1 引言

钛合金具有比强度高、耐腐蚀性好和耐热性高等独特的性能优势,是航空零件制造首选的优异材料。采用传统的减材加工方式对钛合金进行加工时,钛合金的材料利用率只有不足4.9%^[1-2],而激光熔覆沉积(LCD)技术则能大大提高材料利用率。目前,采用LCD技术制备的钛合金的强度和韧性已经能达到甚至超过锻件的水平^[3-7],但由于LCD技术成形的组织特点,采用LCD技术制备的TC4钛合金成形件具有显著的各向异性。

激光熔覆沉积TC4(LCD-TC4)钛合金的显微组织表现为明暗交替的贯穿多个熔覆层的粗大β柱状晶,并略向扫描方向倾斜^[8-10]。所以,在与柱状晶生长方向垂直的XY方向上,由于连续的晶界阻碍了拉伸变形时滑移的传递,其强度高,塑性差,也直接导致了柱状晶在垂直和平行于生长方向上的各向异性。因此,要想解决LCD-TC4钛合金力学性能各向异性的问题,必须首先解决柱状晶粗大的问题,在一定程度上消除组织生长的方向性。

晶粒细化的方法主要有物理方法和化学方法两种,其中的物理方法主要包括有形变处理细化、物理场细化、快速冷却和机械振动法等^[11]。西安交通大学的李丽君等^[12]通过在TC4粉末中加入不同含量的Si粉末实现了LCD-TC4柱状晶的细化;西安交通大学的梁朝阳等^[13]通过在TC4粉末中加入不同含量的变质剂实现了LCD-TC4柱状晶的显著细化。以上方法均属于晶粒细化的化学方法,本文重点研究的是形变处理细化LCD-TC4钛合金晶粒的方法。英国曼彻斯特大学材料科学中心的Donoghue等^[14]应用超声冲击对LCD-TC4进行处理,使得粗大的柱状晶得以显著细化;乌克兰金属物理研究所的Dekhtyar等^[15]应用超声冲击处理粉末冶金TC4钛合金,其疲劳强度显著提高;天津大学的王东坡等^[16]对BT20钛合金钨极氩弧焊(TIG)的焊接接头进行超声冲击处理后发现,接头的疲劳强度得以提高,疲劳寿命得以延长;西北工业大学的杜伟卓等^[17]应用超声冲击处理TC4板材后发现,近表面晶粒挤压成狭长的条状结构,表现为典型的冷变形组织,晶粒被细化;北京航星机器制造有限公司的何智等^[18]应用多次超声冲击处理电弧增材制造TC4钛合金零件,结果发现,该零件力学性能的各向异性得以改善;南京航空航天大学的戚永爱等^[19]应用超声冲击对镍基高温合金FGH95激光熔覆层进行强化处理,实现了晶粒的细化。在以上的研究中,晶粒虽在一定程度上得以细化,但力学性能的数据不多,各向异性的研究也较少,且断后伸长率和断面收缩率各向异性百分比均超过了10%。本文重点研究微锻造工艺对LCD-TC4组织及力学性能各向异性的影响,对微锻造成形实体零件的残余应力、内部组织晶粒尺寸、拉伸性能及各向异性进行了研究及分析,为获得高性能、各向异性较小的LCD-TC4零件提供了一种先进的制造方法。

2 实验方法

微锻造辅助激光熔覆沉积成形系统示意图如图1所示。其中,IPC为工业控制计算机,CNC为计算机数字控制平台。实验在西安交通大学机械制造系统工程国家重点实验室自主研发的五轴激光增减材制造系统(XJ-LADM-1000B)上进行,微锻造辅助激光熔覆沉积系统由微锻造系统和激光成形系统组成。其中,微锻造头经改造后安装于机床主轴刀具的卡头上,通过控制主轴运动实现激光沉积后的锻造。微锻造装置依靠换能器产生超声波,推动冲击针以高频率冲击金属物体表面,使金属发生塑性变形,之后再通过后续激光熔覆及热处理实现金属晶粒的细化。微锻造装置的电流连续可调,对应振幅可实现0~50 μm的连续可调,输入电压为220 V,换能器的额定功率为1000 W,工作频率为(20±2) kHz,微锻造冲击针的直径为5 mm。在成形过程中,首先由激光熔覆喷头成形4层沉积层,高度约为0.4 mm,然后通过控制机床主轴的运动,将微锻造头移至成形层上方进行微锻造,之后再移回原位,如此重复交替进行。

