基材类型对钛合金电子束熔丝沉积成形的组织与硬度的影响

柯黎明， 黄 薇,2，邢 丽，卜文德

(1.南昌航空大学，330063，南昌；2.北京曙光航空电气有限责任公司，100028，北京)

0 引言

钛合金具有密度小、比强度高、抗腐蚀性能好、使用温度范围宽等优点，被广泛应用于航空航天等领域[1]。大型客机波音787、空客A350中钛合金的使用量已超过机体结构总重的15%，美国军机F-22中钛合金的使用量更是超过了41%[2]。我国航空用钛合金也在向着高用量、高性能、低成本方向不断发展[3]。然而，钛合金作为飞机的主承力结构件，由于加工超差或服役损伤，往往需要较大的经济成本或较长的时间进行修复，使其使用成本提高。同时，某些构件缺少备件，一旦报废只能重新生产加工，对型号的生产和科研进度会构成严重影响。因此，在钛合金结构件的制造及使用过程中，高效、高性能的修复技术是研究者一直关心的关键问题[4-5]。

目前，国内钛合金零件通常采用氩弧焊[6-7]、激光熔覆[8-9]、火焰喷涂[10]及电子束粉末堆焊[11]等技术修复，与传统技术相比，电子束快速成形技术在真空环境进行，能有效避免零件的氧化、修复层中残留气孔等缺陷，适合钛合金零件的再生制造[12]。电子束熔丝沉积成型修复技术作为电子束快速成型技术的一种类型，具有高效低耗、工艺过程洁净、修复区和基体可形成冶金结合等优点[13-14]，适合铝合金和钛合金等活性金属构件的修复。近年来，一些学者对电子束快速熔丝成形技术进行了研究，K M B Taminger[15]等人分别对2219铝合金及Ti-6Al-4V合金进行了电子束熔丝快速成形试验，成功制造了无缺陷、性能优良、近净成型的钛、铝部件。陈哲源[14]等人利用电子束熔丝沉积快速制造技术制备了TC4钛合金薄壁结构和实体结构，其组织特征均是以原始β柱状晶贯穿熔覆层向上生长。锁洪波[16-18]等人利用电子束快速成型技术研究了TC18钛合金的柱状晶组织，通过热处理使得成形样品沿柱状晶的方向的强度呈上升趋势，并发现α片层厚度和硬度呈反向相关的关系，片层越厚，硬度值越小。

利用电子束熔丝成形技术修复钛合金零部件，部件的材料多种多样，但所能获得的熔丝类型有限，必然会遇到异种材料熔丝成形问题。材料的热物理性能、化学成分等都可能对零件修复层的组织和性能产生重要影响，但是相关研究还不多见。因此，本文采用电子束熔丝沉积技术，分别以α钛合金、α+β钛合金以及β钛合金作为基材，以易于获得的TC4钛合金焊丝作为修复材料，进行电子束熔丝沉积成形修复技术研究，分析了不同类型钛合金基材修复区的组织特征、基材类型对修复区组织及硬度分布的影响，获得了同种熔丝修复不同类型钛合金时再生修复区的组织及硬度变化规律，为钛合金零件的修复提供了理论与实验依据。

1 试验条件及方法

本实验采用德国制造的型号为KS15-PN150KM真空电子束焊机，由电子枪系统、真空系统、电源系统、三维工作台、送丝系统以及综合控制系统等部分组成。熔丝沉积成形过程原理如图1所示。

图1 电子束熔丝沉积成形原理示意图

试验使用的基材为固溶态TA3、TB5板材和退火态TC4板材，表1、表2分别为它们的主要化学成分、热物理性能和材料硬度，其中下标500表示500℃时材料的物理性能，热膨胀系数为2～100℃范围内测得的参数值。试样尺寸为100 mm×10 mm×20 mm，试验前去除表面氧化皮、并用酒精擦拭表面去除污物。沉积材料为Φ0.8 mm的TC4(Al：5.5～6.75wt%、V：3.5～4.5 wt%)焊丝。沉积成形的工艺参数为：电子束加速电压60 kV，聚焦电流500 mA，束流强度20 mA，沉积速度240 mm/min，送丝速度20 mm/s，单层沉积层厚度0.4 mm。进行单道10层成形试验，研究基材类型对成形层的组织及硬度的影响。

