面向航空結構件需求的TA7-TC4雙鈦合金電子束增材制造工藝與性能研究——優(yōu)化熔絲沉積參數(shù)，分析過渡區(qū)元素偏析與相組成，明確雙合金力學性能介于單合金之間的核心規(guī)律

鈦合金具有強度高、密度大、耐腐蝕性好等特點，在發(fā)動機葉片、輪盤、飛行器起落架、機身等結構件中得到廣泛應用。由于航空器上的工作條件越來越復雜，單一合金零件的性能無法滿足要求，需要雙鈦合金來滿足同一零件不同部位對性能的要求。但雙鈦合金比單一合金制造工藝更加復雜，傳統(tǒng)的擠壓、鍛造和鑄造等加工工藝，無法滿足雙鈦合金的制造要求 [1]，因此，需要新的技術來解決這一問題。

近年來，電子束增材制造技術發(fā)展迅速，該技術具有高能量密度、高熱效率、無反射、能加工多種合金材料等特點 [2]。同時，電子束是一種能夠在真空環(huán)境下運作的熱源，比起其他熱源如電弧等，電子束更適合制造鈦和鋁等高活性金屬材料。研究者針對激光熔化沉積雙合金成形工藝、組織和性能進行大量研究。劉小江 [3] 利用電子束增材制造工藝，制備了TC4/TC11雙鈦合金，并改變了晶體取向。發(fā)現(xiàn)從TC4側過渡至TC11側，顯微硬度明顯升高。劉杰 [4] 采用激光沉積技術制備雙鈦合金TC4/TC11梯度試樣，并研究了不同過渡層數(shù)量對其組織結構和力學性能的影響。發(fā)現(xiàn)雙鈦合金過渡區(qū)兩側顯微組織存在明顯差異，且TC4側組織比TC11側組織更粗。LIU W P 等 [5] 采用激光近凈成形技術制備無裂紋功能梯度 TiC/Ti 復合材料，其組成由純 Ti 轉變?yōu)榧s 95%（體積分數(shù)）的 TiC，與高 TiC 含量的均質復合沉積相比，功能梯度材料（FGM）增材制造有效地防止了裂紋的形成。激光熔化沉積技術對組織性能的研究比較系統(tǒng)，而對于電子束增材制造雙鈦合金材料的研究卻報道很少。

TA7和TC4是常見的鈦合金，其具有良好的力學性能，在航空領域中應用廣泛。電子束增材制造技術則可以實現(xiàn)對雙鈦合金的精準控制和加工，因此本研究對雙鈦合金在TC4側、TA7側以及中間過渡區(qū)的組織特征進行研究，分析合金的組織結構、硬度、力學性能、斷裂方式及斷口形貌，旨在為雙鈦合金的應用提供參考。

1、試驗材料及方法

1.1 試驗材料

使用 250mm×100mm×30mm 的退火態(tài)TC4鈦合金板為基材，其化學成分見表 1。電子束熔絲沉積試驗用 ?1.2mm 的TA7合金絲材和 ?0.8mm 的TC4合金絲材，化學成分見表 2。

表 1TC4鈦合金基材的化學成分 

Tab.1 Chemical composition ofTC4titanium alloy substrate（質量分數(shù)，%）

表 2TC4-TA7鈦合金絲材的化學成分 

Tab.2 Chemical composition ofTC4-TA7titanium alloy wire（質量分數(shù)，%）

1.2 試驗設備及方法

圖 1 為 THDW-12 型電子束熔絲沉積快速制造設備。電子束熔絲沉積試驗設備采用了搭載 60kV/15kW 真空電子束電子槍，并配備電源系統(tǒng)、可視化系統(tǒng)、三維工作臺、真空系統(tǒng)、送絲系統(tǒng)和控制系統(tǒng)等，設備主要參數(shù)見表 3。

在試驗中，加速電壓為 60kV，聚焦電流為 480mA，搭接率為 35%，工作臺與絲材距離為 1.2mm，通過調整電子束流、基板移動速度和送絲速度對雙鈦合金進行研究，并根據(jù)文獻 [6-13]，制定了熔絲沉積雙鈦合金工藝參數(shù)，見表 4。

表 3 THDW-12 電子束熔絲沉積設備主要參數(shù) 

Tab.3 Main parameters of THDW-12 electron beam fuse deposition equipment

表 4 熔絲沉積雙鈦合金工藝參數(shù) 

