柯黎明， 黃 薇,2，邢 麗，卜文德

(1.南昌航空大學(xué)，330063，南昌；2.北京曙光航空電氣有限責(zé)任公司，100028，北京)

0 引言

鈦合金具有密度小、比強度高、抗腐蝕性能好、使用溫度范圍寬等優(yōu)點，被廣泛應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域[1]。大型客機波音787、空客A350中鈦合金的使用量已超過機體結(jié)構(gòu)總重的15%，美國軍機F-22中鈦合金的使用量更是超過了41%[2]。我國航空用鈦合金也在向著高用量、高性能、低成本方向不斷發(fā)展[3]。然而，鈦合金作為飛機的主承力結(jié)構(gòu)件，由于加工超差或服役損傷，往往需要較大的經(jīng)濟成本或較長的時間進(jìn)行修復(fù)，使其使用成本提高。同時，某些構(gòu)件缺少備件，一旦報廢只能重新生產(chǎn)加工，對型號的生產(chǎn)和科研進(jìn)度會構(gòu)成嚴(yán)重影響。因此，在鈦合金結(jié)構(gòu)件的制造及使用過程中，高效、高性能的修復(fù)技術(shù)是研究者一直關(guān)心的關(guān)鍵問題[4-5]。

目前，國內(nèi)鈦合金零件通常采用氬弧焊[6-7]、激光熔覆[8-9]、火焰噴涂[10]及電子束粉末堆焊[11]等技術(shù)修復(fù)，與傳統(tǒng)技術(shù)相比，電子束快速成形技術(shù)在真空環(huán)境進(jìn)行，能有效避免零件的氧化、修復(fù)層中殘留氣孔等缺陷，適合鈦合金零件的再生制造[12]。電子束熔絲沉積成型修復(fù)技術(shù)作為電子束快速成型技術(shù)的一種類型，具有高效低耗、工藝過程潔凈、修復(fù)區(qū)和基體可形成冶金結(jié)合等優(yōu)點[13-14]，適合鋁合金和鈦合金等活性金屬構(gòu)件的修復(fù)。近年來，一些學(xué)者對電子束快速熔絲成形技術(shù)進(jìn)行了研究，K M B Taminger[15]等人分別對2219鋁合金及Ti-6Al-4V合金進(jìn)行了電子束熔絲快速成形試驗，成功制造了無缺陷、性能優(yōu)良、近凈成型的鈦、鋁部件。陳哲源[14]等人利用電子束熔絲沉積快速制造技術(shù)制備了TC4鈦合金薄壁結(jié)構(gòu)和實體結(jié)構(gòu)，其組織特征均是以原始β柱狀晶貫穿熔覆層向上生長。鎖洪波[16-18]等人利用電子束快速成型技術(shù)研究了TC18鈦合金的柱狀晶組織，通過熱處理使得成形樣品沿柱狀晶的方向的強度呈上升趨勢，并發(fā)現(xiàn)α片層厚度和硬度呈反向相關(guān)的關(guān)系，片層越厚，硬度值越小。

利用電子束熔絲成形技術(shù)修復(fù)鈦合金零部件，部件的材料多種多樣，但所能獲得的熔絲類型有限，必然會遇到異種材料熔絲成形問題。材料的熱物理性能、化學(xué)成分等都可能對零件修復(fù)層的組織和性能產(chǎn)生重要影響，但是相關(guān)研究還不多見。因此，本文采用電子束熔絲沉積技術(shù)，分別以α鈦合金、α+β鈦合金以及β鈦合金作為基材，以易于獲得的TC4鈦合金焊絲作為修復(fù)材料，進(jìn)行電子束熔絲沉積成形修復(fù)技術(shù)研究，分析了不同類型鈦合金基材修復(fù)區(qū)的組織特征、基材類型對修復(fù)區(qū)組織及硬度分布的影響，獲得了同種熔絲修復(fù)不同類型鈦合金時再生修復(fù)區(qū)的組織及硬度變化規(guī)律，為鈦合金零件的修復(fù)提供了理論與實驗依據(jù)。

