1、引言

TC11鈦合金作為一種新型輕質(zhì)金屬材料，憑借著密度低、比強(qiáng)度高、耐蝕性出色、熱穩(wěn)定性卓越以及疲勞強(qiáng)度高等一系列突出優(yōu)勢(shì)，在航空航天、軌道交通、船舶工業(yè)乃至醫(yī)療等多個(gè)新興戰(zhàn)略領(lǐng)域中得到了極為廣泛的應(yīng)用[1].

在航空領(lǐng)域鈦合金可以用于飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)部件、起落架、結(jié)構(gòu)部件和其他可靠性和性能至關(guān)重要的關(guān)鍵部件[2].目前現(xiàn)代工業(yè)的發(fā)展對(duì)航空領(lǐng)域的高端裝備制造提出了大型化、整體化、輕量化、長(zhǎng)壽化和快速制造的發(fā)展要求[3，4]，使得設(shè)備部件呈現(xiàn)結(jié)構(gòu)功能化、組件整體化和復(fù)雜輕量化的趨勢(shì).因此，以高能量密度的激光束作為熱源，金屬粉末或者絲材作為原材料，對(duì)三維模型分層切片、逐層沉積，達(dá)成零件的近凈成形的激光增材制造技術(shù)（Laser Additive Manu⁃facturing，LAM）應(yīng)運(yùn)而生[5-8].激光增材制造技術(shù)通常以金屬粉末為材料對(duì)新型研發(fā)零部件進(jìn)行一體成形，縮短加工時(shí)間，但其受到成形速度和艙體尺寸限制，此外金屬粉末還存在利用率較低、成本高以及環(huán)境安全問(wèn)題.激光熔絲增材制造能提高材料利用率，提高零部件的增材制造效率[9].但是，國(guó)內(nèi)外針對(duì)鈦合金的激光增材制造技術(shù)主要關(guān)注于對(duì)TC11鈦合金的粉末激光增材制造上，對(duì)TC11的激光熔絲增材制造研究較少.Zhu等[10，11]以TC11粉末為原料研究發(fā)現(xiàn)，激光增材制造制備的TC11鈦合金組織表現(xiàn)出大尺寸、外延生長(zhǎng)的柱狀晶，并且存在層帶現(xiàn)象.由于沉積過(guò)程中的熱循環(huán)的影響，在層帶附近出現(xiàn)化學(xué)成分的均質(zhì)化差異導(dǎo)致微觀組織發(fā)生少許區(qū)別.REN[12]和Zhu[13]分別研究了采用TC11粉末為原料激光增材制造的TC11鈦合金拉伸性能，表明試樣強(qiáng)度與鍛造強(qiáng)度相當(dāng)，分別為1101±9MPa和1033±13MPa.而Jiang等[14]也采用電弧增材制造研究使用絲材制造的TC11鈦合金拉伸性能和摩擦行為.Wang等[15]對(duì)增材制造的TC11鈦合金進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展行為研究，認(rèn)為柱狀晶較等軸晶能更有效的降低裂紋擴(kuò)展速率.

在現(xiàn)有的研究中，更多的將目光放在激光增材制造TC11鈦合金的微觀組織和拉伸性能，但鈦合金損傷容限即抗斷裂能力普遍較低，如斷裂韌性、裂紋擴(kuò)展速率和疲勞裂紋擴(kuò)展較差，在生產(chǎn)加工和使用過(guò)程中，由于內(nèi)部殘留應(yīng)力[16]或者孔隙缺陷導(dǎo)致裂紋萌發(fā)，導(dǎo)致零件存在快速失效風(fēng)險(xiǎn).

這限制了鈦合金在某些安全臨界載荷條件下的應(yīng)用[17，18]，因此本文研究TC11激光熔絲增材制造下的微觀組織和力學(xué)性能，并進(jìn)一步分析存在裂紋的情況下微觀組織對(duì)裂紋擴(kuò)展行為的影響.

2、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用的激光沉積增材制造系統(tǒng)包括焊絲熔敷單元和運(yùn)動(dòng)單元.激光系統(tǒng)為nlightCDL7000型光纖激光器及配套的冷卻設(shè)備，激光能量分布為平頂光分布，激光波長(zhǎng)為920nm，光斑直徑約為4mm.冷卻設(shè)備保護(hù)激光器持續(xù)正常工作.

