杜子杰1,2,李文淵,2,劉建榮2,鎖紅波3,王清江2

鈦合金是航空航天領(lǐng)域的重要結(jié)構(gòu)材料之一[1,2]，TC4-DT鈦合金是在TC4鈦合金基礎(chǔ)上改進(jìn)的中強(qiáng)高損傷容限型鈦合金，是制備大型框梁結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵材料[3~7]。然而，采用傳統(tǒng)的“鍛造+機(jī)加”方法成形此類(lèi)零件存在熱加工難度高、加工周期長(zhǎng)、材料利用率低、成本高等問(wèn)題。2006年科研人員開(kāi)始將增材制造技術(shù)用于鈦合金零件制造[8~10]。

電弧熔絲增材制造(WAAM)技術(shù)采用電弧作為熱源，以絲材作為原材料，相比激光和電子束熱源具有熱流密度低、加熱半徑大、成本較低的特點(diǎn)，且成形效率高，成形速率一般為2~10 kg/h[11~14]。現(xiàn)有的WAAM技術(shù)所用到的方法主要集中于熔化極氣體保護(hù)焊(GMAW)和氣體鎢極氬弧焊(GTAW)。為了提高WAAM結(jié)構(gòu)件的性能，需要對(duì)其組織和力學(xué)性能的關(guān)系有充分的了解。目前，已有許多研究者使用WAAM技術(shù)研究了TC4鈦合金的組織與力學(xué)性能的關(guān)系[15~17]。研究表明，電弧熔絲增材制造堆積態(tài)的低倍組織均由外延生長(zhǎng)的柱狀原始β晶粒組成，與鍛態(tài)TC4鈦合金形成的等軸狀原始β晶粒具有明顯的差異，同時(shí)由于電弧熔絲增材制造試塊中溫度梯度的差異，沿著堆積增高方向形成具有一定周期性的α相高倍組織，導(dǎo)致不同區(qū)域的高倍組織具有明顯的差異。這些組織上的差異導(dǎo)致電弧熔絲增材制造TC4結(jié)構(gòu)件力學(xué)性能具有一些明顯的特征，如不同區(qū)域力學(xué)性能的差異，原始β晶粒的結(jié)構(gòu)和原始β晶粒內(nèi)α相組織與織構(gòu)差異是影響力學(xué)性能一致性的主要原因[18,19]。

在關(guān)于WAAM的研究中，堆積成形的構(gòu)件容易出現(xiàn)坍塌[20]、扭曲[21]等宏觀缺陷，一般可采用成形前基板熱處理、正確的路徑規(guī)劃、原位層間冷軋、調(diào)節(jié)工藝參數(shù)的方法減少成形構(gòu)件的宏觀缺陷[11]。已有關(guān)于路徑優(yōu)化的工作[12]中，方波掃描路徑相對(duì)較為簡(jiǎn)單，但目前的工作集中于對(duì)方波掃描路徑進(jìn)行理論分析[22,23]，對(duì)其成形構(gòu)件的組織、力學(xué)性能分析較少。Hu等[24]對(duì)GMAW技術(shù)中的多道次搭接成形方式進(jìn)行了研究，主要對(duì)道次間的搭接量進(jìn)行了理論和實(shí)驗(yàn)分析，但由于搭接區(qū)具有特殊的溫度梯度，搭接區(qū)和普通堆積區(qū)的組織和織構(gòu)會(huì)具有更明顯的差異，從而造成成形結(jié)構(gòu)件不同區(qū)域的力學(xué)性能具有更明顯的差異。目前對(duì)于搭接區(qū)組織和力學(xué)性能一致性的研究尚鮮見(jiàn)報(bào)道，搭接方式成形工藝尚未成熟，因此該工藝尚未能大規(guī)模應(yīng)用。

冷金屬過(guò)渡(cold metal transfer，CMT)是GMAW技術(shù)的一種，采用同軸送絲方式[25]，相比其它GMAW和GTAW等技術(shù)，CMT電弧熔絲增材制造技術(shù)具有絲材可達(dá)性好、能耗低的優(yōu)點(diǎn)。本工作采用配備了CMT電源的電弧熔絲增材制造設(shè)備，以TC4-DT合金絲材作為原材料，在優(yōu)化工藝參數(shù)的基礎(chǔ)上，著重對(duì)堆積路徑進(jìn)行優(yōu)化，采用相對(duì)較為簡(jiǎn)單的方波掃描路徑。在前期對(duì)所采用的增材制造設(shè)備進(jìn)行調(diào)試的過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，為確保成形件的質(zhì)量，該工藝堆積的最長(zhǎng)距離不宜超過(guò)30~50 mm，本實(shí)驗(yàn)選取30 mm作為最長(zhǎng)堆積距離。采用多個(gè)道次搭接的方式堆積了4道9層的實(shí)驗(yàn)試塊，對(duì)搭接區(qū)的組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究，同時(shí)對(duì)包含搭接線的拉伸試樣的變形行為進(jìn)行了研究。根據(jù)搭接區(qū)和普通堆積區(qū)組織、取向分布和相應(yīng)的Schmid因子的差異，討論了不同區(qū)域組織的均勻性和力學(xué)性能的差異程度，探究力學(xué)性能一致性的影響因素，為后續(xù)搭接方式成形工藝的優(yōu)化奠定基礎(chǔ)。

