熱處理對激光增材制造TC4合金耐蝕性及室溫壓縮蠕變性能的影響

袁經(jīng)緯，李卓,2,4，湯海波,2,3,4,*，程序,2,4

1. 北京航空航天大學(xué) 大型金屬構(gòu)件增材制造國家工程實(shí)驗(yàn)室，北京 100083 2. 北京航空航天大學(xué) 前沿科學(xué)技術(shù)創(chuàng)新研究院，北京 100083 3. 北京煜鼎增材制造研究院有限公司，北京 100096 4. 北京航空航天大學(xué) 寧波創(chuàng)新研究院，寧波 315800

鈦合金因其具有優(yōu)異的力學(xué)性能，如較高的比強(qiáng)度和結(jié)構(gòu)有效性、優(yōu)良的抗沖擊性能等特點(diǎn)被大量使用于制造結(jié)構(gòu)復(fù)雜、服役條件惡劣的高端航空裝備，如機(jī)身、葉片、液壓管道等[1-3]。傳統(tǒng)鑄鍛工藝在制備結(jié)構(gòu)復(fù)雜的大型鈦合金構(gòu)件時(shí)存在工序復(fù)雜、材料利用率低等問題，提高了其制造過程中的時(shí)間與資源成本，制約了鈦合金在航空領(lǐng)域的廣泛使用。增材制造由于其“逐層堆積”的技術(shù)特點(diǎn)，能夠快速近凈成形結(jié)構(gòu)復(fù)雜的大型部件，具有材料使用率高、工藝柔性大、工序簡單工期短、成本較低等特點(diǎn)，在鈦合金航空裝備制造領(lǐng)域已經(jīng)得到了大量研究與應(yīng)用[4-6]。

近年來，隨著海洋領(lǐng)域的研究開發(fā)投入的激增，高端航空裝備在海洋領(lǐng)域的使用量逐漸增多[7-8]。不同于傳統(tǒng)航空領(lǐng)域幾乎不考慮材料腐蝕問題的情況，海洋大氣環(huán)境存在較高的水分與鹽分，材料腐蝕是導(dǎo)致裝備失效的重要原因[9]。同時(shí)，部分航空主承力件服役于長期受到較大應(yīng)力壓縮的工況下。針對服役于低溫、高應(yīng)力條件下的傳統(tǒng)鑄鍛鈦合金裝備的研究表明，鈦合金在此環(huán)境中可能產(chǎn)生蠕變行為，導(dǎo)致材料失效[10-11]。

不同于傳統(tǒng)工藝制備鈦合金的等軸β晶粒與晶內(nèi)雙態(tài)、片層組織，激光增材制造由于其凝固過程中凝固速度快、溫度梯度大、存在循環(huán)熱影響等特點(diǎn)，其組織與傳統(tǒng)工藝制備的差異較大[12-13]。特別是激光增材制造α及α+β雙相鈦合金往往具有外延生長的粗大原始β柱狀晶以及晶內(nèi)細(xì)網(wǎng)籃組織。因此相比于傳統(tǒng)鑄鍛工藝制備的鈦合金增材制造鈦合金表現(xiàn)出強(qiáng)度更高、塑韌性略低、耐蝕性更好的特點(diǎn)。

為了得到激光增材制造鈦合金良好的性能匹配以滿足實(shí)際應(yīng)用，需要進(jìn)行熱處理來對成形后合金進(jìn)行調(diào)質(zhì)。針對激光增材制造鈦合金熱處理的研究已開展不少[14-16]，研究發(fā)現(xiàn)增材制造TC4鈦合金在經(jīng)過雙重退火或者固溶時(shí)效后微觀組織仍然為外延生長的粗大原始β晶及晶內(nèi)網(wǎng)籃組織，并且得到了強(qiáng)度與塑韌性的匹配。然而目前針對激光增材制造鈦合金熱處理制度與壓縮蠕變性能之間關(guān)系的研究報(bào)道較少，熱處理制度對增材制造鈦合金壓縮蠕變性能的影響機(jī)理也尚不明確。

