熱處理對CMT電弧熔絲增材制造Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金顯微組織和力學性能的影響

張帥鋒，呂逸帆，魏正英，廖志謙，張建欣，張文豪

(1.西安交通大學 機械制造系統工程國家重點實驗室，陜西 西安 710049)(2.中國船舶重工集團公司第七二五研究所，河南 洛陽 471039)

增材制造技術的快速發展為鈦合金零部件的生產制造提供了新方法，極大促進了鈦合金的推廣應用[1,2]。目前，鈦合金增材制造主要以高能束、電弧作為熱源，通過鋪粉/送粉、送絲等形式進行構件的快速成形[3,4]。

電弧熔絲增材制造技術(wire and arc additive manufacturing，WAAM)是利用電弧熱熔化金屬絲后逐層沉積，最終實現零件的制造。與激光選區熔化和電子束增材制造技術相比，WAAM的熱源效率、沉積率、材料利用率和致密性均較高，層間結合能力好，不易產生氣孔和分層[5],且生產成本和設備成本相對較低等，因而被廣泛用于多種金屬材料制造中，并成為當前材料制造領域的研究熱點[6-8]。冷金屬過渡焊接技術(cold metal transfer，CMT)是奧地利Fronius公司在短路過渡焊接基礎上開發的一種焊接工藝[9]，能夠在焊接過程中對熱輸入、電弧力和熔滴過渡進行精細控制，有利于降低零部件變形和晶粒粗大的傾向[10,11]。基于CMT的電弧熔絲增材制造技術(CMT-WAAM)在大尺寸金屬零部件制造方面表現出巨大的潛力，并且具有成本低、效率高等優點[12]。

隨著CMT技術的發展，研究人員開展了基于CMT的電弧熔絲增材制造技術研究[13,14]。Zhang等[15]利用CMT工藝實現了Al-6Mg合金的增材制造，獲得了細小的晶粒組織和較高的強度。Sun等[16]研究了Ti-6Al-4V合金CMT焊接過程中，工藝參數對對電弧波形和熔滴過渡的影響。Wang等[17]利用CMT-WAAM技術制備了鈦合金試樣，研究了控制合金顯微組織和內部應力的方法。張帥鋒等[18]采用CMT-WAAM技術制備了Ti6321合金(名義成分Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)，研究了合金的顯微組織、力學性能及其各向異性。結果表明，采用CMT-WAAM技術制備的Ti6321合金顯微組織由不規則的多邊形原始β晶和晶界α相(αGB)組成，內部無明顯的織構，拉伸強度的各向異性也不明顯。杜子杰等[19]采用CMT技術制造了TC4-DT鈦合金試塊，研究了組織和晶體取向差異對力學性能的影響，發現晶界α相對力學性能的影響大于晶內α片層對力學性能的影響。

增材制造鈦合金構件組織以初生β晶(柱狀晶)為主，晶內分布著不規則的α相、非平衡的馬氏體α′相和α集束等，這與傳統的鑄造和鍛造成形鈦合金構件有著明顯不同。這些組織特征導致增材制造鈦合金構件的強度高于傳統鑄件和鍛件，且α相的尺寸及分布對鈦合金的力學性能和各向異性有著顯著影響[20,21]。為了獲得強韌性匹配良好的增材制造材料，研究人員對增材制造鈦合金熱處理后的組織和性能進行了大量研究。Liu等[22,23]研究發現，激光選區成形TC18鈦合金構件晶界上連續的α相(αGB)是導致合金韌性較低的主要原因，通過相變點以下熱處理可以切斷連續晶界α相，從而達到提高韌性的目的。Sercombe等[24]對激光選區成形Ti-6Al-7Nb合金熱處理后的組織和性能進行了研究，發現激光選區成形的近β型鈦合金在β單相區熱處理0.5 h后，晶粒沒有明顯長大，出現這種現象可能是由于該合金良好的高溫穩定性和粗大的原始β晶粒[23,25]。Zhu等[26]研究發現，經α+β兩相區840 ℃預處理和單相區910 ℃ 預處理之后再進行標準固溶時效熱處理，均可明顯提高激光增材制造TC17 鈦合金的綜合力學性能。

目前，關于鈦合金增材制造熱處理的研究主要是針對激光增材制造鈦合金構件，鮮見對電弧熔絲增材制造的船舶、海洋用近α型鈦合金的熱處理研究。本研究通過對采用CMT-WAAM成形的船用Ti6321合金試樣進行不同工藝的熱處理，分析其顯微組織及力學性能，以期為CMT-WAAM成形大型鈦合金構件的工程應用提供理論基礎。

1 實 驗

采用自主開發的φ1.2 mm Ti6321合金絲材作為電弧熔絲增材制造的沉積材料，其化學成分如表1所示。以24 mm厚Ti6321合金軋板為成形基板,采用基于CMT的電弧熔絲增材制造系統進行鈦合金成形。焊接電流為110 A，移動速度為6 mm/s，焊絲干伸長為18 mm，弧長修正為-5，脈沖修正為-2.5。采用金相法測得Ti6321合金的β相轉變點為(940±5)℃。