1 試驗條件及方法

本實驗采用德國制造的型號為KS15-PN150KM真空電子束焊機，由電子槍系統(tǒng)、真空系統(tǒng)、電源系統(tǒng)、三維工作臺、送絲系統(tǒng)以及綜合控制系統(tǒng)等部分組成。熔絲沉積成形過程原理如圖1所示。

圖1 電子束熔絲沉積成形原理示意圖

試驗使用的基材為固溶態(tài)TA3、TB5板材和退火態(tài)TC4板材，表1、表2分別為它們的主要化學(xué)成分、熱物理性能和材料硬度，其中下標(biāo)500表示500℃時材料的物理性能，熱膨脹系數(shù)為2～100℃范圍內(nèi)測得的參數(shù)值。試樣尺寸為100 mm×10 mm×20 mm，試驗前去除表面氧化皮、并用酒精擦拭表面去除污物。沉積材料為Φ0.8 mm的TC4(Al：5.5～6.75wt%、V：3.5～4.5 wt%)焊絲。沉積成形的工藝參數(shù)為：電子束加速電壓60 kV，聚焦電流500 mA，束流強度20 mA，沉積速度240 mm/min，送絲速度20 mm/s，單層沉積層厚度0.4 mm。進(jìn)行單道10層成形試驗，研究基材類型對成形層的組織及硬度的影響。

試驗后截取成形層橫截面制備金相試樣。采用HF:HNO3:H2O=1:3:7腐蝕劑腐蝕；采用4XB-TV型倒置金相顯微鏡和FEI Inspect S50型掃描電鏡及其附帶的Oxford Inca X-Act型能譜儀對成形試樣進(jìn)行微觀分析；采用 Qness10A+型顯微硬度計測量成形層及基材的橫截面垂直中心線處的硬度分布，測試標(biāo)距為0.25 mm。

表1 鈦合金基材成分/質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%

表2 鈦合金基材的物理性能及硬度

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 基材類型對TC4鈦合金成形層的宏觀形態(tài)的影響

圖2為以α鈦合金TA3、β鈦合金TB5以及α+β鈦合金TC4為基體，TC4合金作為沉積材料，電子束熔絲沉積成形單道10層后典型的宏觀形貌。

(a) TA3合金

(b) TB5合金

(c) TC4 合金

由圖2可見，其外形基本相同，基材內(nèi)部相變過渡區(qū)尺寸略有不同。在圖2中，成形層宏觀組織可分為3個部分：上部為TC4成形層(forming layer)、中部為過渡區(qū)(transition region)、底部為基材，3種鈦合金基材與TC4成形層呈現(xiàn)致密的冶金結(jié)合。過渡區(qū)可細(xì)分為Ⅰ區(qū)和Ⅱ區(qū)。Ⅰ區(qū)是成形時基材的熔化區(qū)，Ⅱ區(qū)為成形加熱時基材中的熱影響區(qū)。由圖2可見，TA3基材上熔化區(qū)較小，TB5、TC4基材上熔化區(qū) (transition regionⅠ)較大；但TA3基材上的熱影響區(qū)(transition regionⅡ)較大。分析認(rèn)為，這種現(xiàn)象與基材的熱物理性能有關(guān)。TA3的熱導(dǎo)率在各種溫度下都遠(yuǎn)高于TB5、TC4基材的熱導(dǎo)率，如表2所示，意味著在加熱功率相同的情況下，以TA3作為基材時，大量熱量被傳導(dǎo)到基材，同時其熔點相對較高，因此基材中熔化區(qū)減??；但3種材料的相變點相差不大，因此，TA3基材上的熱影響區(qū)較大。由上討論可見，基材的熱物理性能對基材中熔化區(qū)、熱影響區(qū)有較明顯的影響，尤其是熱導(dǎo)率大時，基材中的熔化區(qū)會明顯減小。