因此，針對激光增材制造TC4合金，首先研究激光增材制造以及后續(xù)熱處理制度對TC4合金耐蝕性能的影響，其次分析了不同熱處理制度工藝下合金的室溫壓縮蠕變性能，最后結(jié)合已有的有關(guān)傳統(tǒng)工藝制備TC4的研究，對比性能差異，并修正蠕變第Ⅰ階段本構(gòu)方程參數(shù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)研究對象為激光增材制造TC4鈦合金，試樣原始狀態(tài)為沉積態(tài)。對沉積態(tài)試樣進(jìn)行了工藝為920 ℃，135 MPa/3 h，隨爐冷至300 ℃以下，出爐空冷熱等靜壓(Heat Isostatic Pressing, HIP)后采取兩種不同的熱處理(Heat Treatment, HT)制度，工藝制度如表1所示。

表1 激光增材制造TC4鈦合金熱處理工藝Table 1 LAMed TC4 alloy heat treatment process

對沉積態(tài)以及熱處理態(tài)TC4合金試樣進(jìn)行了電化學(xué)測試。電極試樣暴露面積為10 mm×10 mm，。使用CS350電化學(xué)工作站進(jìn)行了動(dòng)電位掃描，掃描電位起始于開路電位以下0.2 V。

為了進(jìn)行室溫壓縮蠕變的實(shí)驗(yàn)，首先對沉積態(tài)以及熱處理態(tài)的TC4合金進(jìn)行了室溫壓縮實(shí)驗(yàn)以得到各狀態(tài)下TC4合金的屈服以及抗壓強(qiáng)度，方便指導(dǎo)壓縮蠕變實(shí)驗(yàn)條件的確定。實(shí)驗(yàn)采用?8 mm ×12 mm的圓柱，測得了各狀態(tài)下的壓縮數(shù)據(jù)如表2所示。不難發(fā)現(xiàn)，3種狀態(tài)下的TC4合金壓縮屈服強(qiáng)度(Rp0.2)都保持在900 MPa以上，因此將壓縮蠕變采用的應(yīng)力值選定在840 MPa。室溫壓縮蠕變采用的試樣與壓縮測試時(shí)采用的試樣相同，實(shí)驗(yàn)采用UTM5105X 100 kN 電子萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)，恒定加載力為42223 N，實(shí)驗(yàn)時(shí)間500 h， 記錄樣品長度隨時(shí)間的變化。

表2 激光增材制造TC4合金壓縮力學(xué)性能

壓縮前后的金相、掃描以及電化學(xué)測試使用的電極暴露面均經(jīng)過60#-2000#砂紙打磨，機(jī)械拋光采用粒度30 μm的SiO2懸濁液。金相及掃描試樣拋光后采用Kroll溶液進(jìn)行腐蝕，腐蝕約30 s后用水沖洗，吹干。使用LEICA 4000光學(xué)顯微鏡(Optical Microscope, OM)進(jìn)行組織觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 熱處理對激光增材制造TC4合金微觀組織的影響

沉積態(tài)及熱處理態(tài)TC4合金組織如圖1(a)～圖1(d)所示，沉積態(tài)TC4合金的微觀組織為外延生長的粗大β柱狀晶，晶內(nèi)為α細(xì)網(wǎng)籃組織?？梢园l(fā)現(xiàn)沉積態(tài)經(jīng)過HT-1、HT-2熱處理之后，晶內(nèi)組織仍然為α網(wǎng)籃組織，但α板條的長徑比與尺寸發(fā)生了明顯改變。利用圖像軟件IPP對沉積態(tài)及雙重退火態(tài)、固溶時(shí)效態(tài)TC4合金α板條長徑比、尺寸進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖1(e)所示。可以發(fā)現(xiàn)，雙重退火工藝會(huì)減小α板條的長徑比及α板條尺寸，而固溶時(shí)效工藝會(huì)使得α板條的長徑比增大，α板條尺寸減小。

圖1 不同熱處理工藝下激光增材制造TC4合金組織Fig.1 LAMed TC4 alloy metallographic structure under different heat treatment

