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(lǐng)域有著關(guān)鍵應(yīng)用[1－5]。但傳統(tǒng)鈦合金加工制造工藝如鑄造、鍛造等存在生產(chǎn)周期長、材料利用率低、過程可控性小等不足，嚴(yán)重限制了鈦合金的進一步應(yīng)用。鈦合金加工周期延長，提高了產(chǎn)品加工成本。增材制造技術(shù)能夠?qū)崿F(xiàn)近凈成形，僅需少量加工，因此其在鈦合金廣泛應(yīng)用減少了成產(chǎn)成本，提高市場響應(yīng)速率。

近幾年來，增材制造[6](AM，AddiTiVeMAn-ufActuring)技術(shù)的快速發(fā)展為解決傳統(tǒng)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(shù)，創(chuàng)新性的使用循環(huán)熱處理方式將α晶粒球化并獲得雙態(tài)微觀結(jié)構(gòu)，在保持材料原有高強度的同時，提高了延展性和韌性。ShengＺhAng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(tài)組織。

然而，激光設(shè)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(jié)構(gòu)件快速制造需求。絲材＋電弧增材制造(Wire＋ArcAddi-TiVeMAnufActuring，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(shù)[9]。

與以電子束、激光等為熱源增材方式相比，WAAM技術(shù)具有沉積效率高、材料利用率高、設(shè)備投資成本低等巨大優(yōu)勢，受到了國內(nèi)外研究學(xué)者的廣泛關(guān)注。Wu等[10]研究了tc４電弧增材過程中熱積累對成形質(zhì)量的影響，發(fā)現(xiàn)由于散熱路徑的改變將影響構(gòu)件形狀特征。等離子電弧增材技術(shù)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(wěn)定性強的特點，在鈦合金增材制造領(lǐng)域有著重要應(yīng)用。徐俊強等[11]研究了協(xié)同送絲等離子增材制造異種鈦合金組織與性能，結(jié)果表明增材構(gòu)件中存在兩種微觀組織形態(tài)，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(yīng)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(yīng)用，為鈦合金電弧增材發(fā)展應(yīng)用提供理論與實踐基礎(chǔ)。

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200MM×100MM×6MM的TA15鈦合金板材，沉積金屬為TA15鈦合金絲材，其化學(xué)成分如表1所示。

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(chǎn)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(shù)如表2所示。

增材完成后，從增材構(gòu)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＃、1200＃、2000＃砂紙上進行打磨至光亮，經(jīng)拋光、腐蝕劑(３MＬhf、３0MＬhno３、6７MＬh2o2)腐蝕、酒精清洗并吹干后獲得金相試樣。

依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)gb/t22８—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(qū)域的性能變化規(guī)律。采用光學(xué)顯微鏡對增材樣件顯微組織進行表征，使用feiＱuAntA250f場發(fā)射掃描電鏡觀察微觀組織及拉伸斷口形貌。

2、試驗結(jié)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(wǎng)籃的網(wǎng)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(jié)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(wǎng)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?jǐn)U散有關(guān)。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(zhuǎn)變溫度，且散熱較快，β相在較快的冷卻速度下轉(zhuǎn)變成馬氏體。

中層位置主要有網(wǎng)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(xù)多層熱循環(huán)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(xù)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(wǎng)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(guān)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(xù)沉積層熱處理作用，使得短棒狀α生長。通常認(rèn)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(xù)多層熱循環(huán)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(gòu)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(xù)晶界和連續(xù)晶界(圖2A)。李雷等[12]認(rèn)為，該晶界是由塊狀的初生α相組成。沒有形成連續(xù)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(xù)晶界。

2.2增材TA15力學(xué)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(huán)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(cè)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(cè)試樣強度沒有明顯的差距。

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(zhǔn)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。

同時值得關(guān)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(cè)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(nèi)晶粒增多，變形易分散在更多的晶粒中，不容易造成應(yīng)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(jié)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(wǎng)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(wǎng)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(gòu)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。

參考文獻:

[1]donghe，JingcＺ，ＹAngW，etAl.AStudｙofdｙnAMicrecrｙStAlｌiｚATioninTA15TitAniuMAlｌoｙduringhotdeforMA-TionbｙceｌｌuｌArAutoMAtAModeｌ[J].internATionAlJournAlofModernＰhｙSicSb，2009，2３(06＆0７):0906026－.