1實(shí)驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)所用電弧熔絲增材制造設(shè)備為青島卓思三維智造技術(shù)有限公司研發(fā)的JointX X5型金屬3D打印機(jī)，配備CMT電源，最大成形尺寸為500 mm×500 mm×500 mm。本實(shí)驗(yàn)設(shè)定送絲速率約為4000 mm/min，焊槍行進(jìn)速率約為900 mm/min，基材為T(mén)C4鈦合金軋制板材，在Ar氣保護(hù)條件下進(jìn)行堆積。堆積路徑如圖1a所示，堆積試塊為如圖1b所示4道9層的直壁墻，為便于描述，將試樣堆積增高方向定義為Z向，每層堆積過(guò)程中采用方波掃描路徑，長(zhǎng)路徑方向定義為X向，與之垂直的方向定義為Y向，試塊每道寬度約為30 mm，層高約為3 mm，每一道次內(nèi)的區(qū)域定義為普通堆積區(qū)，2個(gè)道次之間重疊的區(qū)域定義為搭接區(qū)。

圖1

圖1堆積路徑示意圖和試塊示意圖

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Fig.1Schematics of the deposition path (unit: mm) (a) and the deposition sample (b)

本實(shí)驗(yàn)所用TC4-DT鈦合金絲材直徑為1.2 mm，采用三次真空自耗熔煉獲得合金鑄錠，經(jīng)鍛造開(kāi)坯、軋制、多道次拉拔、扒皮、校直、清洗后形成成品絲材。其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：Al 6.15，V 4.25，F(xiàn)e<0.05，O 0.13，N 0.005，H 0.003，Ti余量。

試塊經(jīng)X射線探傷，顯示少量缺陷位于堆積體底部與基板交界處，實(shí)驗(yàn)中避免在此區(qū)域取樣以排除缺陷的影響。選取如圖1b所示紅框內(nèi)的典型區(qū)域進(jìn)行低倍組織、高倍組織和宏觀織構(gòu)特征分析。低倍組織切片經(jīng)表面機(jī)加工后粗磨、精磨，采用HF∶HNO3∶H2O=1∶2∶20 (體積比)的腐蝕劑進(jìn)行深度腐蝕，采用Stemi2000-C體視顯微鏡進(jìn)行觀察；高倍組織切片經(jīng)過(guò)機(jī)械預(yù)磨、拋光后，采用HF∶HNO3∶H2O=1∶2∶100 (體積比)的腐蝕劑進(jìn)行腐蝕，采用Axiovert 200MAT光學(xué)顯微鏡(OM)進(jìn)行觀察，采用D8 Discover X射線衍射儀(XRD)測(cè)定不同區(qū)域的α相宏觀織構(gòu)。搭接區(qū)室溫拉伸性能采用如圖2a所示的小板狀拉伸試樣，試樣厚度為2.5 mm，搭接區(qū)位于標(biāo)距段中心，采用INSTRON 5582材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)。室溫拉伸取樣位置如圖2b所示，1#試樣標(biāo)距段位于普通堆積區(qū)頂部，2#試樣標(biāo)距段位于普通堆積區(qū)底部，D試樣標(biāo)距段包含搭接區(qū)，每個(gè)位置取2個(gè)平行試樣進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)獲取室溫力學(xué)性能數(shù)據(jù)。斷口及斷口側(cè)面觀察采用Stemi2000-C體視顯微鏡和S-3400N掃描電鏡(SEM)進(jìn)行觀察。

圖2

圖2室溫拉伸實(shí)驗(yàn)板狀拉伸試樣、取樣位置及拉伸變形行為研究觀察選區(qū)

Fig.2The schematic of tensile sample (unit: mm) (a), sampling position (b) and the observation areas of D sample after 1% plastic deformation (c) (D: overlapping zone; 1#: top of the ordinary deposition zone; 2#: bottom of the ordinary deposition zone)

拉伸變形行為的研究選取如圖2b所示的搭接區(qū)試樣D，采用INSTRON 5582材料試驗(yàn)機(jī)拉伸至1%塑性變形后停止拉伸，分別選取如圖2c所示搭接線和隨機(jī)選取普通堆積區(qū)層帶內(nèi)的2個(gè)區(qū)域，采用LEXT OLS4000激光共聚焦顯微鏡對(duì)其進(jìn)行觀察，確定不同區(qū)域的變形程度；采用電子背散射衍射(EBSD)獲取不同選區(qū)內(nèi)的微觀晶體取向信息，測(cè)試設(shè)備為帶有EBSD探頭的S-3400N SEM。最后采用HKL Channel 5 數(shù)據(jù)處理軟件處理EBSD數(shù)據(jù)，結(jié)合SEM照片對(duì)滑移系進(jìn)行標(biāo)定。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1組織特征

通過(guò)CMT工藝打印得到的TC4-DT合金的4道9層試塊的低倍組織如圖3a所示。自下而上可分為基材原始組織區(qū)(matrix)、熱影響區(qū)(heated affected zone，HAZ)和堆積區(qū)(deposition zone)，堆積區(qū)可分為普通堆積區(qū)(ordinary deposition zone)和搭接區(qū)(overlapping zone)。熱影響區(qū)呈弧形，每一道次中心最大深度縱向貫穿了整個(gè)基板，約為10 mm；堆積區(qū)中，可以清晰地看到層界線及搭接線，普通堆積區(qū)中，每層的形狀呈弧形，每層的層高約為2~3 mm，每一道次的寬度約為30 mm，層界線兩兩相交形成的搭接區(qū)寬度約為3 mm。截取圖3a方框b~d所示的方形試樣進(jìn)行局部組織分析，如圖3b~d所示。對(duì)比可以看出，搭接區(qū)與普通堆積區(qū)上部均形成了粗大的等軸狀原始β晶粒，而在普通堆積區(qū)底部，堆積體與基板交界處形成了細(xì)小的等軸狀原始β晶粒，普通堆積區(qū)第一層形成了寬度較小的柱狀原始β晶粒，采用割線法測(cè)得普通堆積區(qū)底部第一層原始β晶粒的平均寬度約為427 μm，而普通堆積區(qū)頂部原始β晶粒的平均寬度約為798 μm。