沉積態(tài)在雙重退火時(shí)，首先在985 ℃即α+β兩相區(qū)保溫，初生α相部分發(fā)生轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?。在隨后的空冷中由于冷速較慢初生α相略微長大，β相轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊料?。隨后700 ℃下保溫，由于此時(shí)溫度處于α+β兩相區(qū)底部，α相主要發(fā)生長大，少量α相在此時(shí)轉(zhuǎn)變生成β相，這些β相在隨后的空冷過程中轉(zhuǎn)變?yōu)棣料唷＝?jīng)過固溶時(shí)效的沉積態(tài)TC4合金被加熱至900 ℃時(shí)也到達(dá)了α+β兩相區(qū)。而在水淬過程中由于冷速較快，初生α相來不及長大，合金中β相會(huì)轉(zhuǎn)變產(chǎn)生α′，然后在520 ℃保溫與空冷過程中亞穩(wěn)α′分解產(chǎn)生彌散的α+β相。因此相比于沉積態(tài)及雙重退火態(tài)，固溶時(shí)效態(tài)TC4合金的α板條尺寸更小。對比HT-1與HT-2工藝可以發(fā)現(xiàn)，雙重退火在第一次退火時(shí)保溫溫度在α+β兩相區(qū)頂部，而固溶時(shí)效保溫溫度處于兩相區(qū)的底部。研究表明，隨著兩相區(qū)保溫溫度的提升初生α相的粗化現(xiàn)象會(huì)逐漸明顯[17]。綜上所述，雙重退火態(tài)TC4合金α板條的長徑比減小，固溶時(shí)效態(tài)TC4合金α板條的長徑比增大。

2.2 熱處理對激光增材制造TC4合金電化學(xué)性能的影響

對沉積態(tài)以及熱處理態(tài)TC4合金進(jìn)行電化學(xué)測試后得到的Tafel曲線結(jié)果如圖2所示，各組自腐蝕電流密度、自腐蝕電位、腐蝕速度見表3。三組自腐蝕電位(Ecorr)保持在-0.59～-0.54 V之間；自腐蝕電流密度(Icorr)均在10-8A/cm2數(shù)量級；腐蝕速率均保持在10-4mm/a數(shù)量級?？梢园l(fā)現(xiàn)沉積態(tài)TC4合金經(jīng)過HT-1、HT-2兩種制度的熱處理之后自腐蝕電流密度下降，自腐蝕電位先下降后上升，腐蝕速度下降。

圖2 激光增材制造TC4合金沉積態(tài)及 熱處理態(tài)Tafel曲線Fig.2 Tafel curve of LAMed TC4 alloy under as-deposited and different heat treatments

表3 激光增材制造TC4合金沉積態(tài)及熱處理態(tài)電化學(xué)性能

鈦合金在腐蝕過程中往往遵循以下的過程：由于α相的耐蝕性差于β相，因此α相會(huì)優(yōu)先腐蝕形成與氧元素結(jié)合的致密氧化物薄膜，這些氧化膜會(huì)阻礙鈦合金基體與腐蝕介質(zhì)的進(jìn)一步接觸，進(jìn)而腐蝕中止[18]。結(jié)合圖1(e)可以發(fā)現(xiàn)：各狀態(tài)下TC4合金的自腐蝕電流密度的大小與其α板條尺寸有著直接的關(guān)系。隨著α板條尺寸的減小，自腐蝕電流密度減小。這是由于α板條尺寸的減小會(huì)顯著提升α/β相界的數(shù)量，腐蝕過程中致密氧化膜的形核位置主要為α/β相界面，形核位置的增多能夠有效降低自腐蝕電流的密度[17]。同時(shí)由于腐蝕優(yōu)先發(fā)生于該界面處，其數(shù)量的增多會(huì)顯著增大鈦合金發(fā)生腐蝕的傾向，因此沉積態(tài)TC4合金經(jīng)過熱處理之后自腐蝕電位下降。調(diào)研其他采用送粉式激光增材制造制備TC4合金的研究[19-20]，發(fā)現(xiàn)其自腐蝕電位主要分布在-0.44～-0.49 V，自腐蝕電流密度在10-5～10-7A/cm2數(shù)量級之間。本文所得到的TC4合金自腐蝕電位略低，自腐蝕電流密度至少為1/10。這是由于本文得到的TC4合金α相尺寸較小，α相界更多，因此腐蝕速度更慢，氧化膜形核點(diǎn)更多。這意味著相比于其他研究制得的選區(qū)激光熔化TC4合金[19-20]，本文所制得的激光增材制造TC4合金更適合用于海洋環(huán)境中的使用。