由圖2還可見，成形區(qū)宏觀組織為典型的貫穿多個沉積層、由熔池底部至頂部的粗大柱狀晶。基材為TB5時，柱狀晶寬度較小，如圖2(b)所示；基材為TC4時，柱狀晶寬度最大，如圖2(c)所示。分析認(rèn)為，這種宏觀組織與沉積層形成時基材中的晶粒狀態(tài)和成形過程中沉積層的高溫停留時間有關(guān)。首先，根據(jù)結(jié)晶學(xué)原理[19]，柱狀晶在未熔合化的β晶粒上直接生長時需要的吉布斯能比自發(fā)形核所要的吉布斯能更低，因此液相金屬在凝固過程中主要是以熔池底部未熔化的β晶粒作為基底直接外延生長。TB5為亞穩(wěn)定型β鈦合金，組織主要為β晶粒，β晶粒內(nèi)分布有次生α相；TC4為α+β鈦合金，主要組織為等軸的α相和晶間β相組織；TA3為工業(yè)純鈦，幾乎全部為α相。因此，進(jìn)行第一層熔絲成形時，以TB5為基材時β晶粒最多，柱狀晶生長具有更多的形核點，柱狀晶尺寸較小。其次，在沉積層生長過程中，隨著其層層堆積，在相同的輸入熱量情況下，TA3的熱導(dǎo)率高，容易散熱；TC4、TB5熱導(dǎo)率低，成形層在高溫停留時間更久，促使柱狀晶更易長大。各因素綜合作用，使得TB5基材上的成形層柱狀晶直徑較小，TC4基材上的成形層柱狀晶直徑較大。此外，柱狀晶的在各層沉積層中穿透性生長，與單道10層成形層形成過程中，所有熱輸入只能由單一方向散熱有關(guān)。

2.2 鈦合金成型試樣的微觀組織特征

材料的微觀組織與其化學(xué)成分和熱處理狀態(tài)有關(guān)。為了便于分析，根據(jù)上述宏觀組織的形貌特點，按圖3所示方式分析3種基材時成形區(qū)及過渡區(qū)的顯微組織特征。

圖3 顯微組織觀察方案

圖4為以TA3為基材的成形層試樣的不同區(qū)域的顯微組織。圖4(a)、(b)是成形層Ⅰ、Ⅱ區(qū)，為均勻組織區(qū)，主要是由細(xì)長針狀的α相及殘余的β相組成的網(wǎng)籃組織，圖4(b)中的針狀α相比圖4(a)中的α相尺寸略大；圖4(c)為成形層與基材之間的過渡區(qū)，即成形層試樣的Ⅲ～Ⅵ區(qū)，其組織具有明顯的分界特征，靠近成形層部分(圖4(c)左側(cè))為條狀的α相組成的網(wǎng)籃組織，靠近基材部分(圖4(c)右側(cè))，為片層β轉(zhuǎn)變組織和晶間β組成；圖4(d)、圖4(e)為基材的過渡區(qū)，主要由粗大的β轉(zhuǎn)變組織組成，圖4(e)中晶內(nèi)具有粗大的α片層；圖4(f)為試樣的Ⅵ區(qū)，為基材組織，主要由少量的等軸α及少量的晶間β組成。

(a)Ⅰ區(qū) (b)Ⅱ區(qū) (c)Ⅲ～Ⅳ區(qū)

(d)Ⅳ區(qū) (e)Ⅴ區(qū) (f)Ⅵ區(qū)

圖5為以TB5為基材的成形試樣的不同區(qū)域的顯微組織。由圖可見，圖5(a)、圖5(b)主要由針狀馬氏體組成的β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，對比圖5(a)、圖5(b)發(fā)現(xiàn)，圖5(a)中的針狀馬氏體α′相的尺寸更大；圖5(c)為成形層試樣的Ⅲ～Ⅵ區(qū)，具有類似于TA3為基材時相同的分界特征，靠近成形層部分(圖5(c)上側(cè))，其組織為較小、分布均勻的針狀馬氏體α′相，而靠近基材部分(圖5(c)下側(cè))，其主要由β晶粒及β晶粒內(nèi)部充分析出的α相(黑色斑點)組成；圖5(e)、圖5(f)中，越靠近基材下部，次生的α析出越來越少。