圖3

圖3冷金屬過(guò)渡(CMT)成形TC4-DT合金試塊低倍組織

(a) macrostructure of the integrated sample

(b) local macrostructure of the overlapping zone

(c) local macrostructure of the top of the ordinary deposition zone

(d) local macrostructure of the bottom of the ordinary deposition zone

Fig.3The macrostructures of the TC4-DT sample deposited by cold metal transfer (CMT)

圖4a和b分別為普通堆積區(qū)底部和頂部高倍組織，兩者未見(jiàn)明顯差異，主要為編織狀組織，存在少量晶界α相和源于晶界α相的α集束。編織狀組織主要由多種取向的長(zhǎng)寬比較小的α板條編織而成，其含量約為90%；晶界α相多為連續(xù)晶界α相，局部區(qū)域存在非連續(xù)晶界α相；部分晶界上存在平行排布的α片層，這種α片層在晶界上形核并向晶內(nèi)生長(zhǎng)，具有相近的位相關(guān)系。

圖4

圖4CMT成形TC4-DT合金試塊普通堆積區(qū)高倍組織

Fig.4Microstructures of the top (a) and bottom (b) of the ordinary deposition zone of the TC4-DT sample deposited by CMT

圖5所示為搭接線區(qū)高倍組織。由圖5a可見(jiàn)，搭接線由兩道次的層界線相交而成，表現(xiàn)為明亮的條紋。由圖5b可見(jiàn)，明亮條紋區(qū)的α片層組織相對(duì)粗大，條紋兩側(cè)的組織具有明顯的差異。由圖5c和d可見(jiàn)，明亮條紋以上區(qū)域的高倍組織為細(xì)小的編織狀組織，α板條長(zhǎng)寬比較大；而明亮條紋以下區(qū)域的高倍組織為粗編織狀組織，α板條長(zhǎng)寬比較小。

圖5

圖5CMT成形TC4-DT合金試塊搭接區(qū)高倍組織

(a, b) overlapping zone with different magnifications(c, d) microstructures above (c) and below (d) the overlapping line

Fig.5Microstructures of the overlapping zone of the TC4-DT sample deposited by CMT

2.2晶體取向特征

圖6為堆積試塊不同區(qū)域的X方向反極圖(IPF-X)。可見(jiàn)，堆積試塊不同區(qū)域的織構(gòu)類(lèi)型和強(qiáng)度存在明顯的差異：搭接區(qū)主要在與<0001>方向偏離20°~70°處形成較強(qiáng)的集中取向，在<$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$>方向附近也存在較強(qiáng)的集中取向；普通堆積區(qū)頂部區(qū)域主要在與<0001>方向呈45°和70° 2個(gè)方向上形成較強(qiáng)的集中取向；普通堆積區(qū)底部區(qū)域主要在<0001>方向附近及45°方向處形成較強(qiáng)的織構(gòu)。比較不同區(qū)域反極圖中的極密度數(shù)值可見(jiàn)，普通堆積區(qū)底部區(qū)域的織構(gòu)強(qiáng)度明顯低于搭接區(qū)和普通堆積區(qū)頂部區(qū)域。

圖6

圖6CMT成形TC4-DT合金試塊不同區(qū)域的X方向反極圖(IPF-X)

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(a) the overlapping zone (b) top of the ordinary deposition zone (c) bottom of the ordinary deposition zone

Fig.6Inverse pole figures inX-direction (IPF-X) of different zones of the TC4-DT sample deposited by CMT

2.3室溫拉伸性能

表1為堆積試塊不同區(qū)域的室溫拉伸性能。可見(jiàn)，不同區(qū)域的屈服強(qiáng)度和拉伸塑性具有較大差異。搭接區(qū)試樣屈服強(qiáng)度最高，普通堆積區(qū)頂部試樣屈服強(qiáng)度最低，相差56 MPa；普通堆積區(qū)底部試樣的屈服強(qiáng)度為762 MPa，比取自頂部試樣高33 MPa；普通堆積區(qū)頂部試樣具有最高的拉伸塑性，平均為14.8%。

表1不同取樣位置室溫拉伸性能

Table 1Room temperature tensile properties of different zones

Note:S—true stress,ε—true strain,r2—goodness of fit

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試樣斷口及斷口側(cè)面形貌可很大程度上反映試樣的斷裂機(jī)制和塑性變形特征。不同區(qū)域拉伸試樣的斷口形貌如圖8所示。各試樣拉伸斷口均存在大量等軸狀韌窩，呈現(xiàn)出典型的延性斷裂特征。在搭接區(qū)試樣的斷口上，可見(jiàn)多處明顯的尖銳凸起和凹陷，試樣多處存在微孔聚集型斷裂形貌，斷口各處收縮深度較為一致，而在塑性較好的普通堆積區(qū)頂部試樣的斷口上，中心部分收縮最為明顯，為典型的微孔聚集型斷裂形貌，同時(shí)斷口中心部分可觀察到如圖8d所示較深的二次裂紋。在塑性最差的普通堆積區(qū)底部試樣上，斷口較為平整，可發(fā)現(xiàn)多處平直且較淺的二次裂紋，斷口中心部位存在如圖8f所示的較淺的韌窩，均為裂紋沿原始β晶界撕裂所導(dǎo)致。