Tab.4 Process parameters of fused deposition of bi-titanium alloy

電子束熔絲沉積試驗方式見圖 2，先在TC4基板上沉積 30 層TA7合金，用 30mA 的束流將TA7合金加熱至熔化，送絲速度為 25mm/s，基板的移動速度為 350mm/min，基板在沿 Y 方向行走時送絲，沿 X 方向行走時停止送絲。沉積一層后，基板返回起點，按照上述路徑繼續(xù)沉積下一層，直至在基板上沉積完 30 層TA7合金；以TA7沉積層為基體繼續(xù)沉積 30 層TC4合金，用 12mA 的束流將TC4合金加熱至熔化，送絲速度為 20mm/s，基板的移動速度為 240mm/min，沉積路徑與TA7合金的沉積路徑一致。

沉積結束后，依據(jù) GB6397-86 制備TA7-TC4 雙鈦合金拉伸試樣，尺寸見圖 3，利用 WDW-100 電子萬能試驗機進行室溫拉伸，拉伸速率設為 5×10?3m/s。將拉伸樣件拉斷后，利用線切割切樣機沿著成形件的橫截面切成合適尺寸的試樣。將切割好的試樣依次用 320、500、1000、1200、1500、2000 和 5000 目的砂紙進行粗磨，并通過拋光機拋光得到金相試樣，金相試樣采用 kroll 溶液（HF、HNO?、H?O 體積比為 1∶3∶96）腐蝕 30s，在 NK-800 正置金相顯微鏡和 S-4800 掃描電鏡上進行組織觀察和斷口形貌觀察，并對試樣表面進行元素分析。使用 MHB-3000 型數(shù)顯布氏硬度計測量雙鈦合金沿TA7側過渡至TC4側的硬度變化。

2、試驗結果與分析

2.1TA7側組織特征分析

雙鈦合金TA7側沉積件微觀組織見圖 4。可以看出，過渡區(qū)出現(xiàn)明顯的β轉變組織，這是因為TA7合金比TC4合金含有更多的 α 穩(wěn)定元素，從而提高了β相的轉變溫度。靠近過渡區(qū)域部分TA7合金的組織發(fā)生了改變，見圖 4b，由于沉積TC4合金會使得靠近過渡區(qū)部分TA7合金發(fā)生重熔，沉積在上一層的原始組織和新沉積在下一層的組織導致沉積層的多次熱循環(huán)，使得 α 組織形貌發(fā)生差異，出現(xiàn)次生 α 相，以及片狀 α 與等軸 α 共存的現(xiàn)象。等軸 α 相的晶界能量較低，相對更穩(wěn)定，因此少量的等軸 α 相在高溫下發(fā)生固態(tài)相變，變成β相組織，而在遠離晶界處出現(xiàn)少量條狀 α′相以及塊狀 α 相，見圖 4c。分析可知，遠離晶界處組織未受到或較少部分受到沉積層的重熔熱循環(huán)，因此在高溫下只有少量的 α 相轉為β相，且當溫度低于β相的轉化溫度時，組織不發(fā)生固相轉化，在經(jīng)受較長時間的熱循環(huán)作用使等軸 α 相增長，形成塊狀的 α 相。同時，晶界線距離增大，殘余β相減小，組織更加均勻化，因此，TA7側不同區(qū)域出現(xiàn)組織差異。

2.2 過渡區(qū)組織特征分析

雙鈦合金過渡區(qū)微觀組織見圖 5，EDS 線掃描分析見圖 6。由圖 5 可知，合金連接區(qū)存在明顯的組織差異特征。由圖 5a 可以看出，兩種合金實現(xiàn)了良好的結合，沒有明顯缺陷。TA7合金為 α 型合金，在沉積過程中，結合區(qū)經(jīng)歷了快速冷卻隨后又反復加熱的循環(huán)過程，存在大量等軸 α 組織和少量殘余β相，見圖 5b，而TC4合金為 α+β 型合金，存在 α 相、α+β 以及少量β相。因此，TA7與TC4兩側組織有明顯差異，交界處的結構明顯，過渡區(qū)極窄，厚度約為 0.2mm，見圖 5c。通過 EDS 線掃描可以看到，過渡區(qū)從左往右為TA7合金到TC4合金過渡，且沿著線段掃描從左往右 V 元素增加，說明組織發(fā)生融合。同時觀察到 Al 存在，證明組織中存在鋁化物的偏析現(xiàn)象 [14]。在高倍組織可以看到，TC4 側存在明顯的針狀馬氏體轉變相垂直過渡層生長，在過渡區(qū)斷開，過渡層兩側存在殘余基體β相，且伴隨著許多次生 α 相。

2.3TC4側組織特征分析

雙鈦合金TC4側沉積件微觀結構見圖 7。由圖 7a 可以看到TC4側沿同一方向生長的多條相互平行的針狀馬氏體，這主要是因為在沉積第一層時，基材表面在β相轉變溫度（1050℃）下完全熔化，并在快速冷卻過程中形成馬氏體組織。隨后的重熔過程中，經(jīng)過反復加熱形成網(wǎng)籃組織，見圖 7b。當遠離晶界區(qū)時，沉積層高度方向逐漸升溫，趨于熱影響區(qū)，在此區(qū)域，主要經(jīng)歷完全β化和網(wǎng)籃組織粗化作用，見圖 7c。

