熱處理對CMT電弧熔絲增材制造Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金顯微組織和力學(xué)性能的影響

張帥鋒，呂逸帆，魏正英，廖志謙，張建欣，張文豪

(1.西安交通大學(xué) 機(jī)械制造系統(tǒng)工程國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710049)(2.中國船舶重工集團(tuán)公司第七二五研究所，河南 洛陽 471039)

增材制造技術(shù)的快速發(fā)展為鈦合金零部件的生產(chǎn)制造提供了新方法，極大促進(jìn)了鈦合金的推廣應(yīng)用[1,2]。目前，鈦合金增材制造主要以高能束、電弧作為熱源，通過鋪粉/送粉、送絲等形式進(jìn)行構(gòu)件的快速成形[3,4]。

電弧熔絲增材制造技術(shù)(wire and arc additive manufacturing，WAAM)是利用電弧熱熔化金屬絲后逐層沉積，最終實(shí)現(xiàn)零件的制造。與激光選區(qū)熔化和電子束增材制造技術(shù)相比，WAAM的熱源效率、沉積率、材料利用率和致密性均較高，層間結(jié)合能力好，不易產(chǎn)生氣孔和分層[5],且生產(chǎn)成本和設(shè)備成本相對較低等，因而被廣泛用于多種金屬材料制造中，并成為當(dāng)前材料制造領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)[6-8]。冷金屬過渡焊接技術(shù)(cold metal transfer，CMT)是奧地利Fronius公司在短路過渡焊接基礎(chǔ)上開發(fā)的一種焊接工藝[9]，能夠在焊接過程中對熱輸入、電弧力和熔滴過渡進(jìn)行精細(xì)控制，有利于降低零部件變形和晶粒粗大的傾向[10,11]?；贑MT的電弧熔絲增材制造技術(shù)(CMT-WAAM)在大尺寸金屬零部件制造方面表現(xiàn)出巨大的潛力，并且具有成本低、效率高等優(yōu)點(diǎn)[12]。

隨著CMT技術(shù)的發(fā)展，研究人員開展了基于CMT的電弧熔絲增材制造技術(shù)研究[13,14]。Zhang等[15]利用CMT工藝實(shí)現(xiàn)了Al-6Mg合金的增材制造，獲得了細(xì)小的晶粒組織和較高的強(qiáng)度。Sun等[16]研究了Ti-6Al-4V合金CMT焊接過程中，工藝參數(shù)對對電弧波形和熔滴過渡的影響。Wang等[17]利用CMT-WAAM技術(shù)制備了鈦合金試樣，研究了控制合金顯微組織和內(nèi)部應(yīng)力的方法。張帥鋒等[18]采用CMT-WAAM技術(shù)制備了Ti6321合金(名義成分Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo)，研究了合金的顯微組織、力學(xué)性能及其各向異性。結(jié)果表明，采用CMT-WAAM技術(shù)制備的Ti6321合金顯微組織由不規(guī)則的多邊形原始β晶和晶界α相(αGB)組成，內(nèi)部無明顯的織構(gòu)，拉伸強(qiáng)度的各向異性也不明顯。杜子杰等[19]采用CMT技術(shù)制造了TC4-DT鈦合金試塊，研究了組織和晶體取向差異對力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)晶界α相對力學(xué)性能的影響大于晶內(nèi)α片層對力學(xué)性能的影響。

增材制造鈦合金構(gòu)件組織以初生β晶(柱狀晶)為主，晶內(nèi)分布著不規(guī)則的α相、非平衡的馬氏體α′相和α集束等，這與傳統(tǒng)的鑄造和鍛造成形鈦合金構(gòu)件有著明顯不同。這些組織特征導(dǎo)致增材制造鈦合金構(gòu)件的強(qiáng)度高于傳統(tǒng)鑄件和鍛件，且α相的尺寸及分布對鈦合金的力學(xué)性能和各向異性有著顯著影響[20,21]。為了獲得強(qiáng)韌性匹配良好的增材制造材料，研究人員對增材制造鈦合金熱處理后的組織和性能進(jìn)行了大量研究。Liu等[22,23]研究發(fā)現(xiàn)，激光選區(qū)成形TC18鈦合金構(gòu)件晶界上連續(xù)的α相(αGB)是導(dǎo)致合金韌性較低的主要原因，通過相變點(diǎn)以下熱處理可以切斷連續(xù)晶界α相，從而達(dá)到提高韌性的目的。Sercombe等[24]對激光選區(qū)成形Ti-6Al-7Nb合金熱處理后的組織和性能進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)激光選區(qū)成形的近β型鈦合金在β單相區(qū)熱處理0.5 h后，晶粒沒有明顯長大，出現(xiàn)這種現(xiàn)象可能是由于該合金良好的高溫穩(wěn)定性和粗大的原始β晶粒[23,25]。Zhu等[26]研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)α+β兩相區(qū)840 ℃預(yù)處理和單相區(qū)910 ℃ 預(yù)處理之后再進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)固溶時(shí)效熱處理，均可明顯提高激光增材制造TC17 鈦合金的綜合力學(xué)性能。