圖8

圖8不同取樣位置拉伸斷口形貌

Fig.8Fracture morphologies of samples D (a, b), 1# (c, d) and 2# (e, f) with different magnifications

試樣斷口側(cè)面形貌如圖9所示。由圖9a可見(jiàn)，搭接區(qū)試樣的斷裂位置位于普通堆積區(qū)，表明搭接區(qū)不是力學(xué)性能的脆弱區(qū)。對(duì)比圖9b、d和f可知，普通堆積區(qū)頂部試樣斷口側(cè)面存在大量圓形凹坑，主要原因是該試樣的斷裂方式是微孔聚集型斷裂，試樣內(nèi)部產(chǎn)生微孔后，表面材料向內(nèi)流動(dòng)形成圓形凹坑，而搭接區(qū)試樣斷口側(cè)面圓形凹坑較少，普通堆積區(qū)底部試樣斷口側(cè)面幾乎沒(méi)有觀察到圓形凹坑，說(shuō)明這2個(gè)區(qū)域材料流動(dòng)性較差，與塑性數(shù)據(jù)一致。

圖9

圖9不同取樣位置試樣斷口側(cè)面形貌

Fig.9Macrostructures (a, c, e) and SEM images of fracture side (b, d, f) of samples D (a, b), 1# (c, d) and 2# (e, f)

2.4拉伸變形行為

圖10為變形量為1%的條件下，搭接區(qū)試樣D搭接線選區(qū)和普通堆積區(qū)層帶內(nèi)2個(gè)選區(qū)的激光共聚焦高度圖。試樣表面的凹凸可反映變形程度的大小。由圖可見(jiàn)，試樣整體存在明顯的變形不均勻性。搭接線選區(qū)的變形程度小于普通堆積區(qū)層帶內(nèi)選區(qū)的變形程度，在層帶內(nèi)，圖10b和c所示的原始β晶界兩側(cè)存在變形不均勻的現(xiàn)象，原始β晶界附近存在一個(gè)變形較小的區(qū)域，而晶內(nèi)則出現(xiàn)變形較嚴(yán)重的區(qū)域。

圖10

圖10D試樣在1%塑性變形后不同選區(qū)的激光共聚焦高度圖

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(a) overlapping lines (b) 1starea on the ordinary deposition zone (c) 2ndarea on the ordinary deposition zone

Fig.10Height maps of different zones on sample D after 1% plastic deformation (Insets show the priorβgrain boundaries)

經(jīng)過(guò)1%變形后，搭接區(qū)試樣不同選區(qū)的滑移形貌、EBSD取向圖和轉(zhuǎn)變α相反極圖如圖11所示，藍(lán)線代表柱面滑移，綠線代表基面滑移，紅線代表錐面滑移。對(duì)于試樣整體而言，試樣以柱面滑移為主，且Schmid因子均在0.4~0.5之間。激光共聚焦高度圖顯示搭接線選區(qū)變形程度較小，但仍有部分α板條變形程度相對(duì)較大，圖11a顯示搭接線處變形程度較大的α板條開(kāi)動(dòng)的滑移系為柱面滑移，EBSD取向圖顯示搭接線選區(qū)存在尺寸較大的取向相同的區(qū)域，表明搭接線處平行排列的粗大的α板條具有相同的取向。層帶內(nèi)的滑移形貌表明層帶內(nèi)的變形主要以柱面滑移和基面滑移為主，圖11e和i表明層帶內(nèi)主要由取向各異的α板條互相交織而成，形成編織狀組織，與高倍組織觀察結(jié)果一致。

圖11

圖11D試樣在1%塑性變形后不同選區(qū)的滑移形貌、EBSD取向圖及轉(zhuǎn)變α相反極圖

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(a~c) overlapping lines(d~f) 1starea on the ordinary deposition zone(g~i) 2ndarea on the ordinary deposition zone

Fig.11Slip characteristics (a, d, g), the relative EBSD maps (b, e, h) and IPF-X(c, f, i) for transformedαphase of different areas on sample D after 1% plastic deformation (μ—Schmid factor)

3分析討論

3.1搭接區(qū)組織和織構(gòu)的形成機(jī)理

TC4-DT合金的電弧熔絲增材制造的過(guò)程是TC4-DT合金絲材尖端與下方試塊起弧，絲材尖端熔化成液滴熔覆在試塊上，冷卻后形成新堆積層。絲材下方的試塊上由于電弧加熱也會(huì)熔化，與熔覆的液滴形成熔池，熔池作為新熱源，在已成形的堆積試塊中形成一定的溫度梯度，熔池溫度約為T(mén)C4-DT的熔點(diǎn)(Tm)，試塊中與熔池距離增加，溫度逐漸下降，在溫度高于β相變點(diǎn)的區(qū)域發(fā)生α→β→α的固態(tài)相變，該過(guò)程與非熔化極惰性氣體保護(hù)焊(TIG)、電子束熔絲成形(EBRM)等增材制造技術(shù)的類(lèi)似[16,26,27]。