圖6為以TC4為基材的成形試樣不同區(qū)域的顯微組織。由圖6可見，圖6(a)、圖6(b)主要由網(wǎng)籃組織、條狀α相、細(xì)長針狀的α及殘余的β相組成的網(wǎng)籃組織，圖6(a)中條狀α相的尺寸較圖6(b)中略大；圖6(c)右側(cè)為靠近成形層部分，其組織為片狀的α相組成的網(wǎng)籃組織，圖6(c)左側(cè)為靠近基材的部分，主要為細(xì)長針狀α相組成的網(wǎng)籃組織；圖6(e)為基材的過渡區(qū)，主要由片層β轉(zhuǎn)變組織、并含有針狀的馬氏體構(gòu)成；圖6(f)可以看出，基材為等軸α相(白色)和晶間β(灰色)相。

(a)Ⅰ區(qū) (b)Ⅱ區(qū) (c)Ⅲ～Ⅳ區(qū)

(d)Ⅳ區(qū) (e)Ⅴ區(qū) (f)Ⅵ區(qū)

(a)Ⅰ區(qū) (b)Ⅱ區(qū) (c)Ⅲ～Ⅳ區(qū)

(d)Ⅳ區(qū) (e)Ⅴ區(qū) (f)Ⅵ區(qū)

對比圖4～圖6發(fā)現(xiàn)，不同基材的成形層的顯微組織有很大區(qū)別。TB5為基材的成形層中有針狀馬氏體α′相變發(fā)生，且成形層越往下靠近基材，即由Ⅰ～Ⅲ區(qū)，α′相的尺寸越小，數(shù)量越多；而TA3和TC4為基材的成形層，其主要為網(wǎng)籃組織，從成形層越往下靠近基材，即由Ⅰ～Ⅲ區(qū)，變化趨勢均為網(wǎng)籃組織的尺寸越來越大，與TB5為基材的成形層組織變化趨勢相反。同時TA3和TC4為基材的成形層，片狀和條狀α相的大小也有很大的區(qū)別，大致趨勢為在Ⅰ區(qū)，以TC4為基材的組織與以TA3的組織相差不大；靠近基材部分的Ⅱ區(qū)，TC4的片狀和條狀α相，相對于TA3為基材的成形層，尺寸更小。這種顯微組織變化與3種基材上的成形層和過渡區(qū)的化學(xué)成分、熱循環(huán)特征等因素有關(guān)[20]，采用能譜儀對不同區(qū)域的部分點進(jìn)行了能譜測試分析，其結(jié)果如圖7所示。將其與圖4～圖6中Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ顯微組織對比分析發(fā)現(xiàn)，隨著Al元素的增多，α片層的尺寸越小。這是由于Al元素為典型的α相穩(wěn)定元素，并且在一定的含量范圍內(nèi)，隨著Al元素含量的增加，α相的穩(wěn)定性更高。V在鈦合金中是一種穩(wěn)定β相元素，以TB5為基材的TC4成型層中，V元素的含量從基材至成型層的含量逐漸減少，但是其含量遠(yuǎn)大于TC4材料本身的V元素的含量，而V元素不僅可以降低α+β→β轉(zhuǎn)變的相變點，而且可以降低馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度(Ms)[21]，使得以TB5為基材的成型層發(fā)生馬氏體相變，并且當(dāng)基材的溫度達(dá)到馬氏體相變點的區(qū)域，隨著V元素的增加，針狀馬氏體α′的尺寸越來越小，數(shù)量越來越多，使得以TB5為基材的成形層、過渡層的顯微組織不同于以TA3和TC4為基材的成形層、過渡層的組織特征。