图 1. 微锻造辅助LCD系统示意图

Fig. 1. Schematic of micro forging assisted LCD system

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实验中采用的TC4球形粉末和TC4板材的化学成分见表1,球形粉末的粒径范围为50~100 μm,基板为120 mm ×60 mm ×6 mm的板材和50 mm×15 mm×35.5 mm的方块。实验前将TC4粉末置于真空干燥箱中,抽真空并加热到150 ℃,保温24 h,以除去水分,增强粉末的流动性。用砂纸打磨基板表面以去除氧化层,然后用丙酮去除基板表面的油脂与污渍,再用乙醇清洗并干燥,最后将其固定在工作台上。成形前,将手套箱抽真空并充入氩气,使箱内氧气的体积分数降至50×10^-6以下,并以氩气作为载粉气体。激光熔覆沉积过程的工艺参数如下:光斑直径为0.65 mm,激光功率为210 W,扫描速率为10 mm/s,扫描间距为0.25 mm,单层提升量为0.1 mm,送粉量为2.5 g/min,成形样件尺寸为30 mm×10 mm×6 mm。

分别针对不同的微锻造工艺参数进行实验,每个因素有三个水平,对得到的实验结果进行单因素不同水平的对比,微锻造的基本工艺参数及其取值范围如表2所示。成形结束后,使用X-350A型X射线应力测定仪测量试样的表面残余应力,使用OLS4000型激光共聚焦显微镜测量试样的表面粗糙度,使用VH-600光学显微镜和S-3000N型扫描电子显微镜对试样的显微组织和拉伸断口形貌进行分析。

在力学实验部分,用于拉伸性能测试的xy方向成形件的尺寸为45 mm×27 mm×8 mm,z方向成形件的尺寸为8 mm×24 mm×45 mm,在每个长方体上加工出3个标准棒状拉伸试样,拉伸试样的制备及测试均按照GB/T 228.1—2010标准进行,拉伸试样分为3组:第一组为沉积态LCD-TC4,第二组为固溶时效态LCD-TC4,第三组为微锻造-固溶时效态LCD-TC4。热处理制度为:950 ℃×1 h/空冷(固溶)+500 ℃×4 h/空冷(时效),热处理在NWTQ-14C箱式气氛炉中进行,箱内充有氩气。

3 实验结果及讨论

3.1 微锻造工艺对LCD-TC4成形件表面残余应力的影响

在激光熔覆沉积过程中,高能量的激光束使金属粉末快速熔化,形成熔池后快速凝固,发生组织相变,当前熔覆层的高度和水平方向上会产生很大的温度梯度,在随后的冷却过程中,表层金属体积收缩受到里层金属的束缚与牵制,因而表层金属产生残余拉应力。弹塑性变形是微锻造表面残余压应力产生的主要原因,微锻造头的锻压作用使试样表层产生塑性变形,距离表层更远的区域产生弹性变形,加工后弹性区域要恢复变形,但会受表层的牵制,从而在表层产生残余压应力。

图2中的σ_x为x方向的残余应力,σ_y为y方向的残余应力。可见,当扫描速率为3 mm/s,振幅为30 μm,锻造次数为2次时,表面残余应力达到最大值。

图 2. 微锻造工艺参数与成形件残余应力的关系。(a)锻造速率-表面残余应力;(b)振幅-表面残余应力;(c)锻造次数-表面残余应力

Fig. 2. Relationships between micro-forging process parameters and surface residual stress of formed parts. (a) Forging speed and surface residual stress; (b) amplitude and surface residual stress; (c) forging times and surface residual stress

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金属的塑性变形主要通过位错的运动来实现。试样经过微锻造作用后,位错不断增殖,并通过滑移和攀移沿着不同的方向运动,位错密度在金属中的分布不均匀,异号位错相遇会相互抵消,同号位错则按一定规律重排形成亚晶界。残余应力σ和位错密度ρ^1/2的关系符合Kocks-Mecking模型^[20]:

σ=σ0+MαGbρ12,(1)

式中:σ₀为应力常数;M为平均Taylor因子;α为常数;G为切变模量;b为Burgers矢量的大小。残余应力σ与位错密度ρ^1/2具有较好的线性关系,位错密度越大,残余应力越大。对沉积态及微锻造试样的表面残余应力进行了测量(各试样对应的微锻造工艺不同),通过对各试样表面残余应力的大小进行对比并参考相关文献可以得出,微锻造工艺会直接影响塑性变形的程度。

3.2 微锻造工艺对LCD-TC4成形件等轴晶晶粒尺寸的影响

采用截点法测量晶粒的尺寸^[21]:用给定长度的横向和竖向直线组成的测量网格截取晶粒,直线与晶界的交点为截点,选取3~5个视场进行测量,晶粒的大小取所有视场的平均值:

l-=LM·P,(2)

