等離子電弧增材TA15鈦合金組織與性能研究

張明朗，柏關順，李承德，陳振文，豐生榮，明 珠，王 偉

(1.中國兵器科學研究院寧波分院，浙江 寧波 315048；2.南京理工大學材料學院，江蘇 南京 210094)

0 前言

TA15(Ti-6.5Al-1Mo-1V-2Zr)鈦合金，是一種典型的近α型鈦合金，具有比強度高、耐蝕性強、焊接性好的特點，在坦克裝甲、武裝直升機、船舶等防護領域有著關鍵應用[1-5]。但傳統鈦合金加工制造工藝如鑄造、鍛造等存在生產周期長、材料利用率低、過程可控性小等不足，嚴重限制了鈦合金的進一步應用。鈦合金加工周期延長，提高了產品加工成本。增材制造技術能夠實現近凈成形，僅需少量加工，因此其在鈦合金廣泛應用減少了成產成本，提高市場響應速率。

近幾年來，增材制造[6](AM，Additive Manufacturing)技術的快速發展為解決傳統制造的難題提供了解決途徑。對鈦合金的增材研究主要集中于激光增材。Sabban[7]研究了TA1的激光增材技術，創新性的使用循環熱處理方式將α晶粒球化并獲得雙態微觀結構，在保持材料原有高強度的同時，提高了延展性和韌性。Sheng Zhang等[8]研究了熱處理對增材TA15組織的影響并獲得了綜合性能良好三態組織。

然而，激光設備投資大、運行成本高、沉積效率低，無法滿足日益增長的大型結構件快速制造需求。絲材+電弧增材制造(Wire + Arc Additive Manufacturing，WAAM)是一種以電弧為熱源、絲材為填充金屬進行逐層堆積的增材制造技術[9]。與以電子束、激光等為熱源增材方式相比，WAAM技術具有沉積效率高、材料利用率高、設備投資成本低等巨大優勢，受到了國內外研究學者的廣泛關注。Wu 等[10]研究了TC4電弧增材過程中熱積累對成形質量的影響，發現由于散熱路徑的改變將影響構件形狀特征。等離子電弧增材技術以壓縮電弧為熱源，能量密度高、沉積效率高、成型精度高、電弧穩定性強的特點，在鈦合金增材制造領域有著重要應用。徐俊強等[11]研究了協同送絲等離子增材制造異種鈦合金組織與性能，結果表明增材構件中存在兩種微觀組織形態，即分布在沉積層交界處的α相集束組織和分布在沉積層中心的α+β相片層組織，成功將等離子電弧增材應用到異種鈦合金的制造。

由于目前使用等離子電弧增材制造TA15鈦合金的研究較少。本文通過研究等離子電弧增材制造TA15鈦合金組織與性能，以期擴展TA15成型方法與應用，為鈦合金電弧增材發展應用提供理論與實踐基礎。

1 試驗材料及方法

等離子電弧增材示意圖如圖1所示。基板為 200 mm×100 mm×6 mm的TA15鈦合金板材，沉積金屬為TA15鈦合金絲材，其化學成分如表1所示。

表1 TA15化學成分

增材開始前，對鈦合金基板的待增材表面進行打磨并用丙酮擦拭，除去表面氧化層和油污。使用夾具固定基板，防止基板變形對增材過程產生影響。

增材時，在一層堆積完成后，下一層電弧運動方向與上一層運動方向相反。等離子電弧增材制造TA15鈦合金工藝參數如表2所示。

表2 電弧增材TA15工藝參數

增材完成后，從增材構件上使用線切割機取拉伸試樣和金相試樣進行表征。取樣方式如圖1所示。對金相試樣依次在240 #、400 #、600 #、800 #、1 200 #、2 000 #砂紙上進行打磨至光亮，經拋光、腐蝕劑(3 mL HF、30 mL HNO3、67 mL H2O2)腐蝕、酒精清洗并吹干后獲得金相試樣。依據標準 GB/T 228—2002 取得拉伸試樣，并利用萬能試驗機測試室溫下的拉伸性能，分析不同區域的性能變化規律。采用光學顯微鏡對增材樣件顯微組織進行表征，使用 FEI Quanta250F 場發射掃描電鏡觀察微觀組織及拉伸斷口形貌。

圖1 等離子電弧增材制造過程示意圖

2 試驗結果及分析

2.1 增材TA15微觀組織

取電弧增材TA15直壁上、中、下三部分金相試樣，獲得微觀組織如圖2所示，其中圖2a、圖2c、圖2e為不同位置的金相照片，圖2b、圖2d、圖2f為不同位置的SEM照片。從圖2a中可以看出，上部組織主要有類似于網籃的網籃組織，以及取向一致的片層狀組織，另外存在少量的針狀α和α′。結合TA15相圖，不難分辨出，上部微觀組織主要由針、片狀α、針狀馬氏體α′、網籃組織、魏氏組織及大等軸原始β晶組成。其中，馬氏體α′相的形成主要與增材過程中的形核、冷卻速度以及成分擴散有關。對于最上部組織，等離子增材完成后，最上層鈦合金溫度高于β相轉變溫度，且散熱較快，β相在較快的冷卻速度下轉變成馬氏體。