2.3 鈦合金成形試樣的硬度分布

對成形層至基材進(jìn)行了自上而下的維氏硬度測量，其結(jié)果如圖8所示。由圖8可見，成形層的硬度變化不大，由成形層頂部至中部硬度值在280HV附近波動，低于TC4基材的硬度；但在過渡區(qū)，即圖3中的Ⅲ、Ⅵ區(qū)附近，材料的顯微硬度有較大變化。以TC4為基材時，過渡區(qū)的硬度由成形區(qū)較低值逐漸向基材的硬度變化；而以TA3為基材時，過渡區(qū)硬度高于基材，但仍低于TC4成形層的硬度；以TB5為基材時，過渡區(qū)材料的硬度劇烈變化，局部區(qū)域的硬度甚至略高于TC4基材的硬度，最高達(dá)到370HV，再往基材方向，硬度也漸趨于TB5基材的較低的硬度值。

圖7 不同基材各區(qū)域的主要合金元素分布

圖8 不同基材各區(qū)域的顯微硬度

綜合前面觀察到的各區(qū)域顯微組織和材料成分的變化，認(rèn)為過渡區(qū)硬度的變化與合金元素的固溶強化和材料成分影響合金組織轉(zhuǎn)變等因素有關(guān)。以TA3為基材時，TC4成形層的Al、V等元素擴散至基材，在過渡區(qū)形成固溶強化，使其硬度提高；而隨著Al元素增多，α片層的厚度越小的地方硬度值越大。以TB5為基材時，過渡區(qū)材料為TC4與TB5混合而成，成形層TC4中的Al使該區(qū)中的Al等元素含量提高，同時基材中的V等元素也朝熔化區(qū)擴散，使得該區(qū)材料的化學(xué)成分明顯變化，固溶強化和組織硬化都對硬度產(chǎn)生影響，硬度提高，這與文獻(xiàn)中介紹的在TB5中提高Al元素的含量，可以提高合金的強度、硬度一致[22]；TC4中增加V元素的含量，有可能使成型層發(fā)生馬氏體相變。因此，在以TB5為基材、成形層采用TC4合金時，過渡區(qū)成分、組織變化會非常復(fù)雜，硬度也會發(fā)生相應(yīng)變化。

3 結(jié)論

本文采用TC4鈦合金焊絲，在α鈦合金TA3、α+β鈦合金TC4和β鈦合金TB5表面進(jìn)行異種材料電子束熔絲沉積增材成形研究，結(jié)果表明如下。

1)異種鈦合金增材成形過程中，基材的熱物理性能對基材中熔化區(qū)大小、成形區(qū)及熱影響區(qū)宏觀組織有較明顯的影響。TA3合金的熱導(dǎo)率大大高于TC4、TB5，基材中的熔化區(qū)最小、熱影響區(qū)最大；成形層的宏觀組織均是沿成形高度方向外延生長的粗大柱狀晶，基材類型對柱狀晶的尺寸有較大影響，以TB5為基材時柱狀晶尺寸較小。

2)在基材原始表面附近的成形層中，材料的化學(xué)成分、微觀組織發(fā)生明顯變化。在熔化區(qū)內(nèi)材料互溶混合、多層沉積時各層間的互溶、高溫期間元素的擴散使合金元素趨于均勻化，從而影響成形層的顯微組織；典型的微觀組織為網(wǎng)籃組織，但以TA3為基材的成形層中，靠近原始表面時，Al、V等合金元素含量逐漸下降，α片層較為粗大且無馬氏體α′相析出；以TC4為基材的成形層中片層α相的尺寸較?。欢訲B5為基材的成形層中，熔絲中的元素Al、基材中的V等元素朝對方擴散，合金成分變化劇烈，顯微組織中可見到有α′相析出，且越靠近基材，α′相的尺寸越小，數(shù)量越多。

3)基材原始表面附近的成形層和過渡層中顯微硬度的變化是化學(xué)成分、合金組織等因素共同作用的結(jié)果。以TA3為基材的過渡區(qū)中材料的硬度由成形層較高硬度朝基材較低的硬度逐漸過渡，但以TB5合金作為基材、表面沉積TC4合金時，過渡區(qū)的顯微硬度高于TB5和TC4合金的硬度，認(rèn)為主要是過渡區(qū)中Al元素含量增加所致。