式中: l-为测量视场内(1×)晶粒大小的平均值;L为所使用的网格的长度,单位为mm;M为放大倍数;P为测量网格上的截点数。

观察试样yz平面的显微组织可知,经过微锻造及固溶时效热处理后,原沉积态中粗大的柱状晶组织破碎,在大部分区域形成了等轴晶,如图3所示。微锻造工艺参数与等轴晶晶粒尺寸的关系如图4所示,可知:当扫描速率为5 mm/s,振幅为30 μm,锻造次数为2次时,等轴晶的晶粒尺寸达到最小值。

图 3. 不同状态成形件的微观形貌。(a)沉积态;(b)固溶时效态;(c)微锻造-固溶时效态

Fig. 3. Morphology of formed parts in different states. (a) Deposition state; (b) solution aging state; (c) micro forging-solution aging state

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图 4. 微锻造工艺参数与成形件等轴晶晶粒尺寸的关系。(a)锻造速率-等轴晶尺寸;(b)振幅-等轴晶尺寸;(c)锻造次数-等轴晶尺寸

Fig. 4. Relationships between micro forging process parameters and equiaxed grain size. (a) Forging speed and equiaxed grain size; (b) amplitude and equiaxed grain size; (c) forging times and equiaxed grain size

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1) 锻造速率的影响

由图4(a)可知:当锻造速率为5 mm/s时,等轴晶的晶粒尺寸达到最小值(120.24 μm),但是在所选取的锻造速率范围内,等轴晶的晶粒尺寸差别不大。这主要是因为,金属的塑性变形程度主要与微锻造时输入熔覆层的能量有关。理论上,在振幅和预加载荷相同的情况下,锻造速率越小,单位时间内输入熔覆层的能量越大,所以塑性变形程度就越大。但是,在实际加工过程中,激光熔覆层表面凹凸不平,锻造针头的磨损会严重影响预加载荷,且锻造速率越小,针头磨损越严重,在后续激光熔覆层的锻造中预加载荷就会减小,这些因素对塑性变形程度的影响较大,且不好监测与精确控制,从而削弱了锻造速率对塑性变形程度的影响。

2) 振幅的影响

由图4(b)可知,随着振幅增大,等轴晶的晶粒平均尺寸先减小后增大。在扫描速率等其他参数不变的情况,振幅并不是越大越好,分析原因如下:设振幅为A,熔覆层的总变形量为H,总加工时间T相同,柱状针针头与熔覆层表面接触为一次有效作用,在T时间内的有效作用次数为N,单次作用的变形量为h,则有H=N×h。当振幅越大时,接触熔覆层表面的反弹也就越大,至下次再接触熔覆层表面的时间间隔就越长,故有效作用次数N就会减少,所以,单次作用下的变形量h与振幅A成正比,加工时间内有效作用次数N与振幅A成反比,如图5所示。故存在某一振幅值,使N×h的值最大,即熔覆层总变形量H最大。在选取的振幅范围内,当振幅为30 μm时,熔覆层的总变形量最大,等轴晶晶粒的平均尺寸可减小到78.79 μm。

图 5. 振幅对等轴晶尺寸的影响

Fig. 5. Effect of amplitude on equiaxed grain size

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3) 锻造次数的影响

当扫描速率、振幅等参数相同时,随锻造次数增加,等轴晶的平均尺寸先减小后增加,如图4(c)所示,锻造次数并不是越多越好。金属发生塑性变形后,位错密度增加,增殖后的位错纠结在一起,原始晶粒被拉长、破碎,当塑性变形量足够大时,形成纤维状组织。当位错密度足够大时,就会阻碍滑移,阻碍进一步发生塑性变形,即出现加工硬化。当加工硬化现象发生后,金属表面的强度和硬度均显著提高,从而很难发生进一步变形,所以,当锻造次数达到一定值时,等轴晶的晶粒尺寸并不会随着锻造次数的增加而进一步减小。

3.3 微锻造对LCD-TC4成形件表面粗糙度的影响

由于LCD-TC4的成形特点,在成形件表面存在微凸起,导致成形件的表面粗糙度远高于传统粗加工试样的表面粗糙度。利用微锻造处理后,LCD-TC4成形件表面的微凸起变得更加平整,粗糙度明显降低,从而提高了成形件的尺寸精度。

由图6可见:随着锻造速率增大,成型件的表面粗糙度先减小后增大,当锻造速率为3 mm/s时,表面粗糙度R_a达到最小值,比未锻造试样的表面粗糙度降低了68.7%;随振幅增大,表面粗糙度逐渐减小,当振幅为30 μm时,表面粗糙度达到最小值,比未锻造试样的表面粗糙度降低了69.8%;随着微锻造次数增多,成形件的表面粗糙度逐渐减小,当锻造次数为3时,表面粗糙度为9.35 μm,比未锻造试样的降低了74.75%。

