激光熔化沉积TC11钛合金的组织与力学性能 
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1 引言
Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si(TC11)钛合金是一种综合力学性能优异的α+β型高温钛合金,具有良好的室温/高温强度、韧性、抗蠕变性、热稳定性等性能,被广泛应用于飞机、航空发动机、运载火箭等航空航天飞行器上[1-5]。通常采用传统α+β锻造工艺或近β 锻造工艺制备结构件毛坯,以获得典型等轴组织或双态组织及优异的综合力学性能[6-8]。
为了减小装备结构重量,提高装备性能、使用寿命及可靠性,航空航天飞行器越来越多地使用钛合金大型整体复杂结构件。然而,受钛合金自身加工特性影响,采用“锻造+机械加工”等传统技术制造上述大型复杂钛合金关键结构件,均面临制造工序繁多、工艺复杂、制造设备庞大、零件机械加工余量大、材料利用率低(一般低于10%)等问题,严重制约了大型钛合金结构件在先进工业装备及**装备中的广泛应用[9]。
激光熔化沉积技术以合金粉末或丝材为原材料,通过高功率激光原位冶金熔化和快速凝固逐层堆积,利用零件计算机辅助设计(CAD)模型,一步完成全致密、高性能复杂金属结构件的直接近净成形制造。与传统制造技术相比,激光熔化沉积技术无需大型锻铸工业装备、大规格锻坯制备和大型锻造模具加工制造,激光原位冶金/快速凝固高性能金属材料制备与大型复杂构件成形制造一体化,制造流程短,后续机械加工余量小、材料利用率高[9-12]。
然而,现有的研究主要集中在基础的试块级宏微观组织形成及演化规律方面,关于激光熔化沉积TC11钛合金的研究鲜有报道[13-18]。激光熔化沉积是一种远离平衡状态的制造过程,多层多道的成形方式决定了其热循环历程极为复杂,因此,激光熔化沉积钛合金的内部组织状态及力学性能均敏感地依赖于成形热过程。在实际的工程应用中,受扫描策略、结构尺寸等的影响,结构件成形过程的热历程与小尺寸试样连续制备时的差异显著,相关基础研究结果难以指导实际工程应用。本文通过再现大型复杂结构件实际成形热过程,深入研究了激光熔化沉积制备TC11钛合金大型复杂结构件的组织特征与力学性能,揭示了其宏微观组织形貌及形成机理、力学性能及断裂机理,为实现大型复杂结构件组织性能调控、有效抑制成形过程中的严重开裂失效提供了实验依据。
2 实验方法
采用西安铂力特增材技术股份有限公司研制的C1000型激光熔化沉积系统开展成形实验,系统组成包括光纤激光器、四路同轴送粉系统、三轴数控运动系统、气氛净化系统、控制系统及软件系统等。采用等离子旋转电极法制备粒径为60~185 μm的TC11钛合金球形粉末,使用前进行120 ℃保温2 h真空烘干处理,其粒径分布及扫描电子显微镜(SEM)形貌如
图 1. TC11钛合金粉末。(a)粒径分布;(b) SEM形貌
Fig. 1. TC11 titanium alloy powder. (a) Particle size distribution; (b) SEM image
表 1. TC11钛合金粉末的化学成分(质量分数,%)
Table 1. Chemical compositions of TC11 titanium alloy powder (mass fraction, %)
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采用标准金相试样制备方法制备
图 2. “Meander”型扫描策略。(a)第N层;(b)第N+1层
Fig. 2. “Meander” type scanning strategy. (a) Nth layer; (b) (N+1)th layer
图 4. 不同单层成形时间下的TC11钛合金宏观组织。(a) 45 min; (b) 30 min
Fig. 4. Macrostructures of TC11 titanium alloy under different deposition time. (a) 45 min; (b) 30 min
3 结果与讨论
3.1 宏观组织形貌
不同单层成形时间下的TC11钛合金宏观组织如
在激光熔化沉积过程中,试样内部已沉积层温度场呈非稳态循环变化特征,热量由沉积层向已沉积层内不断传递,呈明显的沿沉积方向变化的温度场。在相同的成形工艺参数条件下,“Meander”型扫描策略非搭接区沿沉积方向的温度梯度更大,柱状晶沿热流方向的生长倾向更明显;而已沉积熔覆道对后续沉积熔覆道的预热作用使得搭接区中沿沉积方向的温度梯度减小,柱状晶沿热流方向的生长倾向不明显,产生了大量的等轴晶粒或拉伸晶粒。
从
3.2 微观组织特征及形成机理
TC11钛合金的等轴晶区及柱状晶区不同放大倍数下的微观组织如