通過(guò)送絲控制系統(tǒng)可以調(diào)節(jié)送絲速度以及送絲時(shí)間，通過(guò)運(yùn)動(dòng)控制系統(tǒng)可調(diào)整激光功率以及掃描速度，并利用切片軟件處理三維模型調(diào)整沉積路徑.

試驗(yàn)使用的絲材為T(mén)C11焊絲，該絲材通過(guò)熔煉拉拔并熱處理得到，元素組成及含量如表1所示.基板采用與TC11相近的TC4為基板，保證良好的相容性.

根據(jù)單道單因素變量試驗(yàn)結(jié)果及經(jīng)驗(yàn)參數(shù)，獲得了優(yōu)化后的激光熔絲增材制造工藝參數(shù)為：

激光功率3500W、送絲速度2800mm/min、掃描速度400mm/min，送絲角度為25°，搭接率為50%，每層抬升量2.24mm.增材試驗(yàn)前，用180號(hào)、400號(hào)、800號(hào)砂紙打磨TC4鈦合金基板表面，并用丙酮和酒精擦拭，去除基板表面氧化層和油污.為避免移動(dòng)和減小表面變形，對(duì)基板進(jìn)行固定.對(duì)沉積層采用電火花線切割機(jī)切割得到拉伸試樣、斷裂韌性試樣和金相試樣.分別采用80號(hào)、180號(hào)、400號(hào)、800號(hào)、1200號(hào)、1500號(hào)、2000號(hào)和100號(hào)砂紙打磨金相試樣表面，待表面無(wú)明顯劃痕后，用金相拋光機(jī)進(jìn)行拋光處理，拋光后對(duì)試樣使用氫氟酸硝酸腐蝕液進(jìn)行腐蝕，采用體式顯微鏡對(duì)金相試樣顯微組織進(jìn)行觀察，采用蔡司光學(xué)顯微鏡對(duì)金相試樣顯微組織進(jìn)行觀察.顯微維氏硬度試驗(yàn)在自動(dòng)轉(zhuǎn)塔數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，設(shè)定載荷為100g，加載時(shí)間設(shè)定為15s.采用CSS-44100萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，依據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T228-2002對(duì)增材構(gòu)件的室溫下拉伸強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)試.采用WDW3100拉伸試驗(yàn)機(jī)根據(jù)GB/T4161-2007進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣的預(yù)制裂紋以及載荷F-缺口張開(kāi)位移V試驗(yàn).