CMT電弧熔絲增材制造得到的TC4-DT試塊低倍組織主要為粗大的等軸狀原始β晶粒，與TIG、EBRM等技術(shù)成形得到的粗大柱狀原始β晶粒具有明顯的差異[19,26]。本文作者前期研究[28]表明，根據(jù)柱狀晶-等軸晶轉(zhuǎn)變(CET)模型，低倍組織的形態(tài)與堆積過(guò)程中的溫度梯度(G)和凝固速率(R)有關(guān)，而這2個(gè)變量與增材制造工藝的輸入功率(P)和焊槍行進(jìn)速率(V)有關(guān)，P越大，V越大，組織更利于向等軸狀轉(zhuǎn)變。本工作中所采用的CMT電弧熔絲增材制造工藝中，P約為2250 W，V約為900 mm/min，根據(jù)CET模型和3D-Rosenthal模型的計(jì)算[28]，達(dá)到了柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的臨界條件，因此CMT電弧熔絲增材制造工藝更容易形成等軸狀的原始β晶粒。

如圖5所示的搭接區(qū)高倍組織主要為α相，α相的形態(tài)與該區(qū)域的固態(tài)相變有密切聯(lián)系[26]。堆積過(guò)程中搭接區(qū)的溫度梯度如圖12所示。根據(jù)組織的不同可分為A、B、C、D和E 5個(gè)區(qū)域，其中B區(qū)為搭接線，不同區(qū)域組織的形成過(guò)程具有明顯的差異。A區(qū)遠(yuǎn)大于β轉(zhuǎn)變溫度(Tβ)，處于β單相區(qū)內(nèi)，已有的α相完全轉(zhuǎn)變成β相，在后續(xù)冷卻過(guò)程中形成編織狀細(xì)α板條組織。B區(qū)溫度略高于Tβ，考慮到相變動(dòng)力學(xué)因素，該區(qū)域α相未完全轉(zhuǎn)變成β相，殘留的α相具有相同的取向，在高溫下長(zhǎng)大，冷卻后形成如圖5c和d所示的較粗的平行排列的α板條。E區(qū)為兩搭接線相交的區(qū)域，該區(qū)域在堆積過(guò)程中發(fā)生了2次長(zhǎng)大粗化的過(guò)程，因而形成如圖5b所示搭接線相交處更加粗大的組織。C區(qū)溫度略低于Tβ，該區(qū)域α相未轉(zhuǎn)變成β相，由于該區(qū)域溫度較高，所有的α相均發(fā)生了長(zhǎng)大粗化的過(guò)程，最終形成了編織狀粗α板條組織。D區(qū)溫度遠(yuǎn)低于Tβ，該區(qū)域未達(dá)到α相長(zhǎng)大粗化的動(dòng)力學(xué)條件，因而保留了原有的編織狀細(xì)α板條組織，與A區(qū)組織相同。

圖12

圖12搭接區(qū)組織分區(qū)及最快散熱方向示意圖

Fig.12Organization division and the fastest cooling directions of overlapping zone (Tβ—βfransformation temperature)

根據(jù)Burgers關(guān)系，TC4-DT中α相的織構(gòu)與原始β晶粒的取向有關(guān)，而原始β晶粒的取向與最快散熱方向有關(guān)[26,27,29]。堆積過(guò)程中的最快散熱方向如圖12所示，最快散熱方向與搭接線切線方向垂直，為溫度梯度最大的方向。可見(jiàn)搭接線兩側(cè)的最快散熱方向具有明顯的差異，因而搭接線兩側(cè)的原始β晶粒具有不同的生長(zhǎng)方向，最終導(dǎo)致搭接線兩側(cè)的α相織構(gòu)具有明顯的差異；在普通堆積區(qū)底部，最快散熱方向只有堆積增高方向(Z向)，且由于基板溫度低，溫度梯度較大，而對(duì)于普通堆積區(qū)頂部，一方面由于下方堆積體溫度較高，溫度梯度小于堆積區(qū)底部，另一方面，該區(qū)域與打印室內(nèi)Ar氣接觸時(shí)間較長(zhǎng)，散熱方向由單一的Z向變?yōu)槎鄠€(gè)方向。圖6a的α相IPF-X反極圖中，強(qiáng)度較高的取向數(shù)目的關(guān)系為：搭接區(qū)>普通堆積區(qū)頂部>普通堆積區(qū)底部，可見(jiàn)不同區(qū)域中熱傳導(dǎo)的復(fù)雜性的關(guān)系為：搭接區(qū)>普通堆積區(qū)頂部>普通堆積區(qū)底部。

在已有的研究工作中，de Formanoir等[30]在電子束選區(qū)熔化(EBM)制備的TC4合金中，發(fā)現(xiàn)合金中的原始β晶粒具有較強(qiáng)的{100}β//Z的絲織構(gòu)，而劉征[26]利用Burgers取向關(guān)系，計(jì)算得到了在無(wú)變體選擇的條件下，β相絲織構(gòu)轉(zhuǎn)變形成的α相織構(gòu)。計(jì)算結(jié)果表明，在由{100}β//Z理想絲織構(gòu)轉(zhuǎn)變而成的α相織構(gòu)的IPF-X圖上，在接近<0001>方向和與<0001>方向呈45°方向均形成較強(qiáng)的集中取向，而在IPF-22.5°反極圖上，則在與<0001>呈20°和70°方向分別形成較強(qiáng)的集中取向。在IPF-22.5°、45°和67.5°反極圖上，在接近<$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$>方向上均形成較弱的集中取向。