目前，關(guān)于鈦合金增材制造熱處理的研究主要是針對激光增材制造鈦合金構(gòu)件，鮮見對電弧熔絲增材制造的船舶、海洋用近α型鈦合金的熱處理研究。本研究通過對采用CMT-WAAM成形的船用Ti6321合金試樣進(jìn)行不同工藝的熱處理，分析其顯微組織及力學(xué)性能，以期為CMT-WAAM成形大型鈦合金構(gòu)件的工程應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

1 實(shí) 驗(yàn)

采用自主開發(fā)的φ1.2 mm Ti6321合金絲材作為電弧熔絲增材制造的沉積材料，其化學(xué)成分如表1所示。以24 mm厚Ti6321合金軋板為成形基板,采用基于CMT的電弧熔絲增材制造系統(tǒng)進(jìn)行鈦合金成形。焊接電流為110 A，移動(dòng)速度為6 mm/s，焊絲干伸長為18 mm，弧長修正為-5，脈沖修正為-2.5。采用金相法測得Ti6321合金的β相轉(zhuǎn)變點(diǎn)為(940±5)℃。

表1 CMT-WAAM用Ti6321合金絲材的 化學(xué)成分(w/%)Table 1 Chemical composition of Ti6321 alloy wire usedfor CMT-WAAM

為研究熱處理對Ti6321合金組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律，實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)了5組不同的熱處理制度，如表2所示。

表2 Ti6321合金的熱處理工藝Table 2 Heat treatment processes of Ti6321 alloy

采用75 mL H2O+10 mL HF+15 mL HNO3的腐蝕劑對金相試樣浸蝕。透射電鏡試樣通過機(jī)械減薄和電解雙噴獲得。采用Leica DMI5000M型萊卡倒置金相顯微鏡(OM)觀察不同熱處理制度下試樣的微觀組織，并采用JEM-2100透射電鏡(TEM)觀察片層微觀形貌。按圖1所示沿不同方向切取拉伸試樣和沖擊試樣。采用SINTECH20/G型試驗(yàn)機(jī)，按照GB/T 228—2010《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。利用Quanta 650掃描電子顯微鏡(SEM)觀察沖擊試樣斷口形貌。

圖1 拉伸試樣和沖擊試樣取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of sampling location of tensile and impact samples

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2為Ti6321合金經(jīng)不同熱處理后的顯微組織。由圖2a可見，沉積態(tài)Ti6321合金組織中有粗大的β晶粒和連續(xù)的晶界α相(αGB)，晶內(nèi)由α片層、初生α相(αP)和少量β相轉(zhuǎn)變組織組成。

隨著熱處理溫度的升高，晶內(nèi)α片層厚度增大，初生α相在兩相高溫區(qū)長時(shí)間保溫且快速冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢咏M織，表現(xiàn)為晶內(nèi)初生α相含量降低，但內(nèi)部片層的厚度變化不大，如圖2b、2c所示。雙重?zé)崽幚砗?，晶粒?nèi)部的α片層組織明顯粗化，長寬比減小。當(dāng)?shù)谝恢赝嘶鸸に嚍?20 ℃/2 h/AC時(shí)，第二重退火溫度越高，內(nèi)部片層組織越均勻，出現(xiàn)近網(wǎng)籃組織，如圖2d、2e所示。通過對比圖2d、2f，發(fā)現(xiàn)920 ℃保溫后水冷處理會(huì)促進(jìn)β晶粒內(nèi)α相的非均勻形核，經(jīng)過600 ℃保溫后α片層明顯粗化、均勻化，呈現(xiàn)出網(wǎng)籃組織特征。

圖2 經(jīng)不同熱處理后Ti6321合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of Ti6321 alloy after different heat treatments: (a) deposition state； (b) HT1； (c) HT2；(d) HT3； (e) HT4； (f) HT5

從圖2e、2f可以看出，第一重退火溫度為920 ℃(低于相變點(diǎn))時(shí)，Ti6321合金晶界α相(αGB)弱化并出現(xiàn)斷續(xù)、球化現(xiàn)象。近α型Ti6321合金含有較多的α相穩(wěn)定元素，需要在兩相區(qū)的高溫區(qū)(920 ℃)保溫才能使α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，而在冷卻過程中晶界處元素?cái)U(kuò)散快更容易出現(xiàn)成分起伏，為晶界附近的α相形核長大提供了有利條件，因而形成了斷續(xù)的晶界α相(αGB)。

