沖擊性能

表4 電子束熔絲增材制造TC11鈦合金沖擊性能

沖擊試驗結果如表4所示，結合處沖擊韌性明顯低于增材金屬和基材，出現這種結果的原因是結合處粗大的α相集束組織性能差，沖擊韌性明顯減小。

4 結束語

a.電子束熔絲增材制造實體成形過程中熔覆金屬不斷熔化再凝固，經歷了多重熱作用，其組織與鑄造組織和鍛造組織皆不相同。從鍛件基材到增材熔覆金屬的組織變化依次為：等軸組織—魏氏組織—網籃組織。基材顯微組織由初生等軸α相、少量針狀α′相以及基體β相組成；基材與增材金屬結合部位顯微組織由粗大片狀α相集束和β相組成；增材金屬中上部由重復交錯的α相網籃組織和β相組成。

b.電子束熔絲增材制造TC11 鈦合金不同部位拉伸性能排序：鍛件基材＞電子束增材金屬＞基板與增材金屬結合處。電子束增材金屬的力學性能表現為高強低塑高韌，鍛件+增材結合處魏氏組織嚴重影響材料的力學性能，后續可進行熱處理優化工藝研究。