由圖6可知，普通堆積區(qū)和搭接區(qū)均包含由{100}β//Z理想絲織構(gòu)轉(zhuǎn)變而成的α相織構(gòu)，在普通堆積區(qū)底部，織構(gòu)類(lèi)型主要為{100}β//Z絲織構(gòu)轉(zhuǎn)變而成的α相織構(gòu)，在普通堆積區(qū)頂部，部分原始β晶粒取向發(fā)生了一定角度的偏轉(zhuǎn)，偏轉(zhuǎn)角約為22.5°，形成{100}β與Z方向呈22.5°的絲織構(gòu)，最終形成2種轉(zhuǎn)變α相織構(gòu)的混合織構(gòu)。在搭接區(qū)中，由于該區(qū)域熱傳導(dǎo)的復(fù)雜性，不僅有{100}β//Z絲織構(gòu)的轉(zhuǎn)變α相織構(gòu)，還包含了{(lán)100}β與Z方向呈22.5°~67.5°的絲織構(gòu)轉(zhuǎn)變而成的α相織構(gòu)。圖13所示為搭接區(qū)不同EBSD觀察選區(qū)內(nèi)殘留β相{100}極圖。可見(jiàn)，搭接線處織構(gòu)類(lèi)型為{100}β//Z絲織構(gòu)，搭接區(qū)層帶內(nèi)包含有其它取向的織構(gòu)。普通堆積區(qū)頂部和搭接區(qū)的織構(gòu)明顯強(qiáng)于普通堆積區(qū)底部的織構(gòu)，主要是由于普通堆積區(qū)頂部和搭接區(qū)的原始β晶粒尺寸大于普通堆積區(qū)底部的原始β晶粒尺寸，導(dǎo)致XRD測(cè)量的區(qū)域集中在少量的原始β晶粒中，從而使得這2個(gè)區(qū)域織構(gòu)強(qiáng)度較高。

圖13

圖13D試樣1%塑性變形后不同EBSD選區(qū)內(nèi)殘留β相{100}極圖

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(a) overlapping lines (b) 1starea on the ordinary deposition zone (c) 2ndarea on the ordinary deposition zone

Fig.13{100} pole figures of priorβphase of different areas on sample D after 1% plastic deformation

3.2力學(xué)性能一致性的影響因素

力學(xué)性能一致性體現(xiàn)了同一工藝下材料不同位置的力學(xué)性能差異，鈦合金的力學(xué)性能取決于合金的變形行為，而組織形貌和晶體取向是影響變形行為的2個(gè)最主要因素。

在鈦合金中，組織形貌的差異主要表現(xiàn)為組織類(lèi)型和晶粒尺寸的差異。對(duì)比普通堆積區(qū)底部和頂部的低倍組織可知，2個(gè)區(qū)域原始β晶粒尺寸具有明顯的差異，對(duì)比圖4a和b可以看出，普通堆積區(qū)頂部和底部的高倍組織類(lèi)型沒(méi)有明顯差異，均為編織狀組織，且α板條的寬度相當(dāng)，均為1~1.5 μm，可認(rèn)為晶內(nèi)α板條對(duì)變形的阻力相同。把一個(gè)原始β晶粒視為一個(gè)晶粒，以原始β晶粒尺寸(dβ)作為計(jì)算基準(zhǔn)，根據(jù)Hall-Petch公式可得屈服強(qiáng)度(σs)與dβ的關(guān)系：

${?}_{\mathrm{s}}={?}_{?}+{?}_{?}{?}_{?}^{-\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}$(2)

式中，σα反映晶內(nèi)α板條對(duì)變形的阻力；${?}_{?}$為晶界影響系數(shù)，反映原始β晶界對(duì)變形的影響程度，與晶界結(jié)構(gòu)有關(guān)。對(duì)于普通堆積區(qū)底部，屈服強(qiáng)度為762 MPa，原始β晶粒平均寬度約為427 μm。對(duì)于普通堆積區(qū)頂部，屈服強(qiáng)度為729 MPa，原始β晶粒平均寬度約為798 μm，分別代入式(2)可得：

對(duì)于普通堆積區(qū)底部：

$\mathrm{762}={?}_{?}+{?}_{?}{\mathrm{427}}^{-\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}$(3)

對(duì)于普通堆積區(qū)頂部：

$\mathrm{729}={?}_{?}+{?}_{?}{\mathrm{798}}^{-\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}$(4)

由式(3)和(4)可得：

$\mathrm{33}={?}_{?}\left({\mathrm{427}}^{-\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}-{\mathrm{798}}^{-\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}\right)$(5)

求得：

${?}_{?}=\mathrm{2.5}\mathrm{M}\mathrm{P}\mathrm{a}?{\mathrm{m}}^{\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}$(6)

