张明朗，柏关顺，李承德，陈振文，丰生荣，明 珠，王 伟
(1.中国兵器科学研究院宁波分院，浙江 宁波 315048；
2.南京理工大学材料学院，江苏 南京 210094)
TA15(Ti-6.5Al-1Mo-1V-2Zr)钛合金，是一种典型的近α型钛合金，具有比强度高、耐蚀性强、焊接性好的特点，在坦克装甲、武装直升机、船舶等防护领域有着关键应用[1-5]。但传统钛合金加工制造工艺如铸造、锻造等存在生产周期长、材料利用率低、过程可控性小等不足，严重限制了钛合金的进一步应用。钛合金加工周期延长，提高了产品加工成本。增材制造技术能够实现近净成形，仅需少量加工，因此其在钛合金广泛应用减少了成产成本，提高市场响应速率。
近几年来，增材制造[6](AM，Additive Manufacturing)技术的快速发展为解决传统制造的难题提供了解决途径。对钛合金的增材研究主要集中于激光增材。Sabban[7]研究了TA1的激光增材技术，创新性的使用循环热处理方式将α晶粒球化并获得双态微观结构，在保持材料原有高强度的同时，提高了延展性和韧性。Sheng Zhang等[8]研究了热处理对增材TA15组织的影响并获得了综合性能良好三态组织。
然而，激光设备投资大、运行成本高、沉积效率低，无法满足日益增长的大型结构件快速制造需求。丝材+电弧增材制造(Wire + Arc Additive Manufacturing，WAAM)是一种以电弧为热源、丝材为填充金属进行逐层堆积的增材制造技术[9]。与以电子束、激光等为热源增材方式相比，WAAM技术具有沉积效率高、材料利用率高、设备投资成本低等巨大优势，受到了国内外研究学者的广泛关注。Wu 等[10]研究了TC4电弧增材过程中热积累对成形质量的影响，发现由于散热路径的改变将影响构件形状特征。等离子电弧增材技术以压缩电弧为热源，能量密度高、沉积效率高、成型精度高、电弧稳定性强的特点，在钛合金增材制造领域有着重要应用。徐俊强等[11]研究了协同送丝等离子增材制造异种钛合金组织与性能，结果表明增材构件中存在两种微观组织形态，即分布在沉积层交界处的α相集束组织和分布在沉积层中心的α+β相片层组织，成功将等离子电弧增材应用到异种钛合金的制造。
由于目前使用等离子电弧增材制造TA15钛合金的研究较少。本文通过研究等离子电弧增材制造TA15钛合金组织与性能，以期扩展TA15成型方法与应用，为钛合金电弧增材发展应用提供理论与实践基础。
等离子电弧增材示意图如图1所示。基板为 200 mm×100 mm×6 mm的TA15钛合金板材，沉积金属为TA15钛合金丝材，其化学成分如表1所示。
表1 TA15化学成分
增材开始前，对钛合金基板的待增材表面进行打磨并用丙酮擦拭，除去表面氧化层和油污。使用夹具固定基板，防止基板变形对增材过程产生影响。
增材时，在一层堆积完成后，下一层电弧运动方向与上一层运动方向相反。等离子电弧增材制造TA15钛合金工艺参数如表2所示。
表2 电弧增材TA15工艺参数
增材完成后，从增材构件上使用线切割机取拉伸试样和金相试样进行表征。取样方式如图1所示。对金相试样依次在240 #、400 #、600 #、800 #、1 200 #、2 000 #砂纸上进行打磨至光亮，经抛光、腐蚀剂(3 mL HF、30 mL HNO3、67 mL H2O2)腐蚀、酒精清洗并吹干后获得金相试样。依据标准 GB/T 228—2002 取得拉伸试样，并利用万能试验机测试室温下的拉伸性能，分析不同区域的性能变化规律。采用光学显微镜对增材样件显微组织进行表征，使用 FEI Quanta250F 场发射扫描电镜观察微观组织及拉伸断口形貌。
图1 等离子电弧增材制造过程示意图
2.1 增材TA15微观组织