3、結(jié)果及分析

3.1　TC11增材制造試樣微觀組織形態(tài)分析

圖1所示為激光熔絲增材制造TC11鈦合金增材試樣宏觀表面形貌和微觀組織形態(tài).激光熔絲沉積95mm*90mm*15mmTC11鈦合金塊狀試樣，圖1a為增材塊狀試樣表面形貌，試樣表面為銀白色且成形規(guī)整；圖1b為試樣剖面宏觀形貌，可以觀察粗大的柱狀初生β晶粒傾斜生長(zhǎng)，明暗交替，并且這些柱狀晶穿過(guò)多個(gè)沉積層，其寬度約300~500μm.在激光熔絲增材制造過(guò)程中，熱量通過(guò)已沉積部分向基板擴(kuò)散，導(dǎo)致沿沉積方向形成顯著的溫度梯度和熱流密度.晶粒的生長(zhǎng)方向主要沿最大溫度梯度方向擇優(yōu)生長(zhǎng).因此在高溫度梯度的驅(qū)動(dòng)下，固-液界面沿沉積方向向上推進(jìn)，實(shí)現(xiàn)晶粒的外延生長(zhǎng)，從而形成粗大的柱狀晶粒；而鈦合金中的β-Ti相具有較大的自擴(kuò)散系數(shù)，導(dǎo)致柱狀初生β晶粒沿激光掃描方向略微傾斜生長(zhǎng)[19]；并由于不同柱狀晶內(nèi)的不同結(jié)晶學(xué)取向，導(dǎo)致宏觀上柱狀晶出現(xiàn)明暗的區(qū)別.其次在沉積層中能觀察到層帶現(xiàn)象，這是由于沉積過(guò)程中新沉積層對(duì)已沉積層的表面重新加熱熔化，導(dǎo)致已沉積層在多次熱循環(huán)作用下，發(fā)生β相向α相轉(zhuǎn)變以及α相長(zhǎng)大、粗化，體積分?jǐn)?shù)增加；另一方面，由于溫度的提升，促進(jìn)穩(wěn)定相元素的擴(kuò)散，溶質(zhì)濃度變化，與層內(nèi)濃度含量不同[20]圖2為沉積試樣微觀組織形貌，圖2a中能進(jìn)一步觀察到明暗交替的柱狀晶以及層帶現(xiàn)象.圖2b為柱狀晶粒中的網(wǎng)籃組織，能觀察到細(xì)小針狀的α相交錯(cuò)分布.圖2c和d為SEM下的微觀組織，組織中呈針狀的深灰色相為α-Ti，而圖中粗大的白色組織以及針狀α-Ti之間的白色組織均為α-Ti和β-Ti兩相組成的β轉(zhuǎn)變組織.沉積試樣的微觀組織主要是相互交錯(cuò)的α-Ti組成的網(wǎng)籃組織.在β相變過(guò)程中，部分α-Ti會(huì)優(yōu)先在初生β晶粒中析出，能夠自由且充分地生長(zhǎng)，從而形成了細(xì)長(zhǎng)的針狀α′相；而后析出的α-Ti在生長(zhǎng)過(guò)程中會(huì)被已有的α-Ti截?cái)啵瑹o(wú)法自由生長(zhǎng)，而是形成短棒狀的α相.

3.2TC11試樣力學(xué)性能測(cè)試

3.2.1　硬度　

圖3為沉積試樣硬度云圖.TC11試樣平均硬度為348.98HV，從云圖上可以觀察到TC11沉積層硬度分布較為均勻，但頂部硬度較中下部明顯偏高，這與頂部熱量通過(guò)保護(hù)氣氛熱對(duì)流作用以及已有沉積層的熱傳導(dǎo)而散失有密切聯(lián)系，導(dǎo)致冷卻速率更快，形成了較多的針狀α΄相，有利于硬度的提升；其次，中下沉積層經(jīng)歷多個(gè)熱循環(huán)歷程的穩(wěn)態(tài)區(qū)沉積層，出現(xiàn)重熔或者溫度達(dá)到相變區(qū)間，進(jìn)行短時(shí)間的熱處理，多次熱循環(huán)，導(dǎo)致β轉(zhuǎn)變組織增加.

3.2.2　室溫拉伸性能　表2為T(mén)C11試樣在水平

方向上的室溫拉伸性能.從拉伸結(jié)果看出試樣整體上呈現(xiàn)高強(qiáng)低塑的特點(diǎn)，其平均屈服強(qiáng)度為1415MPa，平均抗拉強(qiáng)度為1527MPa，延伸率為6.95%，強(qiáng)度遠(yuǎn)超標(biāo)準(zhǔn)值.TC11試樣組織為網(wǎng)籃組織，其中針狀α相為密排六方（HCP）結(jié)構(gòu)，滑移系較少，塑性變形能力有限；并且該試樣中的針狀α相密集細(xì)小，這導(dǎo)致晶粒內(nèi)部存在高位錯(cuò)密度有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，難以變形，帶來(lái)較高強(qiáng)度；此外由于β轉(zhuǎn)變組織均勻分布在α相片層中，無(wú)法有效的協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致塑性較低.