图 6. 微锻造工艺参数与成形件表面粗糙度Ra的关系。(a)锻造速率-表面粗糙度;(b)振幅-表面粗糙度;(c)锻造次数-表面粗糙度

Fig. 6. Relationships between micro forging process parameters and surface roughness Ra of formed parts. (a) Forging speed and surface roughness; (b) amplitude and surface roughness; (c) forging times and surface roughness

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3.4 微锻造对LCD-TC4成形件拉伸性能及各向异性的影响

经微锻造-固溶时效处理后,不同方向成形件的断口形貌如图7所示,可以看出:xy方向和z方向的拉伸断口均为典型的韧性断裂形貌,具有很深的韧窝。

不同状态成形件的室温拉伸性能测试结果如表3所示。对比固溶时效态和微锻造-固溶时效态两种状态下相同方向的拉伸性能可知,经微锻造处理后,成形件在xy方向的断后伸长率和断面收缩率分别提高了31%和41.2%,z方向的断后伸长率和断面收缩率分别提高了27.4%和15.9%。

图 7. 微锻造-固溶时效处理后不同方向成形件的断口形貌。(a) xy方向;(b) z方向

Fig. 7. Fracture morphology of formed parts in different directions after micro forging solution aging treatment. (a) xy direction; (b) z direction

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对沉积态、固溶时效态、微锻造-固溶时效态成形件xy方向和z方向室温拉伸性能的各向异性百分比进行计算,结果如图8所示。各向异性百分比的计算公式为

ξ=χmax-χminχmax×100%,(3)

式中:ξ为各向异性百分比;χ_max为某一性能的最大值;χ_min为某一性能的最小值。通过对比可以看出,经微锻造处理后,LCD-TC4成形件的各向异性值显著减小,在保证xy方向和z方向拉伸性能均高于锻件的情况下,各向异性控制在10%以内。

图 8. 不同状态试样拉伸性能的各向异性

Fig. 8. Anisotropy of tensile properties of samples in different states

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对沉积态、固溶时效态及微锻造-固溶时效态成形件的显微组织进行对比,结果如图9所示,可见:沉积态试样晶内的显微组织由大量垂直交叉的针状α相和相间β相组成,这种组织的强度很高,塑性较差,在与柱状晶垂直的xy方向拉伸时,由于初生β晶界对位错滑移传递具有极大阻碍,所以xy方向的塑性很差,且与z方向有很大的各向异性。经过固溶时效处理后,组织主要由板条α相和晶间β相组成,为典型的网篮组织,此类组织的塑性较好。由于初生β晶界的连续性被破坏,故xy方向的强度降低,塑性明显提高,各向异性减小。经微锻造及固溶时效热处理后,初生α相长大形成大量片层α相及部分等轴α相。由于少量等轴α相同基体没有固定的位向关系,位错容易找到可开动的滑移面,固而对变形起协调作用^[22],力学性能指标的各向异性均减小到较低水平。钛合金中等轴α相出现的两个必要条件为在两相区进行热处理及预变形^[23-24],在激光熔覆沉积过程中,微锻造后产生的变形、大量内应力和增殖的位错有利于合金的再结晶,促使初生α相转变为等轴α相。

图 9. 不同状态成形件的显微组织。(a)沉积态;(b)固溶时效态;(c)微锻造-固溶时效态

Fig. 9. Microstructures of formed parts in different states. (a) Deposition state; (b) solution aging; (c) micro forging-solution aging

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4 结论

利用微锻造辅助激光熔覆沉积TC4钛合金,研究了不同微锻造工艺条件下TC4熔覆层显微组织的变化,并在最优工艺下进行室温拉伸实验,得到以下结论:

1) 与沉积态LCD-TC4相比,经微锻造处理后,熔覆层发生塑性变形,在熔覆层表面形成了较大的残余压应力;微锻造技术能够改变沉积态LCD-TC4的晶粒形态,改善粗大的柱状晶形貌,形成许多等轴晶晶粒,达到了细化晶粒的效果。

2) 激光熔覆沉积成形试样的表面凹凸不平,微锻造对熔覆层作用的均匀性不一致,造成不同区域晶粒的细化效果不一致;而且,微锻造工艺不同,形成的等轴晶的晶粒尺寸也不同,这主要与微锻造后试样发生的塑性变形程度有关。

3) 微锻造技术可以有效提高LCD-TC4成形件各方向的塑性,使xy方向和z方向的拉伸性能均超过锻件,且与传统的LCD-TC4成形相比,有效地减小拉伸性能的各向异性。