馬健凱,李俊杰,,王志軍,王俞鑒,王錦程,

金屬增材制造技術由于具有無模具、快速、全致密、近凈成形等特點已成為高性能、復雜形狀金屬構件制造的有效途徑，在航空航天領域得到了廣泛應用[1~5]。然而，增材制造技術仍面臨難以兼顧高效率、低成本的瓶頸問題。近年來，將傳統制造(鍛造、鑄造、機加工等)和增材制造相結合的復合制造技術逐漸發展起來[6~8]。該技術先采用傳統加工方式成形大體積規則結構，而后再通過增材制造形成精細結構，兼具傳統制造技術高效率、低成本的優勢以及增材制造技術精細化、柔性化、快速成形的特點。

傳統增材制造中基材通常作為支撐物，最終將被移除，而在復合制造中，基材在增材工藝完成后將作為最終零件的一部分保留下來[8]。對復合制造構件而言，除增材、基材部位之外，基材與增材之間的結合區也是影響復合制造構件整體性能的關鍵環節。復合制造過程中，由于增材過程中的熱量不斷累積，基材結合面部分的組織會發生顯著變化，而且由于不同高度位置的熱歷史不同，導致結合區(熱影響區)內會形成微觀組織及化學成分的不均勻性[9,10]，這對最終零件的力學性能將產生重要影響。因此，深入理解不同增材工藝參數下結合區的組織特征及其形成機制對提高復合制造試樣的力學性能具有重要意義[11,12]。

對于復合制造結合區的組織與性能，已在不同合金體系中開展了研究[8,13~15]。針對1Cr12Ni2WMoVNb鋼，Wang等[13]在鍛件基材上利用送粉式激光增材制造方法開展復合制造，發現結合區由比基材區更細小的等軸奧氏體晶粒組成，而激光沉積區包含較粗大的柱狀奧氏體晶粒和樹枝晶結構，該組織特征決定了激光增材區和結合區的顯微硬度均高于基材區，拉伸試樣的斷裂位置位于基材區。Ghoncheh等[14]通過鋪粉式激光增材制造將AlSi10Mg粉末沉積在AA2618鋁合金鑄態基材的頂部形成復合制造零件，結果表明AlSi10Mg/AA2618界面顯示出良好的融合性，結合區中合金元素的擴散系數、凝固過程中的溶質分配系數、液相混合焓以及溶解度決定了元素在基體中的擴散趨勢，復合試件的強度和斷裂應變由性能較弱的AA2618基體決定。對于鈦合金，Zhu等[8]研究了復合制造Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si (TC11)鈦合金的組織與力學性能，發現結合區內形成大量細小的次生相，有效提升了結合區的強度。然而對于目前應用范圍最廣的鈦合金——Ti-6Al-4V (TC4)而言，雖然對其激光增材制造組織已開展了大量研究[16~19]，但對其復合制造過程中鍛態基材與激光增材之間的結合區組織特征及形成機制仍缺乏研究報道。

復合制造和熔焊技術具有一定的相似性，2者都是通過高能熱源形成熔池，熔池凝固后形成良好的冶金結合，同時結合區(熱影響區)均受到高溫熱源的影響。針對Ti-6Al-4V合金，Zhang等[20]對焊接接頭附近結合區內的組織演變、元素分布及晶粒取向進行了深入分析，提出熱影響區中部的邊緣相(Rim-α)和靠近熔化區的陰影結構是由元素擴散不均勻和冷速差異所導致。Wang等[21]研究了電子束焊接Ti-6Al-4V結合區的組織形貌，發現結合區內部的組織存在不均勻性，熔化區內部出現了馬氏體和細層片α相組織，這種特殊組織可改善焊接件的拉伸性能和高周循環疲勞性能，但削弱了沖擊韌性和低周循環疲勞性能。上述針對TC4焊接結合區的研究雖然對理解復合制造具有一定幫助，但焊接結合區中的組織特征和形成規律與復合制造并不完全等同。焊接過程中結合區僅受到熱源的一次或幾次影響，而復合制造過程中結合區將經歷熱源的循環往復受熱。這種受熱條件的差異可能導致不同的微觀組織，并對最終性能產生影響。

復合制造過程涉及激光功率P、掃描速率v、掃描策略、抬升量等一系列工藝參數，從能量輸入的角度，激光掃描過程中P和v是決定能量輸入大小的主要因素，而2者的綜合效果可通過激光線能量密度(單位長度上的能量輸入)El=P/v來衡量[22,23]。本工作在Ti-6Al-4V合金典型鍛造態基材上，采用3種不同線能量密度進行送粉式激光增材制造，分析了不同線能量密度下的結合區組織形成規律及機制，并對包含基材區和增材區的結合試樣進行拉伸力學性能測試。本工作旨在分析復合制造Ti-6Al-4V合金結合區的組織特征，揭示線能量密度的影響，為調控復合制造構件性能提供依據。

1實驗方法

基材選用鍛造態Ti-6Al-4V合金，尺寸為100 mm × 45 mm × 55 mm。增材用Ti-6Al-4V合金粉末通過等離子旋轉電極方法制備，粉末顆粒直徑為80~150 μm，表面光潔度好，衛星球粉數量少。Ti-6Al-4V粉末和鍛造基材的化學成分如表1所示。在LSF-VII型激光立體成形設備上完成不同工藝參數下的增材制造，該設備包含6 kW半導體激光器、五軸四聯動數控工作臺、高精度送粉器、同軸送粉噴嘴、惰性氣氛加工室和氧含量實時監測系統等，成形過程中采用高純Ar氣作為保護氣體和載粉氣體。圖1a所示為增材制造過程示意圖，掃描方式為循環往復式，成形工藝參數如表2所示。圖1b為實驗所得不同工藝參數下的整體試件，增材部分尺寸為60 mm × 20 mm × 60 mm。