圖4為拉伸試樣的宏觀斷口和拉伸斷口圖.從宏觀斷口處能觀察到試樣斷裂位置存在一定的緊縮，說(shuō)明斷裂前存在少量的塑性變形.從圖4b和c斷口形貌觀察，斷口存在解理臺(tái)階，并在解理臺(tái)階上分布著大量的韌窩，這些韌窩較小較淺，可以初步判定為脆性斷裂和韌性斷裂的混合斷裂機(jī)制——準(zhǔn)解理斷裂.從圖4d可以看到在斷口側(cè)面出現(xiàn)微孔，且易在多個(gè)相界處生成.觀察微孔的分布，主要沿著斷口路徑在其附近有序的分布，其中還存在微孔搭接形成二次裂紋的現(xiàn)象.微孔的形成主要和拉伸過(guò)程中的α相與β相晶體結(jié)構(gòu)不同有著一定關(guān)系，兩相受力發(fā)生變形，但晶體的滑移方向以及變形程度不一樣，導(dǎo)致存在不均勻性，容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，撕裂形成孔洞.圖4f中能觀察到拉伸裂紋路徑容易沿著能量消耗少、應(yīng)力集中處擴(kuò)展，能觀察到裂紋是主要是沿著α相間的轉(zhuǎn)變β相擴(kuò)展，當(dāng)裂紋遇到針狀的α相和α集束時(shí)，直接切過(guò)，未發(fā)生擴(kuò)展路徑的變化.但當(dāng)裂紋沿著轉(zhuǎn)變β相擴(kuò)展進(jìn)入平行路徑的α集束時(shí)，因?yàn)橹苯舆B續(xù)切過(guò)能量消耗較多，會(huì)發(fā)生擴(kuò)展一半路徑轉(zhuǎn)向的現(xiàn)象，并存在附近α相變形的現(xiàn)象.

3.2.3　TC11試樣斷裂韌性性能測(cè)試　

試驗(yàn)所得標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣的載荷F與缺口張開(kāi)位移V曲線如圖5所示.在載荷緩慢加載階段，曲線穩(wěn)步上升，沒(méi)有明顯拐點(diǎn)或突變，這表明試驗(yàn)過(guò)程中裂紋平穩(wěn)擴(kuò)展，當(dāng)載荷升至最高點(diǎn)時(shí)，試樣完全失效，而后隨著缺口張開(kāi)位移的增大，載荷急劇下降.圖5a的曲線之間存在一定的差距，這與預(yù)制的裂紋長(zhǎng)度以及試樣的均勻性有關(guān).在圖5b~d中對(duì)試驗(yàn)所得的載荷F與缺口張開(kāi)位移V曲線做載荷加載階段的回歸曲線，并對(duì)此曲線斜率進(jìn)行0.95倍處理得到直線II，當(dāng)載荷F與缺口張開(kāi)位移V曲線在回歸曲線以及直線II間的最大載荷F為FQ，本試驗(yàn)中三根平行標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣的FQ數(shù)值為曲線和直線II的交點(diǎn)，由此得到FQ，，后續(xù)根據(jù)公式：

計(jì)算對(duì)應(yīng)的條件值KQ，將所得結(jié)果記錄于表中，此外表還給出了TC11沉積態(tài)標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試驗(yàn)的其他相關(guān)數(shù)據(jù).根據(jù)表3中所得數(shù)據(jù)可得TC11沉積態(tài)的KQ平均值為65.95MPa·m^1/2.對(duì)標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣斷口形貌進(jìn)行宏觀觀察和SEM表征分析，結(jié)果如圖6所示.在宏觀下，標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣的斷口從上到下依次可劃分為粗糙的加工缺口區(qū)、條帶狀的預(yù)制疲勞裂紋區(qū)、斷口中部的裂紋擴(kuò)展區(qū)及斷口底部的瞬斷區(qū).圖中第一層條帶狀區(qū)域的范圍大小僅與預(yù)制疲勞裂紋時(shí)的長(zhǎng)度有關(guān)，預(yù)制在國(guó)標(biāo)規(guī)定范圍內(nèi)不會(huì)對(duì)試驗(yàn)結(jié)果產(chǎn)生較大影響.預(yù)制疲勞裂紋區(qū)前部分較為平滑，末端存在撕裂脊，撕裂脊上能觀察到存在許多二次裂紋，這些二次裂紋基本處于撕裂脊臺(tái)階的底部.再向下為疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)，是阻礙裂紋擴(kuò)展產(chǎn)生的區(qū)域，這片區(qū)域的形貌在一定程度上反應(yīng)材料抗裂紋擴(kuò)展能力的好壞，圖中的撕裂脊表現(xiàn)出與預(yù)制疲勞裂紋區(qū)不同的臺(tái)階方向，在這些臺(tái)階上存在許多細(xì)小的韌窩，這些韌窩小于10μm，無(wú)二次裂紋.底部顏色些微有區(qū)別的區(qū)域?yàn)樗矓鄥^(qū)，此區(qū)域?yàn)闃?biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣試驗(yàn)中達(dá)到最大承受力后，無(wú)法再阻礙裂紋繼續(xù)擴(kuò)展，試樣瞬斷后產(chǎn)生的區(qū)域，這片區(qū)域中的撕裂脊較前兩個(gè)區(qū)域形貌不規(guī)則，為韌窩和臺(tái)階混合，無(wú)二次裂紋.