Paradkar等[31]在單相β鈦合金變形行為的研究中，通過(guò)實(shí)驗(yàn)求得了粗大原始β晶粒中的晶界對(duì)變形的影響系數(shù)，系數(shù)范圍在1.4~3.2 MPa·${\mathrm{m}}^{\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}$之間。本工作根據(jù)原始β晶粒尺寸所求的Kβ在Paradkar等[31]工作得到的范圍內(nèi)，可說(shuō)明原始β晶界對(duì)變形的阻力較大。Semiatin和Bieler[32]在TC4合金變形行為的研究中計(jì)算求得了α板條晶界對(duì)變形的影響系數(shù)Kβ，范圍在0.02~0.06 MPa·${\mathrm{m}}^{\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}$之間，可見(jiàn)晶內(nèi)單一α板條界面對(duì)變形的阻力遠(yuǎn)小于原始β晶界的阻力，相鄰α板條容易發(fā)生協(xié)調(diào)變形，在原始β晶界附近變形受阻，而由于α板條含量占高倍組織含量的90%以上，因此變形主要集中于原始β晶粒內(nèi)。由圖10b和c可見(jiàn)，普通堆積區(qū)層帶內(nèi)的原始β晶界附近變形程度較小，而晶內(nèi)則出現(xiàn)了不同程度的大變形量，可知在原始β晶粒內(nèi)，變形遇到原始β晶界受阻，進(jìn)一步說(shuō)明了原始β晶界對(duì)變形的影響大于α板條界面對(duì)變形的影響。

已有的關(guān)于TC4合金變形行為的研究發(fā)現(xiàn)，在變形過(guò)程中，大量α相的柱面、基面滑移系和少量錐面滑移系被開(kāi)動(dòng)[33,34]，而在以片層組織或網(wǎng)籃組織為主的TC4合金中，柱面滑移系更容易被開(kāi)動(dòng)[35]。一般采用Schmid因子評(píng)估滑移系開(kāi)動(dòng)的難易程度，屈服強(qiáng)度的大小與滑移系開(kāi)動(dòng)的難易程度密切相關(guān)，Schmid因子越大，表明該區(qū)域的滑移系越容易開(kāi)動(dòng)，屈服強(qiáng)度越小。劉征[26]通過(guò)計(jì)算得到了α相柱面滑移和基面滑移的Schmid因子等高分布線圖，可得到不同織構(gòu)對(duì)應(yīng)的Schmid因子。

宏觀織構(gòu)主要是對(duì)原始β晶粒內(nèi)的α板條的取向進(jìn)行表征，反映了晶粒內(nèi)的α板條對(duì)變形的影響程度。由圖6所示的各個(gè)區(qū)域的IPF-X圖可以看出，從宏觀織構(gòu)上看，各個(gè)區(qū)域在接近<$\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}$>方向或<$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$>方向或這2個(gè)方向之間形成強(qiáng)集中取向，該取向的α板條具有較大的柱面滑移系Schmid因子(約為0.43~0.50)，同時(shí)各個(gè)區(qū)域均在與<0001>方向呈45°的方向形成相對(duì)較強(qiáng)的織構(gòu)，該取向的α板條具有較大的基面滑移系Schmid因子(約為0.42~0.50)，可見(jiàn)各個(gè)區(qū)域的變形均以柱面滑移和基面滑移為主。在普通堆積區(qū)底部和頂部，還可以發(fā)現(xiàn)一個(gè)相對(duì)接近<0001>方向的織構(gòu)，該取向的α板條的柱面和基面滑移系Schmid因子均比較小，說(shuō)明在原始β晶粒內(nèi)存在部分較難變形的α板條，但由于α板條呈編織狀分布，較難變形的α板條尺寸較小且非連續(xù)分布，因此其對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用遠(yuǎn)小于連續(xù)分布的原始β晶界。

由圖11可知，搭接線選區(qū)和普通堆積區(qū)層帶內(nèi)選區(qū)的微觀織構(gòu)具有明顯的差異。搭接線選區(qū)內(nèi)，IPF-X圖顯示存在一個(gè)較強(qiáng)的織構(gòu)分布在<0001>方向上，在此處，所有的柱面、基面滑移系的Schmid因子都接近于0，因此可判斷該區(qū)域的屈服強(qiáng)度較高，同時(shí)此搭接線選區(qū)內(nèi)還存在一個(gè)靠近<$\mathrm{01}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$>方向的弱織構(gòu)，該取向的α相具有較高的柱面滑移系的Schmid因子(約為0.40~0.49)，因此該區(qū)域產(chǎn)生變形時(shí)開(kāi)動(dòng)的滑移系主要是柱面滑移系。在普通堆積區(qū)層帶內(nèi)，不同選區(qū)的微觀織構(gòu)具有明顯的差異，選區(qū)1中存在一個(gè)靠近<$\overline{\mathrm{1}}\mathrm{210}$>方向的強(qiáng)織構(gòu)，該取向的α相同樣具有較高的柱面滑移系Schmid因子(約為0.45~0.50)，同時(shí)還存在一個(gè)與<0001>方向呈約45°的弱織構(gòu)，該取向的α相具有較高的基面滑移系Schmid因子(約為0.42~0.50)，因此在變形過(guò)程中，該選區(qū)以柱面滑移為主，并有少量基面滑移。選區(qū)2中存在一個(gè)與<0001>方向呈約45°的強(qiáng)織構(gòu)，還有少數(shù)接近<0001>和<$\overline{\mathrm{1}}\mathrm{210}$>方向的弱織構(gòu)，因此在變形過(guò)程中該選區(qū)以基面滑移為主，并有少量柱面滑移。綜上，由于搭接線處與普通堆積區(qū)層帶內(nèi)的織構(gòu)的差異，搭接線處的滑移系更難開(kāi)動(dòng)，因此搭接線對(duì)位錯(cuò)的滑移起到一定的阻礙作用，且由于搭接線由粗大的α板條平行排列組成，該處較難變形的α板條呈連續(xù)分布，因此搭接線對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用大于原始β晶界。