试验后截取成形层横截面制备金相试样。采用HF:HNO3:H2O=1:3:7腐蚀剂腐蚀；采用4XB-TV型倒置金相显微镜和FEI Inspect S50型扫描电镜及其附带的Oxford Inca X-Act型能谱仪对成形试样进行微观分析；采用 Qness10A+型显微硬度计测量成形层及基材的横截面垂直中心线处的硬度分布，测试标距为0.25 mm。

表1 钛合金基材成分/质量分数，%

表2 钛合金基材的物理性能及硬度

2 试验结果与讨论

2.1 基材类型对TC4钛合金成形层的宏观形态的影响

图2为以α钛合金TA3、β钛合金TB5以及α+β钛合金TC4为基体，TC4合金作为沉积材料，电子束熔丝沉积成形单道10层后典型的宏观形貌。

(a) TA3合金

(b) TB5合金

(c) TC4 合金

由图2可见，其外形基本相同，基材内部相变过渡区尺寸略有不同。在图2中，成形层宏观组织可分为3个部分：上部为TC4成形层(forming layer)、中部为过渡区(transition region)、底部为基材，3种钛合金基材与TC4成形层呈现致密的冶金结合。过渡区可细分为Ⅰ区和Ⅱ区。Ⅰ区是成形时基材的熔化区，Ⅱ区为成形加热时基材中的热影响区。由图2可见，TA3基材上熔化区较小，TB5、TC4基材上熔化区 (transition regionⅠ)较大；但TA3基材上的热影响区(transition regionⅡ)较大。分析认为，这种现象与基材的热物理性能有关。TA3的热导率在各种温度下都远高于TB5、TC4基材的热导率，如表2所示，意味着在加热功率相同的情况下，以TA3作为基材时，大量热量被传导到基材，同时其熔点相对较高，因此基材中熔化区减小；但3种材料的相变点相差不大，因此，TA3基材上的热影响区较大。由上讨论可见，基材的热物理性能对基材中熔化区、热影响区有较明显的影响，尤其是热导率大时，基材中的熔化区会明显减小。

由图2还可见，成形区宏观组织为典型的贯穿多个沉积层、由熔池底部至顶部的粗大柱状晶。基材为TB5时，柱状晶宽度较小，如图2(b)所示；基材为TC4时，柱状晶宽度最大，如图2(c)所示。分析认为，这种宏观组织与沉积层形成时基材中的晶粒状态和成形过程中沉积层的高温停留时间有关。首先，根据结晶学原理[19]，柱状晶在未熔合化的β晶粒上直接生长时需要的吉布斯能比自发形核所要的吉布斯能更低，因此液相金属在凝固过程中主要是以熔池底部未熔化的β晶粒作为基底直接外延生长。TB5为亚稳定型β钛合金，组织主要为β晶粒，β晶粒内分布有次生α相；TC4为α+β钛合金，主要组织为等轴的α相和晶间β相组织；TA3为工业纯钛，几乎全部为α相。因此，进行第一层熔丝成形时，以TB5为基材时β晶粒最多，柱状晶生长具有更多的形核点，柱状晶尺寸较小。其次，在沉积层生长过程中，随着其层层堆积，在相同的输入热量情况下，TA3的热导率高，容易散热；TC4、TB5热导率低，成形层在高温停留时间更久，促使柱状晶更易长大。各因素综合作用，使得TB5基材上的成形层柱状晶直径较小，TC4基材上的成形层柱状晶直径较大。此外，柱状晶的在各层沉积层中穿透性生长，与单道10层成形层形成过程中，所有热输入只能由单一方向散热有关。