對(duì)標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣斷口裂紋路徑進(jìn)行宏觀觀察和SEM表征分析，結(jié)果如圖7所示.圖7a和b中是標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣斷裂后的裂紋路徑，最上端筆直的裂紋路徑為預(yù)制疲勞裂紋，預(yù)制時(shí)限制此處長(zhǎng)度在標(biāo)準(zhǔn)內(nèi)；裂紋路徑向下曲折區(qū)域的為裂紋擴(kuò)展區(qū)，其路徑曲折，存在多處路徑偏移，并且試樣兩側(cè)的擴(kuò)展路徑存在不一致性；最尾端為瞬斷區(qū)，其路徑也存在不一致性.圖7c是粗糙加工缺口處，可以看到在加工過(guò)程中由于加工導(dǎo)致的應(yīng)力集中產(chǎn)生的裂紋或是預(yù)制裂紋過(guò)程中產(chǎn)生了二次裂紋，但在后續(xù)的預(yù)制疲勞裂紋和試驗(yàn)過(guò)程中，此二次裂紋未發(fā)生擴(kuò)展，說(shuō)明在試驗(yàn)過(guò)程中試樣受到的力主要集中于預(yù)制裂紋處，用于促進(jìn)預(yù)制裂紋擴(kuò)展.圖7e~h是裂紋擴(kuò)展區(qū)域的微觀組織圖，能觀察到斷裂裂紋會(huì)直接截?cái)嗦窂缴厢槧?alpha;相和部分α相集束，針狀α相和垂直方向的α相集束對(duì)裂紋的阻抗能力較弱，但當(dāng)裂紋沿著平行方向的α相集束擴(kuò)展到一定程度會(huì)發(fā)生裂紋擴(kuò)展終止并進(jìn)行路徑偏移，說(shuō)明當(dāng)裂紋沿著α集束擴(kuò)展時(shí)，α集束具有阻止裂紋擴(kuò)展的能力，使沿著裂紋擴(kuò)展方向的α集束增多能有效阻止裂紋擴(kuò)展.然后在裂紋附近存在二次裂紋和微孔，二次裂紋由微孔聚集而成，這些微孔是α相與β相晶格結(jié)構(gòu)不同而產(chǎn)生的，二次裂紋截?cái)噌槧?alpha;相；在二次裂紋過(guò)渡處，能觀察到存在變形從附近的微孔沿著針狀α相，截?cái)噙^(guò)渡路徑上少量垂直的針狀α相，進(jìn)而沿接至二次裂紋.

4、結(jié)論

（1）激光熔絲增材制造TC11鈦合金沉積態(tài)微觀組織主要為明暗交替、傾斜生長(zhǎng)的柱狀晶，存在明顯的層帶現(xiàn)象.柱狀晶寬度為300~500μm，部分柱狀晶貫穿整個(gè)沉積層，其內(nèi)部由組織為網(wǎng)籃組織，主要為針狀α相、α集束和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成.

（2）TC11鈦合金沉積態(tài)平均硬度為348.98HV，其室溫拉伸下平均屈服強(qiáng)度為1415MPa，平均抗拉強(qiáng)度為1527MPa，延伸率為6.95%，拉伸斷裂形式為準(zhǔn)解理斷裂，其強(qiáng)度遠(yuǎn)超標(biāo)準(zhǔn)值.

（3）TC11鈦合金沉積態(tài)平均KQ為65.95MPa·m1/2.斷裂韌性試樣斷裂路徑曲折，斷裂過(guò)程中形成微孔，并由微孔連接形成二次裂紋；在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中，平行于裂紋擴(kuò)展路徑的α集束能夠改變裂紋擴(kuò)展路徑，有效地阻礙裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展.

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