由上述分析可知，屈服強(qiáng)度與原始β晶界、原始β晶粒內(nèi)的α板條界面和搭接線均有密切聯(lián)系，這3種影響因素對(duì)屈服強(qiáng)度的影響程度排序如下：搭接線>原始β晶界>α板條界面，若忽略α板條對(duì)位錯(cuò)滑移的影響，得到如圖14所示不同區(qū)域中位錯(cuò)滑移程的示意圖，各個(gè)區(qū)域的平均有效位錯(cuò)滑移程關(guān)系如下：搭接區(qū)<普通堆積區(qū)底部<普通堆積區(qū)頂部。已有的研究[36]表明，合金中的屈服強(qiáng)度與形變過(guò)程中位錯(cuò)的有效滑移程的平方根呈一定比例關(guān)系，有效滑移程越短，合金的屈服強(qiáng)度越高，根據(jù)平均有效滑移程可推測(cè)各個(gè)區(qū)域的屈服強(qiáng)度應(yīng)有如下的關(guān)系：搭接區(qū)>普通堆積區(qū)底部>普通堆積區(qū)頂部，推測(cè)與實(shí)際測(cè)定結(jié)果相符，說(shuō)明原始β晶界和搭接線是引起CMT電弧熔絲增材制造TC4-DT合金力學(xué)性能一致性的主要因素。

圖14

圖14CMT成形TC4-DT試塊不同區(qū)域的滑移程示意圖

Fig.14The schematics of slip length of overlapping zone (a), top of the ordinary deposition zone (b) and bottom of the ordinary deposition zone (c) of the TC4-DT sample deposited by CMT

應(yīng)變硬化與位錯(cuò)的滑移密切相關(guān)。當(dāng)位錯(cuò)在晶粒內(nèi)滑移時(shí)，會(huì)產(chǎn)生多系滑移，不同滑移系的位錯(cuò)相互交截進(jìn)而阻礙位錯(cuò)的進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)，從而增強(qiáng)應(yīng)變硬化效應(yīng)。當(dāng)位錯(cuò)以晶內(nèi)多系滑移為主時(shí)，n較大；當(dāng)位錯(cuò)滑移受阻時(shí)產(chǎn)生交滑移，交滑移會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力松弛效應(yīng)，從而減弱應(yīng)變硬化效應(yīng)，當(dāng)位錯(cuò)以交滑移為主時(shí)，n較小[37,38]。由于搭接區(qū)位錯(cuò)滑移的有效行程較小，在變形過(guò)程中位錯(cuò)受阻，容易產(chǎn)生交滑移，從而使得應(yīng)力松弛效應(yīng)大于硬化效應(yīng)，因此搭接區(qū)試樣的加工硬化系數(shù)小于普通堆積區(qū)試樣的加工硬化系數(shù)。在后續(xù)變形過(guò)程中，交滑移在原始β晶粒內(nèi)與其它位錯(cuò)形成塞積，從而導(dǎo)致裂紋萌生，因此可見(jiàn)斷裂均發(fā)生在原始β晶粒內(nèi)。

4結(jié)論

(1) 利用CMT電弧熔絲增材制造技術(shù)制備的TC4-DT試塊的不同區(qū)域的組織具有明顯的差異。沿堆積增高方向，低倍組織由尺寸較小的等軸和柱狀晶混合組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮牡容S晶粒；普通堆積區(qū)高倍組織主要由晶內(nèi)編織狀α相、晶界α相和源于晶界的α集束組成；搭接區(qū)高倍組織主要由細(xì)編織狀、平行排列和粗編織狀α相以及界面β相組成，這種組織的形成可由堆積過(guò)程中特殊溫度梯度合理解釋。

(2) 試塊不同區(qū)域的織構(gòu)類(lèi)型和強(qiáng)度具有明顯差異。普通堆積區(qū)底部以源于{100}β//Z絲織構(gòu)的α轉(zhuǎn)變織構(gòu)為主；沿堆積增高方向，原始β晶粒尺寸增大，織構(gòu)強(qiáng)度明顯變強(qiáng)；普通堆積區(qū)頂部還出現(xiàn)了源于{100}β與Z方向呈22.5°絲織構(gòu)的α轉(zhuǎn)變織構(gòu)；搭接區(qū)由于熱傳導(dǎo)的復(fù)雜性，不僅有源于{100}β//Z絲織構(gòu)的α轉(zhuǎn)變織構(gòu)，還包含源于{100}β與Z方向呈22.5°~67.5°絲織構(gòu)的α轉(zhuǎn)變織構(gòu)。

(3) 室溫下，試塊不同區(qū)域的屈服強(qiáng)度和加工硬化系數(shù)具有明顯的差異。由Hall-Petch公式計(jì)算結(jié)果和激光共聚焦顯微鏡觀察結(jié)果可知，β晶界對(duì)力學(xué)性能的影響大于晶粒內(nèi)α板條對(duì)力學(xué)性能的影響，搭接線在<0001>方向上存在一個(gè)較強(qiáng)的織構(gòu)，其特點(diǎn)是柱面和基面滑移的Schmid因子均接近0，導(dǎo)致此處強(qiáng)度較高；在原始β晶界和搭接線的影響下，各個(gè)區(qū)域的平均有效位錯(cuò)滑移程具有以下的關(guān)系：搭接區(qū)<普通堆積區(qū)底部<普通堆積區(qū)頂部，因而搭接區(qū)具有最大的屈服強(qiáng)度和最小的加工硬化系數(shù)。

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