2.4 力學性能分析

為了能夠更精確地研究不同區(qū)域的硬度分布，硬度測試沿沉積高度方向進行，以雙鈦合金過渡分界線為原點，以 0.5mm 為點間距進行測試。沉積態(tài)雙鈦合金顯微硬度見圖 8。可以看出，與同種鈦合金相比較，雙鈦合金顯微硬度分布明顯不對稱，隨距離增大呈不斷上升的趨勢，即TA7側 <過渡區(qū) <TC4側。由于TC4合金中的 V 元素具有與 Ti 元素相同的晶格結構和原子半徑，可以在β相中無限地交織和固溶硬化。因此，TC4 側平均顯微硬度高于TA7側。在鈦合金中相的硬度值由高至低為：α′馬氏體>α 相 >β 相 [15]。在電子束熔絲沉積過程中，過渡區(qū)經(jīng)歷冷卻 - 重熔過程，使得內部組織晶粒尺寸進一步增大，并隨著TC4合金中β相延伸至過渡區(qū)，在快速冷卻過程中少數(shù)β相轉變?yōu)?α′馬氏體，導致過渡區(qū)的平均顯微硬度（325.6HB）高于TA7側顯微硬度但低于TC4側。綜上所述，雙鈦合金的不對稱顯微硬度分布主要是由于不同組織結構和相的硬度不同所致。

電子束熔絲沉積制備的TA7-TC4 雙鈦合金，單一TC4合金以及單一TA7合金的力學性能見表 5。可以看到，雙鈦合金沿橫截面切割試樣的平均抗拉強度為 577.97MPa，伸長率為 15.81%，介于TA7鈦合金和TC4鈦合金之間。

表 5 沉積態(tài)鈦合金的力學性能 

Tab.5 Mechanical properties of bi-titanium alloy

2.5 斷口分析

雙鈦合金斷口形貌見圖 9。可以看到，低倍下斷口形貌兩側顏色光澤有明顯差異，過渡層界限清晰，斷面呈杯錐狀，剪切斷裂明顯。TC4 側相比TA7側，出現(xiàn)了較多撕裂棱，呈河流狀，且斷面更加尖銳突出。沉積態(tài)TC4側為 α+β 雙相組織，α 相的含量和尺寸顯著影響合金性能，TA7側 α 片層數(shù)量較少，尺寸更為粗大，而TC4側和過渡區(qū)明顯減少，滑移阻力明顯減小，沉積態(tài)TA7強度低于TC4側和過渡區(qū)，拉伸時表現(xiàn)為優(yōu)先失效 [16]。過渡區(qū)表現(xiàn)出良好的協(xié)調變形能力，分析認為是結合區(qū)組織相對均勻造成的。從高倍組織可以看出，斷面韌窩大且較淺，并且存在較多氣孔、夾雜物等缺陷，可能是殘余應力不均勻導致，也可能是中部受熱循環(huán)作用導致組織晶粒大小不均等，因此在拉應力作用下出現(xiàn)韌窩大小不一現(xiàn)象。斷裂位置出現(xiàn)了準解理面，過渡界面存在更多飛濺物，這都使得接合面試樣的力學性能比TC4鈦合金差。

3、結論

(1)TA7/TC4 雙鈦合金TA7側內部組織晶粒主要以塊狀 α 組織為主，TC4 側可以看到明顯的針狀馬氏體轉變相垂直過渡層生長且在過渡層斷開，存在明顯各向異性。

(2) 雙鈦合金存在明暗相間的過渡區(qū)，其中針狀馬氏體轉變相垂直過渡層生長且在過渡處斷開。EDS 分析發(fā)現(xiàn)，Al 元素和 C 元素存在不同程度的偏析，說明組織中存在碳化物和鋁化物，而 V 含量也發(fā)生明顯變化。

(3) 雙鈦合金沉積試樣的抗拉強度表現(xiàn)為TA7合金 < 雙鈦合金 <TC4合金，拉伸力學性能介于兩種合金之間，塑性相對較好，雙鈦合金沉積試樣的硬度表現(xiàn)為TA7側 < 過渡區(qū) <TC4側。

(4) 斷口分析發(fā)現(xiàn)過渡層界限清晰，斷面呈杯錐狀，剪切斷裂明顯，韌窩大小不一。

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（注，原文標題：電子束增材制造TA7-TC4雙鈦合金的組織性能研究）