2.2 钛合金成型试样的微观组织特征

材料的微观组织与其化学成分和热处理状态有关。为了便于分析，根据上述宏观组织的形貌特点，按图3所示方式分析3种基材时成形区及过渡区的显微组织特征。

图3 显微组织观察方案

图4为以TA3为基材的成形层试样的不同区域的显微组织。图4(a)、(b)是成形层Ⅰ、Ⅱ区，为均匀组织区，主要是由细长针状的α相及残余的β相组成的网篮组织，图4(b)中的针状α相比图4(a)中的α相尺寸略大；图4(c)为成形层与基材之间的过渡区，即成形层试样的Ⅲ～Ⅵ区，其组织具有明显的分界特征，靠近成形层部分(图4(c)左侧)为条状的α相组成的网篮组织，靠近基材部分(图4(c)右侧)，为片层β转变组织和晶间β组成；图4(d)、图4(e)为基材的过渡区，主要由粗大的β转变组织组成，图4(e)中晶内具有粗大的α片层；图4(f)为试样的Ⅵ区，为基材组织，主要由少量的等轴α及少量的晶间β组成。

(a)Ⅰ区 (b)Ⅱ区 (c)Ⅲ～Ⅳ区

(d)Ⅳ区 (e)Ⅴ区 (f)Ⅵ区

图5为以TB5为基材的成形试样的不同区域的显微组织。由图可见，图5(a)、图5(b)主要由针状马氏体组成的β转变组织构成，对比图5(a)、图5(b)发现，图5(a)中的针状马氏体α′相的尺寸更大；图5(c)为成形层试样的Ⅲ～Ⅵ区，具有类似于TA3为基材时相同的分界特征，靠近成形层部分(图5(c)上侧)，其组织为较小、分布均匀的针状马氏体α′相，而靠近基材部分(图5(c)下侧)，其主要由β晶粒及β晶粒内部充分析出的α相(黑色斑点)组成；图5(e)、图5(f)中，越靠近基材下部，次生的α析出越来越少。

图6为以TC4为基材的成形试样不同区域的显微组织。由图6可见，图6(a)、图6(b)主要由网篮组织、条状α相、细长针状的α及残余的β相组成的网篮组织，图6(a)中条状α相的尺寸较图6(b)中略大；图6(c)右侧为靠近成形层部分，其组织为片状的α相组成的网篮组织，图6(c)左侧为靠近基材的部分，主要为细长针状α相组成的网篮组织；图6(e)为基材的过渡区，主要由片层β转变组织、并含有针状的马氏体构成；图6(f)可以看出，基材为等轴α相(白色)和晶间β(灰色)相。

(a)Ⅰ区 (b)Ⅱ区 (c)Ⅲ～Ⅳ区

(d)Ⅳ区 (e)Ⅴ区 (f)Ⅵ区

(a)Ⅰ区 (b)Ⅱ区 (c)Ⅲ～Ⅳ区

(d)Ⅳ区 (e)Ⅴ区 (f)Ⅵ区

对比图4～图6发现，不同基材的成形层的显微组织有很大区别。TB5为基材的成形层中有针状马氏体α′相变发生，且成形层越往下靠近基材，即由Ⅰ～Ⅲ区，α′相的尺寸越小，数量越多；而TA3和TC4为基材的成形层，其主要为网篮组织，从成形层越往下靠近基材，即由Ⅰ～Ⅲ区，变化趋势均为网篮组织的尺寸越来越大，与TB5为基材的成形层组织变化趋势相反。同时TA3和TC4为基材的成形层，片状和条状α相的大小也有很大的区别，大致趋势为在Ⅰ区，以TC4为基材的组织与以TA3的组织相差不大；靠近基材部分的Ⅱ区，TC4的片状和条状α相，相对于TA3为基材的成形层，尺寸更小。这种显微组织变化与3种基材上的成形层和过渡区的化学成分、热循环特征等因素有关[20]，采用能谱仪对不同区域的部分点进行了能谱测试分析，其结果如图7所示。将其与图4～图6中Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ显微组织对比分析发现，随着Al元素的增多，α片层的尺寸越小。这是由于Al元素为典型的α相稳定元素，并且在一定的含量范围内，随着Al元素含量的增加，α相的稳定性更高。V在钛合金中是一种稳定β相元素，以TB5为基材的TC4成型层中，V元素的含量从基材至成型层的含量逐渐减少，但是其含量远大于TC4材料本身的V元素的含量，而V元素不仅可以降低α+β→β转变的相变点，而且可以降低马氏体开始转变温度(Ms)[21]，使得以TB5为基材的成型层发生马氏体相变，并且当基材的温度达到马氏体相变点的区域，随着V元素的增加，针状马氏体α′的尺寸越来越小，数量越来越多，使得以TB5为基材的成形层、过渡层的显微组织不同于以TA3和TC4为基材的成形层、过渡层的组织特征。