圖2 不同位置的顯微組織

中層位置主要有網籃組織、少量魏氏組織、少量馬氏體α′、集束組織、棒狀α和原始β晶界。中、下位置α′的減少的主要原因是，后續多層熱循環的累積，對中下層有熱處理作用，使得馬氏體α′分解，并形成集束組織[12]。而中、下位置的片層寬度增大，也是后續沉積層的熱積累而形成的熱處理作用。

下層位置的組織與中層相似，有網籃組織、部分針狀α、少量α′、魏氏組織、原始β晶界，但有比中層組織更加明顯的短棒狀(等軸狀)α晶。

值得關注的是中、下層組織存在短棒狀(或等軸狀)α，且下層棒狀α較中層尺寸大，這是由于中、下層組織受到后續沉積層熱處理作用，使得短棒狀α生長。通常認為短棒狀的α晶初生α晶，片層α晶為次生α晶[8]。中、下部組織與上部組織有著明顯差別，主要是由于中下部層收到了后續多層熱循環作用。中下層α片層尺寸更大。三個位置均有取向一致的α針片狀組織。這是由于直壁構件整體散熱較慢，冷卻速度遠小于最上層組織，過冷度較小，易于晶界處形核并生長，從而形成取向一致的針片狀α從組織。

另外可以看到，顯微組織中同時存在不連續晶界和連續晶界(圖2a)。李雷等[12]認為，該晶界是由塊狀的初生α相組成。沒有形成連續晶界的原因是，晶界處溫度低，冷卻速度較慢，過冷度較小，α在該處形核并緩慢長大，從而形成不連續晶界。

2.2 增材TA15力學性能

不同方向不同部位的拉伸性能如圖3所示。可以看出，等離子增材TA15鈦合金，對于平行于焊縫方向的試樣，其抗拉強度和屈服強度均大于垂直于焊縫方向的試樣，伸長率小于垂直于焊縫方向的試樣，增材試樣具有明顯的各向異性；從上到下，抗拉強度逐漸增大。主要是由于受到多層熱循環的作用，中下部組織殘留β基體中生長出更多片層狀次生α相，使得試樣強度增大。由于增材時電弧運動路徑上下層不同，使得增材冷卻后沒有形成貫穿多層的大柱狀晶粒，且左右兩側受熱作用相似，因此同一水平方式取樣下，垂直于焊縫方向的兩側試樣強度沒有明顯的差距。

圖3 不同位置拉伸性能

圖4顯示了三組平行于焊縫方向試樣的典型拉伸斷口微觀形貌。圖4a斷口含有剪切韌窩以及少量等軸韌窩，是一種典型的延性斷裂特征。圖4b顯示了平行于焊縫方向中部的拉伸斷裂形貌，其中含有較多的等軸韌窩，這也驗證了圖4b組試樣的抗拉強度大于圖4a組試樣。圖4c斷口有明顯的準解理斷裂特征，為韌、脆混合斷裂。這也證明了下層位置的試樣塑性較差，主要是由于熱累積使得下層晶粒生長而粗大。

圖4 三組拉伸試樣的典型斷口微觀形貌

同時值得關注的是，水平垂直于焊縫試樣的左、右兩部分的塑性高于中部位置。通常在增材過程中，水平方向上焊縫中心位置較兩側散熱速度慢，片層間距較大，晶粒較粗；而邊緣冷卻速度快，片層間距較窄，晶粒較小。通常細化晶粒后，單位體積內晶粒增多，變形易分散在更多的晶粒中，不容易造成應力集中，從而使得塑性提高。因此同一水平方向上，邊緣位置的塑性略高于中心部位的塑性。

從本文分析可以看出，等離子電弧增材直壁試樣的拉伸性能在二維方向具有明顯的方向性，差距較大。

4 結論

(1) 等離子電弧增材獲得的直壁體中，上層組織主要有針、片狀α、針狀馬氏體α′相、網籃組織、魏氏組織及大等軸原始β晶；中下層組織較為相似，均有網籃組織、少量魏氏組織、少量馬氏體α′、集束組織、原始β晶界，但下層組織存在短棒狀(等軸狀)α晶，為初生α相。

(2) 等離子電弧增材獲得的直壁體中，沿增材方向組織差異明顯，中下層α片層寬度較上層大。

(3) TA15電弧增材制造直壁構件存在明顯的各向異性，平行于焊縫方向的抗拉強度大于垂直于焊縫方向的抗拉強度。