圖3為Ti6321合金經(jīng)不同熱處理后的TEM照片。從圖3可以看出，隨著退火溫度的升高，α相的形貌和含量發(fā)生了明顯變化。沉積態(tài)Ti6321合金組織為典型的長片層組織，片層厚度約為0.5 μm，α相長寬比較大，如圖3a所示。另外，沉積態(tài)組織中α片層存在少量位錯(cuò)，這是由成形過程中所產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力造成的[20,21]。當(dāng)退火溫度為700 ℃時(shí)，α片層內(nèi)的位錯(cuò)消失，α相尺寸也發(fā)生了明顯變化，長度減小，寬度增大，由原來的細(xì)長片狀逐漸變?yōu)榻贪魻睿鐖D3b所示。這是因?yàn)樵?00 ℃退火保溫過程中，α相長大并發(fā)生互相截?cái)啵瑢?dǎo)致α相的長寬比減小。當(dāng)退火溫度升高到800 ℃時(shí)，α片層進(jìn)一步均勻化，其相鄰片層間的亞穩(wěn)β相進(jìn)一步轉(zhuǎn)變分解，α相界弱化甚至消失，如圖3c所示。沉積態(tài)組織經(jīng)過920 ℃保溫空冷后，基體組織保留了一定數(shù)量的塊狀和條狀亞穩(wěn)β相，再經(jīng)過600 ℃退火后亞穩(wěn)β相轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊?αs)相和穩(wěn)定β相，如圖3d所示。當(dāng)?shù)诙赝嘶饻囟容^高時(shí)(即700 ℃)，α相片層間的亞穩(wěn)β相進(jìn)一步轉(zhuǎn)變分解，而次生α相含量進(jìn)一步減少，如圖3e所示。沉積態(tài)組織經(jīng)過920 ℃保溫水冷后，基體組織中保留了大量的塊狀和條狀亞穩(wěn)β相，再經(jīng)過600 ℃退火后塊狀和條狀亞穩(wěn)β相轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊料嗪头€(wěn)定β相，如圖3f所示。對比圖3d與圖3f可知，沉積態(tài)組織經(jīng)過淬火后，基體在α片層間保留了大量的亞穩(wěn)β相，這些亞穩(wěn)β相在第二重退火保溫過程中，發(fā)生分解，析出次生α相和穩(wěn)定β相。次生α相和穩(wěn)定β相的含量對材料的強(qiáng)度、塑性等都會(huì)產(chǎn)生重要的影響。以上結(jié)果能夠?yàn)镃MT-WAAM船用鈦合金大型構(gòu)件的性能調(diào)控提供理論基礎(chǔ)。

圖3 經(jīng)不同熱處理后Ti6321合金的TEM照片F(xiàn)ig.3 TEM images of Ti6321 alloy after different heat treatments： (a) deposition state； (b) HT1； (c) HT2； (d) HT3； (e) HT4； (f) HT5

2.2 拉伸性能

Kok等[27]研究表明，增材制造鈦合金的力學(xué)性能存在明顯各向異性，并提出采用以下公式對材料性能的各向異性進(jìn)行描述：

(1)

式中：σX為X向抗拉強(qiáng)度，σZ為Z向抗拉強(qiáng)度。

本研究測試了不同熱處理制度下Ti6321合金試樣的拉伸性能，并采用公式(1)計(jì)算各向異性系數(shù)，結(jié)果如圖4所示。

圖4 經(jīng)不同熱處理后Ti6321合金的抗拉強(qiáng)度Fig.4 Tensile strength of Ti6321 alloy after different heat treatments

由圖4可知，經(jīng)700 ℃退火后，抗拉強(qiáng)度下降70 MPa左右，這是由于熱處理導(dǎo)致位錯(cuò)密度降低，減少了對滑移的阻礙作用，使得抗拉強(qiáng)度降低。由于退火溫度不高，晶界α相未發(fā)生明顯變化(圖3b)，水平和豎直方向的各向異性亦沒有明顯變化。當(dāng)退火溫度升高至800 ℃時(shí)，Ti6321合金的亞穩(wěn)態(tài)相轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻畹摩料?，?dǎo)致β/α相界面增加，具有一定的阻礙滑移作用，使得強(qiáng)度升高。同時(shí)，沉積態(tài)組織均勻化也使得各向異性減小。通過對比分析HT2、HT3可知，雙重?zé)崽幚磉^程中晶界α相的弱化會(huì)使抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步下降。與此同時(shí)，晶界α相的弱化和內(nèi)部非平衡組織(亞穩(wěn)態(tài)α相)向平衡組織轉(zhuǎn)變使得材料各向異性保持在較低水平。通過分析HT3、HT4可知，在第一重?zé)崽幚頊囟认嗤臈l件下，第二重退火溫度對拉伸強(qiáng)度和各向異性的影響很小。這是由于第一重?zé)崽幚碇贫认嗤?，第二重退火溫度均低于相變點(diǎn)，不能改變組織形態(tài)。對比HT3和HT5可知，淬火后的抗拉強(qiáng)度相較于空冷后的抗拉強(qiáng)度有所升高，這是由于淬火后在α片層間保留了大量的亞穩(wěn)相，在第二重退火后析出的次生α相和β相使得強(qiáng)度提升，但各向異性變化不大。