表1 CMT-WAAM用Ti6321合金絲材的 化學成分(w/%)Table 1 Chemical composition of Ti6321 alloy wire usedfor CMT-WAAM

為研究熱處理對Ti6321合金組織與力學性能的影響規律，實驗設計了5組不同的熱處理制度，如表2所示。

表2 Ti6321合金的熱處理工藝Table 2 Heat treatment processes of Ti6321 alloy

采用75 mL H2O+10 mL HF+15 mL HNO3的腐蝕劑對金相試樣浸蝕。透射電鏡試樣通過機械減薄和電解雙噴獲得。采用Leica DMI5000M型萊卡倒置金相顯微鏡(OM)觀察不同熱處理制度下試樣的微觀組織，并采用JEM-2100透射電鏡(TEM)觀察片層微觀形貌。按圖1所示沿不同方向切取拉伸試樣和沖擊試樣。采用SINTECH20/G型試驗機，按照GB/T 228—2010《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進行拉伸試驗，按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》進行沖擊試驗。利用Quanta 650掃描電子顯微鏡(SEM)觀察沖擊試樣斷口形貌。

圖1 拉伸試樣和沖擊試樣取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of sampling location of tensile and impact samples

2 結果與分析

2.1 顯微組織

圖2為Ti6321合金經不同熱處理后的顯微組織。由圖2a可見，沉積態Ti6321合金組織中有粗大的β晶粒和連續的晶界α相(αGB)，晶內由α片層、初生α相(αP)和少量β相轉變組織組成。

隨著熱處理溫度的升高，晶內α片層厚度增大，初生α相在兩相高溫區長時間保溫且快速冷卻過程中轉變為片層組織，表現為晶內初生α相含量降低，但內部片層的厚度變化不大，如圖2b、2c所示。雙重熱處理后，晶粒內部的α片層組織明顯粗化，長寬比減小。當第一重退火工藝為920 ℃/2 h/AC時，第二重退火溫度越高，內部片層組織越均勻，出現近網籃組織，如圖2d、2e所示。通過對比圖2d、2f，發現920 ℃保溫后水冷處理會促進β晶粒內α相的非均勻形核，經過600 ℃保溫后α片層明顯粗化、均勻化，呈現出網籃組織特征。

圖2 經不同熱處理后Ti6321合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of Ti6321 alloy after different heat treatments: (a) deposition state； (b) HT1； (c) HT2；(d) HT3； (e) HT4； (f) HT5

從圖2e、2f可以看出，第一重退火溫度為920 ℃(低于相變點)時，Ti6321合金晶界α相(αGB)弱化并出現斷續、球化現象。近α型Ti6321合金含有較多的α相穩定元素，需要在兩相區的高溫區(920 ℃)保溫才能使α相轉變為β相，而在冷卻過程中晶界處元素擴散快更容易出現成分起伏，為晶界附近的α相形核長大提供了有利條件，因而形成了斷續的晶界α相(αGB)。

圖3為Ti6321合金經不同熱處理后的TEM照片。從圖3可以看出，隨著退火溫度的升高，α相的形貌和含量發生了明顯變化。沉積態Ti6321合金組織為典型的長片層組織，片層厚度約為0.5 μm，α相長寬比較大，如圖3a所示。另外，沉積態組織中α片層存在少量位錯，這是由成形過程中所產生的內應力造成的[20,21]。當退火溫度為700 ℃時，α片層內的位錯消失，α相尺寸也發生了明顯變化，長度減小，寬度增大，由原來的細長片狀逐漸變為近短棒狀，如圖3b所示。這是因為在700 ℃退火保溫過程中，α相長大并發生互相截斷，導致α相的長寬比減小。當退火溫度升高到800 ℃時，α片層進一步均勻化，其相鄰片層間的亞穩β相進一步轉變分解，α相界弱化甚至消失，如圖3c所示。沉積態組織經過920 ℃保溫空冷后，基體組織保留了一定數量的塊狀和條狀亞穩β相，再經過600 ℃退火后亞穩β相轉變為次生α(αs)相和穩定β相，如圖3d所示。當第二重退火溫度較高時(即700 ℃)，α相片層間的亞穩β相進一步轉變分解，而次生α相含量進一步減少，如圖3e所示。沉積態組織經過920 ℃保溫水冷后，基體組織中保留了大量的塊狀和條狀亞穩β相，再經過600 ℃退火后塊狀和條狀亞穩β相轉變為次生α相和穩定β相，如圖3f所示。對比圖3d與圖3f可知，沉積態組織經過淬火后，基體在α片層間保留了大量的亞穩β相，這些亞穩β相在第二重退火保溫過程中，發生分解，析出次生α相和穩定β相。次生α相和穩定β相的含量對材料的強度、塑性等都會產生重要的影響。以上結果能夠為CMT-WAAM船用鈦合金大型構件的性能調控提供理論基礎。

圖3 經不同熱處理后Ti6321合金的TEM照片Fig.3 TEM images of Ti6321 alloy after different heat treatments： (a) deposition state； (b) HT1； (c) HT2； (d) HT3； (e) HT4； (f) HT5