2.3 钛合金成形试样的硬度分布

对成形层至基材进行了自上而下的维氏硬度测量，其结果如图8所示。由图8可见，成形层的硬度变化不大，由成形层顶部至中部硬度值在280HV附近波动，低于TC4基材的硬度；但在过渡区，即图3中的Ⅲ、Ⅵ区附近，材料的显微硬度有较大变化。以TC4为基材时，过渡区的硬度由成形区较低值逐渐向基材的硬度变化；而以TA3为基材时，过渡区硬度高于基材，但仍低于TC4成形层的硬度；以TB5为基材时，过渡区材料的硬度剧烈变化，局部区域的硬度甚至略高于TC4基材的硬度，最高达到370HV，再往基材方向，硬度也渐趋于TB5基材的较低的硬度值。

图7 不同基材各区域的主要合金元素分布

图8 不同基材各区域的显微硬度

综合前面观察到的各区域显微组织和材料成分的变化，认为过渡区硬度的变化与合金元素的固溶强化和材料成分影响合金组织转变等因素有关。以TA3为基材时，TC4成形层的Al、V等元素扩散至基材，在过渡区形成固溶强化，使其硬度提高；而随着Al元素增多，α片层的厚度越小的地方硬度值越大。以TB5为基材时，过渡区材料为TC4与TB5混合而成，成形层TC4中的Al使该区中的Al等元素含量提高，同时基材中的V等元素也朝熔化区扩散，使得该区材料的化学成分明显变化，固溶强化和组织硬化都对硬度产生影响，硬度提高，这与文献中介绍的在TB5中提高Al元素的含量，可以提高合金的强度、硬度一致[22]；TC4中增加V元素的含量，有可能使成型层发生马氏体相变。因此，在以TB5为基材、成形层采用TC4合金时，过渡区成分、组织变化会非常复杂，硬度也会发生相应变化。

3 结论

本文采用TC4钛合金焊丝，在α钛合金TA3、α+β钛合金TC4和β钛合金TB5表面进行异种材料电子束熔丝沉积增材成形研究，结果表明如下。

1)异种钛合金增材成形过程中，基材的热物理性能对基材中熔化区大小、成形区及热影响区宏观组织有较明显的影响。TA3合金的热导率大大高于TC4、TB5，基材中的熔化区最小、热影响区最大；成形层的宏观组织均是沿成形高度方向外延生长的粗大柱状晶，基材类型对柱状晶的尺寸有较大影响，以TB5为基材时柱状晶尺寸较小。

2)在基材原始表面附近的成形层中，材料的化学成分、微观组织发生明显变化。在熔化区内材料互溶混合、多层沉积时各层间的互溶、高温期间元素的扩散使合金元素趋于均匀化，从而影响成形层的显微组织；典型的微观组织为网篮组织，但以TA3为基材的成形层中，靠近原始表面时，Al、V等合金元素含量逐渐下降，α片层较为粗大且无马氏体α′相析出；以TC4为基材的成形层中片层α相的尺寸较小；而以TB5为基材的成形层中，熔丝中的元素Al、基材中的V等元素朝对方扩散，合金成分变化剧烈，显微组织中可见到有α′相析出，且越靠近基材，α′相的尺寸越小，数量越多。

3)基材原始表面附近的成形层和过渡层中显微硬度的变化是化学成分、合金组织等因素共同作用的结果。以TA3为基材的过渡区中材料的硬度由成形层较高硬度朝基材较低的硬度逐渐过渡，但以TB5合金作为基材、表面沉积TC4合金时，过渡区的显微硬度高于TB5和TC4合金的硬度，认为主要是过渡区中Al元素含量增加所致。