2.3 沖擊韌性

圖5為經(jīng)不同熱處理后Ti6321合金的沖擊韌性。從圖5可以看出，700 ℃熱處理后(HT1)，Ti6321合金的沖擊韌性明顯降低。鈦合金的沖擊韌性與其片層組織的厚度及分布相關(guān)[18]，裂紋在擴(kuò)展過程中如果發(fā)生偏轉(zhuǎn)，需要消耗額外的能量，可以提高抗沖擊性能[23,26]。如前所述，700 ℃退火后晶內(nèi)α片層出現(xiàn)較明顯的α集束，裂紋擴(kuò)展阻力減小，導(dǎo)致沖擊韌性降低。800 ℃退火后α片層厚度增加，片層組織更加均勻，沖擊韌性提高。經(jīng)雙重?zé)崽幚砗螅琓i6321合金β相片層內(nèi)析出大量次生α相，使裂紋擴(kuò)展方向在粗細(xì)片層和α/β界面易發(fā)生偏轉(zhuǎn)，導(dǎo)致擴(kuò)展路徑曲折，沖擊吸收功提高至34 J(HT4)。經(jīng)過920 ℃/2 h/WC+600 ℃/4 h/AC熱處理后(HT5)，Ti6321合金呈現(xiàn)出近網(wǎng)籃組織的特征，沖擊韌性較低。

圖5 經(jīng)不同熱處理后Ti6321合金的沖擊韌性Fig.5 Impact toughness of Ti6321 alloy after different heat treatments

經(jīng)不同熱處理后Ti6321合金的沖擊斷口形貌如圖6所示。沉積態(tài)試樣的沖擊斷口呈現(xiàn)出大量的韌窩，為韌性斷裂，如圖6a所示。經(jīng)過700 ℃退火后，片層組織長度減小，寬度增大，沖擊過程中裂紋易沿片層擴(kuò)展，導(dǎo)致沖擊韌性下降，斷口韌窩較淺，如圖6b所示。經(jīng)過HT2、HT3、HT4熱處理后，均勻的細(xì)片層組織在沖擊斷裂過程中產(chǎn)生了大量的韌窩，且韌窩較深，沖擊韌性較好，如圖6c～6e所示。沉積態(tài)試樣經(jīng)過HT5熱處理后，微觀組織呈現(xiàn)出網(wǎng)籃組織的特征，抗沖擊能力較差，斷口韌窩較淺，如圖6f所示。

圖6 經(jīng)不同熱處理后Ti6321合金沖擊試樣斷口的SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM morphologies of impact specimens fracture of Ti6321 alloy after different heat treatments: (a) deposition state； (b) HT1； (c) HT2； (d) HT3； (e) HT4； (f) HT5

3 結(jié) 論

(1) 采用基于CMT的電弧熔絲增材制造技術(shù)制備出Ti6321合金，其沉積態(tài)組織為典型的片層組織，經(jīng)700、800 ℃單重?zé)崽幚砗?，α片層?nèi)部位錯(cuò)密度降低；經(jīng)雙重退火后，析出次生α相，晶界α相(αGB)弱化呈斷續(xù)分布。

(2) Ti6321合金經(jīng)700 ℃熱處理后，拉伸強(qiáng)度降低，當(dāng)溫度升至800 ℃后，各向異性顯著下降，且強(qiáng)度達(dá)到1050 MPa以上。雙重?zé)崽幚碇械诙赝嘶饻囟葘?qiáng)度及各項(xiàng)異性的影響較小，沉積態(tài)Ti6321合金經(jīng)淬火后，能夠在不明顯增加各向異性的條件下提高強(qiáng)度。

(3) 經(jīng)不同熱處理后，Ti6321合金的沖擊試樣斷口均有大量韌窩，為典型的韌性斷裂。單重退火溫度升高，沖擊韌性提高。雙重退火后，Ti6321合金的沖擊吸收功最大，達(dá)到34 J。