2.3 熱處理對激光增材制造TC4合金室溫壓縮蠕變性能的影響

表4 激光增材制造TC4合金沉積態(tài)及熱處理態(tài)壓縮蠕變特性

圖3 激光增材制造TC4合金沉積態(tài)及熱處理態(tài)壓縮蠕變曲線Fig.3 Compression creep curve of as-deposited and heat-treated LAMed TC4 alloy

不難發(fā)現(xiàn)，激光增材制造鈦合金的室溫壓縮蠕變情況受到應(yīng)力水平的直接影響。應(yīng)力水平越高，位錯(cuò)越容易開動(dòng)，新的滑移系也更易開動(dòng)，蠕變第Ⅰ階段的時(shí)間越短；塞積位錯(cuò)的數(shù)量也會(huì)越多，動(dòng)態(tài)回復(fù)的速度也會(huì)越快，因此第Ⅱ階段的蠕變應(yīng)變率也會(huì)越大。而在恒定加載條件下，壓縮屈服強(qiáng)度越高，應(yīng)力水平越低。結(jié)合表2發(fā)現(xiàn)：沉積態(tài)TC4合金經(jīng)過雙重退火后壓縮屈服強(qiáng)度降低，經(jīng)過固溶時(shí)效處理后壓縮屈服強(qiáng)度增高。這是由于經(jīng)過雙重退火后，α板條尺寸略微減小，α板條長徑比顯著減小，α相的協(xié)調(diào)變形能力提高，強(qiáng)度降低。而固溶處理不僅減小了α板條的尺寸，還提高了其長徑比，顯著提高了TC4合金的抗壓強(qiáng)度。

對于壓縮蠕變第Ⅰ階段的過程目前已經(jīng)有了相關(guān)研究，王雷等[21]認(rèn)為壓縮蠕變的減速階段可以分別使用本構(gòu)方程來描述其過程。其曲線基本滿足冪律變化：

ε=αtβ

(1)

作為擬合方程，其中t為時(shí)間。并且得到了α、β與應(yīng)力水平xYS之間的關(guān)系。顯而易見的，這項(xiàng)研究得出的部分常數(shù)(擬合方程中的α、β)并不適用于激光增材制造TC4合金，因此本文根據(jù)激光增材制造TC4合金壓縮蠕變曲線利用origin軟件對該研究的方程中的部分參數(shù)提出修正，得到的蠕變第Ⅰ階段擬合方程的參數(shù)見表5。圖4 (a)～圖4(c)展示了該參數(shù)得到的擬合曲線，擬合度均在0.99以上，吻合度較高。為了驗(yàn)證擬合曲線可靠性，使用沉積態(tài)試樣進(jìn)行了短時(shí)(20 h)驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)，蠕變及擬合曲線與500 h得到的擬合曲線對比如圖4(d)所示，可以發(fā)現(xiàn)，驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)得到的α、β參數(shù)與之前實(shí)驗(yàn)得到的參數(shù)基本一致，擬合度也保持在0.99以上，驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)與圖4(b)中的擬合方程基本吻合。

表5 激光增材制造TC4合金蠕變第Ⅰ階段 蠕變方程參數(shù)

圖4 不同熱處理制度下激光增材制造TC4合金蠕變第Ⅰ階段擬合方程曲線Fig.4 Fitting equation curve of deceleration creep stage of LAMed TC4 alloy under different heat treatments