表 1鍛造態Ti-6Al-4V基材與Ti-6Al-4V合金粉末的化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of the wrought Ti-6Al-4V substrate and powder

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圖1

圖1鍛造-增材復合制造實驗示意圖、復合制造試件、結合區拉伸試樣取樣位置和拉伸試樣尺寸

Fig.1Schematics of forging-additive hybrid manufactured processing (a), hybrid manufactured samples (substrate size: 100 mm × 45 mm × 55 mm, deposition size: 60 mm × 20 mm × 60 mm) (b), sampling position of tensile specimen in bonding zone (c), and the size of tensile specimen (d)

表2鍛造-增材復合制造工藝參數

Table 2Parameters of the forging-additive hybrid manufactured processing

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不同線能量密度下結合區試樣的斷裂位置如圖11所示。線能量密度為100 J/mm時，斷裂部位位于基材區，而線能量密度為133和200 J/mm時，斷裂部位均位于增材區。3種線能量密度下斷裂部位均遠離結合區，表明增材區與基材區的結合良好，結合區的強度超過基材區和增材區。在本實驗中，3種線能量密度下，基材均為雙態組織，當線能量密度為100 J/mm時，增材區以及結合區內部的典型組織尺寸均較小(圖3和5)，增材區的屈服強度大于基材區，拉伸過程中應變主要集中在性能較弱的基材區，并在該區域發生斷裂；當線能量密度為133和200 J/mm時，增材區以及結合區內部的典型組織尺寸增大，由Hall-Petch效應可知，增材區的屈服強度下降，所以拉伸過程中，斷裂位置位于增材區。這與Liu等[32]發現拉伸應變傾向于集中在非均勻樣品的較弱區域上，并導致在該區域發生斷裂是一致的。

圖11

圖11不同線能量密度下結合區鍛造-增材復合制造Ti-6Al-4V合金試樣的斷裂位置

Fig.11Low (a, c, e) and locally high (b, d, f) magnified images showing fracture positions of the bonding zone samples in forging-additive hybrid manufactured Ti-6Al-4V alloy under line energy densities of 100 J/mm (a, b), 133 J/mm (c, d), and 200 J/mm (e, f)

由圖10可知，與線能量密度為133和200 J/mm相比時，線能量密度為100 J/mm時，結合區試樣的抗拉強度和屈服強度最大，原因是線能量密度為100 J/mm時，單位時間激光能量輸入小，熱累積程度低、冷速較大，因此等軸α相粗化程度較小，析出的層片α相寬度較小。對于鈦合金而言，層片α相厚度及等軸α相尺寸是決定屈服強度的主要因素，材料的屈服強度隨這些組織特征尺寸的減小而增大。因此，能量密度為100 J/mm時，相對細小的層片α相和等軸α相導致其屈服強度較高。

2.2.2 斷口形貌

圖12為不同線能量密度下鍛造-增材復合制造Ti-6Al-4V合金試樣的室溫拉伸斷口形貌。由圖可知，不同線能量密度下的斷口形貌均出現明顯的剪切唇和等軸韌窩，表明3個試樣的斷裂模式均為韌性斷裂。斷口形貌受顯微組織的影響，當線能量密度為100 J/mm時，斷裂位于具有雙態組織的基材區，由于等軸α相的直徑大于層片α相的寬度，所以其斷口的韌窩直徑大于斷裂位置位于增材區的韌窩直徑(線能量密度為133和200 J/mm)，另一方面，韌窩的深度隨著線能量密度的增加逐漸增大，這與圖10中拉伸試樣延伸率的變化規律一致[33,34]。

圖12

圖12不同線能量密度下鍛造-增材復合制造Ti-6Al-4V合金結合區的斷口形貌

Fig.12Low (a1-c1) and locally high (a2-c2) magnified fracture morphologies of bonding zone in forging-additive hybrid manufactured Ti-6Al-4V alloy under linear energy densities of 100 J/mm (a1, a2), 133 J/mm (b1, b2), and 200 J/mm (c1, c2)

3結論

(1) 鍛造-增材復合制造Ti-6Al-4V試樣結合區受熱源的影響形成非均勻組織。其中下部為雙態組織，中部由等軸α相、層片α相以及高溫時效保溫形成的次生α相組成，上部為層片α相形成的魏氏體組織，并伴隨著由于元素擴散不充分而形成的陰影結構。

(2) 隨線能量密度的增大，鍛造-增材復合制造Ti-6Al-4V試樣結合區下部等軸α相和層片α相發生一定程度的粗化；結合區中部次生α相的體積分數增大；結合區上部層片α相寬度增大，陰影結構的尺寸減小。此外，增材區柱狀β晶粒尺寸以及層片α相的寬度隨線能量密度的增加而變大。

(3) 本工作采用的3種能量密度下，結合區強度均大于基材區和增材區。線能量密度為100 J/mm時，增材區的強度大于基材區，斷裂位置位于基材區；線能量密度為133和200 J/mm時，增材區的強度小于基材區，斷裂位置位于增材區。隨線能量密度的增大，鍛造-增材復合制造Ti-6Al-4V試樣的屈服強度和抗拉強度減小，延伸率增加。

來源--金屬學報