进一步分析可知,由于等轴晶粒区冷却速率慢、过冷度较小,相邻等轴晶位向差较大,溶质原子密度相对较大,晶界处能量高,因此,α相首先从晶界处形核,形成连续的晶界α相,晶内α相从晶界α相处形核生长,最终等轴晶粒区形成了大片α集束区及晶内极细网篮组织,α板条宽度为0.5~1.5 μm。此外,由于柱状晶区温度梯度大、冷却速率快、过冷度大,且相邻柱状晶位向差和溶质原子密度很小,晶界处α相优先形核的难度大[16,22],因此,α相在晶粒内部及晶界处同时形核生长,最终柱状晶区形成了极细网篮组织,α板条宽度为0.3~0.8 μm。
图 5. 等轴晶区及柱状晶区不同放大倍数下的微观组织。(a)等轴晶区,放大500倍; (b)等轴晶区,放大1250倍;(c)柱状晶区,放大500倍;(d)柱状晶区,放大1250倍
Fig. 5. Microstructures of equiaxed and columnar grain regions under different magnifications. (a) Equiaxed grain region, magnification of 500 times; (b) equiaxed grain region, magnification of 1250 times; (c) columnar grain region,magnification of 500 times; (d) columnar grain region,magnification of 1250 times
图 6. TC11钛合金层带处的宏/微观组织。(a)宏观组织;(b)(c)(d)微观组织
Fig. 6. Macrostructure and microstructures of layer band of TC11 titanium alloy.(a) Macrostructure; (b)(c)(d) microstructures
TC11钛合金的层带处的宏/微观组织如
3.3 拉伸力学性能与断裂机制
TC11钛合金的室温拉伸力学性能参数见
表 2. TC11钛合金的室温拉伸力学性能
Table 2. Tensile mechanical properties of TC11 titanium alloy at room temperature
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图 7. 双重退火态TC11钛合金的微观组织。(a)放大200倍;(b)放大1250倍
Fig. 7. Microstructure of double annealed TC11 titanium alloy. (a) Magnification of 200 times;(b) magnification of 1250 times
率,平行于沉积方向试样的延伸率明显大于垂直于沉积方向试样的,前者约为后者2倍。这主要是新的沉积层对已沉积层的热处理效应导致纵向拉伸试样中蟹状α相显著多于横向拉伸试样,而此类α相有助于提高TC11钛合金的塑性及延伸率。双重退火后TC11钛合金的室温力学性能各向异性得到完全消除,塑性增强,延伸率大幅增大,综合力学性能基本与锻造态一致。不同放大倍数下双重退火态TC11钛合金的微观组织如
沉积态TC11钛合金室温拉伸断口形貌如
由
图 8. TC11钛合金室温拉伸断口形貌。(a)(b) Z向沉积态;(c)(d) Z向双重退火态;(e)(f) X-Y向沉积态
Fig. 8. Fracture morphology of TC11 titanium alloy at room temperature. (a)(b) as-deposited in Z direction; (c)(d) double annealed in Z direction; (e)(f) as-deposited in X-Y direction
4 结论
通过真实再现大型结构件激光熔化沉积的实际成形热过程,研究了激光熔化沉积TC11钛合金的组织特征与力学性能,得到以下结论。
1) 沉积态TC11钛合金的宏观组织由与沉积方向成5°~20°夹角、贯穿多个熔覆层的粗大柱状晶和等轴晶粒组成,晶粒内部微观组织为极细α+β网篮组织。柱状晶内α+β网篮组织较等轴晶内的更为均匀细小,等轴晶内分布有大片α集束区,晶界处则产生了大量连续α相。
2) 沉积态TC11钛合金的室温力学性能尤其是延伸率的各向异性显著,主要原因在于后续沉积层对已沉积层表层重熔和热处理效应导致α相粗化、层间过渡区α相比例明显增加,不同方向拉伸试样断裂机制的差异性也解释了该现象。
3) 经双重退火后,沉积态TC11钛合金微观组织中晶界处连续α相几乎完全破碎,各向α+β网篮组织的分布更加均匀,室温力学性能各向异性完全消除,塑性增强,延伸率大幅提升。
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