與該研究所得到的同應(yīng)力水平(0.8 YS)下TC4合金相比，激光增材制造TC4合金進(jìn)入蠕變第Ⅱ階段所需的時(shí)間更短。這可能由于激光增材制造工藝的冷卻速度較快，更容易形成均一組織，施加外應(yīng)力時(shí)從位錯(cuò)開動(dòng)至位錯(cuò)堆積于晶界所需要的時(shí)間更短。此外，沉積態(tài)以及雙重退火態(tài)的蠕變性能略差于鑄鍛工藝所得的雙態(tài)以及網(wǎng)籃組織TC4合金，而經(jīng)過固溶時(shí)效后TC4合金的抗蠕變性能大幅提高，優(yōu)于鑄鍛工藝得到的雙態(tài)組織(蠕變應(yīng)變0.48%)，與其網(wǎng)籃組織基本一致(蠕變應(yīng)變0.373%)。這是由于沉積態(tài)在經(jīng)過固溶時(shí)效后，抗壓縮蠕變性能較好的網(wǎng)籃組織未變。其α+β相更為彌散，相界面更多。對位錯(cuò)的阻礙作用更強(qiáng)，需要施加更大的應(yīng)力才能夠開動(dòng)位錯(cuò)，因此抗蠕變性能較好。

目前對于鈦合金室溫壓縮蠕變的機(jī)理研究尚不明確，當(dāng)前較為公認(rèn)的理論是Alden[22]提出的可動(dòng)位錯(cuò)理論。該理論認(rèn)為，室溫壓縮蠕變主要受位錯(cuò)滑移控制。該理論將位錯(cuò)分為可動(dòng)位錯(cuò)與不可動(dòng)位錯(cuò)，材料在受到應(yīng)力時(shí)會(huì)有大量可動(dòng)位錯(cuò)增殖，這些可動(dòng)位錯(cuò)在應(yīng)力作用下滑移一段距離后會(huì)被平行位錯(cuò)、相界等因素阻礙停滯。并互相交織形成網(wǎng)絡(luò)狀不可動(dòng)位錯(cuò)，這些不可動(dòng)位錯(cuò)會(huì)阻礙著其他的可動(dòng)位錯(cuò)滑移。隨著時(shí)間的增長，所有的可動(dòng)位錯(cuò)均被位錯(cuò)網(wǎng)捕獲，宏觀上的蠕變就會(huì)變慢，在蠕變曲線上表現(xiàn)為蠕變第Ⅰ階段。然而塞積位錯(cuò)逐漸增多，塞積群中位錯(cuò)發(fā)生攀移的數(shù)量增多，又會(huì)形成動(dòng)態(tài)回復(fù)。當(dāng)動(dòng)態(tài)回復(fù)過程與位錯(cuò)塞積過程達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，宏觀上蠕變曲線進(jìn)入第Ⅱ階段。

3 結(jié) 論

1) 熱處理對激光增材制造TC4合金耐蝕性影響較大，雙重退火工藝會(huì)減小α板條的長徑比及尺寸，使自腐蝕電流降低26.14%；而固溶時(shí)效工藝會(huì)增加α板條的長徑比并顯著減小其尺寸，自腐蝕電流降低64.92%。

2) 熱處理對激光增材制造TC4合金室溫壓縮蠕變性能影響很大。沉積態(tài)經(jīng)過固溶時(shí)效后穩(wěn)態(tài)蠕變應(yīng)變率降低了46.31%，蠕變應(yīng)變減小了50%。而經(jīng)過雙重退火后穩(wěn)態(tài)蠕變應(yīng)變率提升了111.20%，蠕變應(yīng)變提升了48.68%。因此固溶時(shí)效能夠有效提升沉積態(tài)TC4合金的抗室溫壓縮蠕變性能。

3) 與鑄鍛工藝制得的TC4合金相比，激光增材制造TC4合金進(jìn)入穩(wěn)態(tài)蠕變的時(shí)間更短。經(jīng)過固溶時(shí)效后的TC4抗室溫壓縮蠕變性能優(yōu)于(21.97%)該工藝制備的雙態(tài)組織樣品。對于修正的減速蠕變階段本構(gòu)方程，激光增材制造TC4合金對應(yīng)的α系數(shù)更大。