[2]SunＺ，ＹAngh.MicroStructureAndMechAnicAlｐroｐ-erTieSofTA15TitAniuMAlｌoｙunderMuｌTi-SteｐｌocAlｌoAdingforMing[J].MAteriAlSScience＆engineeringA，2009，52３(1－2):1８４－192.

[３]fAnＸg，ＹAngh，gAoＰf.deforMATionbehAViorAndMicroStructureeVoｌuTioninMuｌTiStAgehotWorｋingofTA15TitAniuMAlｌoｙ:ontheroｌeofrecrｙStAlｌiｚATion[J].JournAlofMAteriAlSScience，2011，４6(1８):601８－602８.

[４]chAo，cAiＸ，WuW，etAl.SeｌecTiVeｌASerMeｌTingof neAr-αTitAniuMAlｌoｙTi-6Al-2Zr-1Mo-1V:ＰArAMeteroｐTiMiｚATion，heAttreAtMentAndMechAnicAlｐerforM-Ance[J].JournAlofMAteriAlSScience＆technoｌogｙ，2020，5７(22):5３－66.

[5]WuＸ，cAic，ＹAngＬ，etAl.enhAncedMechAnicAlｐroｐerTieSofTi-6Al-2Zr-1Mo-1VWithuｌtrAfinecrｙStAl-ｌiteSAndnAno-ScAletWinSfAbricAtedbｙSeｌecTiVeｌASerMeｌTing[J].MAteriAlSScienceAndengineering，201８，７３８(dec.19):10－1４.

[6]JJＬeWAndoWSｋi，SeifiM.MetAlAddiTiVeMAnufActur-ing:AreVieWofMechAnicAlＰroｐerTieS[J].AnnuAlreVieWofMAteriAreSeArch，2016，４6:151－1８6.

[７]SAbbAnr，bAhｌS，chAtterJeeＫ，etAl.gｌobuｌAriｚA-TionuSingheAttreAtMenTinAddiTiVeｌｙMAnufActuredTi-6Al-４VforhighStrengthAndtoughneSS[J].ActAMAteriAliA，201８，162.

[８]ShengＺ，ＹｚA，Ｚｚc，etAl.theMicroStructureAndtenSiｌeｐroｐerTieSofAddiTiVeｌｙMAnufActuredTi-6Al-2Zr-1Mo-1VWithAtriModAlMicroStructureobtAinedbｙMuｌTiｐｌeAnneAlingheAttreAtMent[J].nAteriAlSSci-enceAndengineering:A，2022，８３1(101).

[9]尹博，趙鴻，王金彪，等.鈦合金電弧增材制造技術(shù)研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢[J].航空精密制造技術(shù)，2016(0４):４.

[10]Wub，dingd，ＰAnＺ，etAl.effectSofheAtAccuMu-ｌATionontheArcchArActeriSTicSAndMetAltrAnSferbe-hAViorinWireArcAddiTiVeMAnufActuringofTi6Al４V[J].JournAlofMAteriAlSＰroceSSingtechnoｌogｙ，201７，250:３0４－３12.

[11]徐俊強，彭勇，周琦，等.異種鈦合金協(xié)同送絲等離子增材制造試驗[J].焊接學(xué)報，2019，４0(09):59－6４.

[12]李雷，于治水，張培磊，等.tc４鈦合金電弧增材制造疊層組織特征[J].焊接學(xué)報，201８，３9(12):３７－４３.