2.2 拉伸性能

Kok等[27]研究表明，增材制造鈦合金的力學性能存在明顯各向異性，并提出采用以下公式對材料性能的各向異性進行描述：

(1)

式中：σX為X向抗拉強度，σZ為Z向抗拉強度。

本研究測試了不同熱處理制度下Ti6321合金試樣的拉伸性能，并采用公式(1)計算各向異性系數，結果如圖4所示。

圖4 經不同熱處理后Ti6321合金的抗拉強度Fig.4 Tensile strength of Ti6321 alloy after different heat treatments

由圖4可知，經700 ℃退火后，抗拉強度下降70 MPa左右，這是由于熱處理導致位錯密度降低，減少了對滑移的阻礙作用，使得抗拉強度降低。由于退火溫度不高，晶界α相未發生明顯變化(圖3b)，水平和豎直方向的各向異性亦沒有明顯變化。當退火溫度升高至800 ℃時，Ti6321合金的亞穩態相轉變為短棒狀的α相，導致β/α相界面增加，具有一定的阻礙滑移作用，使得強度升高。同時，沉積態組織均勻化也使得各向異性減小。通過對比分析HT2、HT3可知，雙重熱處理過程中晶界α相的弱化會使抗拉強度進一步下降。與此同時，晶界α相的弱化和內部非平衡組織(亞穩態α相)向平衡組織轉變使得材料各向異性保持在較低水平。通過分析HT3、HT4可知，在第一重熱處理溫度相同的條件下，第二重退火溫度對拉伸強度和各向異性的影響很小。這是由于第一重熱處理制度相同，第二重退火溫度均低于相變點，不能改變組織形態。對比HT3和HT5可知，淬火后的抗拉強度相較于空冷后的抗拉強度有所升高，這是由于淬火后在α片層間保留了大量的亞穩相，在第二重退火后析出的次生α相和β相使得強度提升，但各向異性變化不大。

2.3 沖擊韌性

圖5為經不同熱處理后Ti6321合金的沖擊韌性。從圖5可以看出，700 ℃熱處理后(HT1)，Ti6321合金的沖擊韌性明顯降低。鈦合金的沖擊韌性與其片層組織的厚度及分布相關[18]，裂紋在擴展過程中如果發生偏轉，需要消耗額外的能量，可以提高抗沖擊性能[23,26]。如前所述，700 ℃退火后晶內α片層出現較明顯的α集束，裂紋擴展阻力減小，導致沖擊韌性降低。800 ℃退火后α片層厚度增加，片層組織更加均勻，沖擊韌性提高。經雙重熱處理后，Ti6321合金β相片層內析出大量次生α相，使裂紋擴展方向在粗細片層和α/β界面易發生偏轉，導致擴展路徑曲折，沖擊吸收功提高至34 J(HT4)。經過920 ℃/2 h/WC+600 ℃/4 h/AC熱處理后(HT5)，Ti6321合金呈現出近網籃組織的特征，沖擊韌性較低。

圖5 經不同熱處理后Ti6321合金的沖擊韌性Fig.5 Impact toughness of Ti6321 alloy after different heat treatments

經不同熱處理后Ti6321合金的沖擊斷口形貌如圖6所示。沉積態試樣的沖擊斷口呈現出大量的韌窩，為韌性斷裂，如圖6a所示。經過700 ℃退火后，片層組織長度減小，寬度增大，沖擊過程中裂紋易沿片層擴展，導致沖擊韌性下降，斷口韌窩較淺，如圖6b所示。經過HT2、HT3、HT4熱處理后，均勻的細片層組織在沖擊斷裂過程中產生了大量的韌窩，且韌窩較深，沖擊韌性較好，如圖6c～6e所示。沉積態試樣經過HT5熱處理后，微觀組織呈現出網籃組織的特征，抗沖擊能力較差，斷口韌窩較淺，如圖6f所示。

圖6 經不同熱處理后Ti6321合金沖擊試樣斷口的SEM照片Fig.6 SEM morphologies of impact specimens fracture of Ti6321 alloy after different heat treatments: (a) deposition state； (b) HT1； (c) HT2； (d) HT3； (e) HT4； (f) HT5

3 結 論

(1) 采用基于CMT的電弧熔絲增材制造技術制備出Ti6321合金，其沉積態組織為典型的片層組織，經700、800 ℃單重熱處理后，α片層內部位錯密度降低；經雙重退火后，析出次生α相，晶界α相(αGB)弱化呈斷續分布。

(2) Ti6321合金經700 ℃熱處理后，拉伸強度降低，當溫度升至800 ℃后，各向異性顯著下降，且強度達到1050 MPa以上。雙重熱處理中第二重退火溫度對強度及各項異性的影響較小，沉積態Ti6321合金經淬火后，能夠在不明顯增加各向異性的條件下提高強度。

(3) 經不同熱處理后，Ti6321合金的沖擊試樣斷口均有大量韌窩，為典型的韌性斷裂。單重退火溫度升高，沖擊韌性提高。雙重退火后，Ti6321合金的沖擊吸收功最大，達到34 J。