取电弧增材TA15直壁上、中、下三部分金相试样，获得微观组织如图2所示，其中图2a、图2c、图2e为不同位置的金相照片，图2b、图2d、图2f为不同位置的SEM照片。从图2a中可以看出，上部组织主要有类似于网篮的网篮组织，以及取向一致的片层状组织，另外存在少量的针状α和α′。结合TA15相图，不难分辨出，上部微观组织主要由针、片状α、针状马氏体α′、网篮组织、魏氏组织及大等轴原始β晶组成。其中，马氏体α′相的形成主要与增材过程中的形核、冷却速度以及成分扩散有关。对于最上部组织，等离子增材完成后，最上层钛合金温度高于β相转变温度，且散热较快，β相在较快的冷却速度下转变成马氏体。
图2 不同位置的显微组织
中层位置主要有网篮组织、少量魏氏组织、少量马氏体α′、集束组织、棒状α和原始β晶界。中、下位置α′的减少的主要原因是，后续多层热循环的累积，对中下层有热处理作用，使得马氏体α′分解，并形成集束组织[12]。而中、下位置的片层宽度增大，也是后续沉积层的热积累而形成的热处理作用。
下层位置的组织与中层相似，有网篮组织、部分针状α、少量α′、魏氏组织、原始β晶界，但有比中层组织更加明显的短棒状(等轴状)α晶。
值得关注的是中、下层组织存在短棒状(或等轴状)α，且下层棒状α较中层尺寸大，这是由于中、下层组织受到后续沉积层热处理作用，使得短棒状α生长。通常认为短棒状的α晶初生α晶，片层α晶为次生α晶[8]。中、下部组织与上部组织有着明显差别，主要是由于中下部层收到了后续多层热循环作用。中下层α片层尺寸更大。三个位置均有取向一致的α针片状组织。这是由于直壁构件整体散热较慢，冷却速度远小于最上层组织，过冷度较小，易于晶界处形核并生长，从而形成取向一致的针片状α从组织。
另外可以看到，显微组织中同时存在不连续晶界和连续晶界(图2a)。李雷等[12]认为，该晶界是由块状的初生α相组成。没有形成连续晶界的原因是，晶界处温度低，冷却速度较慢，过冷度较小，α在该处形核并缓慢长大，从而形成不连续晶界。
2.2 增材TA15力学性能
不同方向不同部位的拉伸性能如图3所示。可以看出，等离子增材TA15钛合金，对于平行于焊缝方向的试样，其抗拉强度和屈服强度均大于垂直于焊缝方向的试样，伸长率小于垂直于焊缝方向的试样，增材试样具有明显的各向异性；
从上到下，抗拉强度逐渐增大。主要是由于受到多层热循环的作用，中下部组织残留β基体中生长出更多片层状次生α相，使得试样强度增大。由于增材时电弧运动路径上下层不同，使得增材冷却后没有形成贯穿多层的大柱状晶粒，且左右两侧受热作用相似，因此同一水平方式取样下，垂直于焊缝方向的两侧试样强度没有明显的差距。
图3 不同位置拉伸性能
图4显示了三组平行于焊缝方向试样的典型拉伸断口微观形貌。图4a断口含有剪切韧窝以及少量等轴韧窝，是一种典型的延性断裂特征。图4b显示了平行于焊缝方向中部的拉伸断裂形貌，其中含有较多的等轴韧窝，这也验证了图4b组试样的抗拉强度大于图4a组试样。图4c断口有明显的准解理断裂特征，为韧、脆混合断裂。这也证明了下层位置的试样塑性较差，主要是由于热累积使得下层晶粒生长而粗大。
图4 三组拉伸试样的典型断口微观形貌
同时值得关注的是，水平垂直于焊缝试样的左、右两部分的塑性高于中部位置。通常在增材过程中，水平方向上焊缝中心位置较两侧散热速度慢，片层间距较大，晶粒较粗；
而边缘冷却速度快，片层间距较窄，晶粒较小。通常细化晶粒后，单位体积内晶粒增多，变形易分散在更多的晶粒中，不容易造成应力集中，从而使得塑性提高。因此同一水平方向上，边缘位置的塑性略高于中心部位的塑性。
从本文分析可以看出，等离子电弧增材直壁试样的拉伸性能在二维方向具有明显的方向性，差距较大。
(1) 等离子电弧增材获得的直壁体中，上层组织主要有针、片状α、针状马氏体α′相、网篮组织、魏氏组织及大等轴原始β晶；
中下层组织较为相似，均有网篮组织、少量魏氏组织、少量马氏体α′、集束组织、原始β晶界，但下层组织存在短棒状(等轴状)α晶，为初生α相。
(2) 等离子电弧增材获得的直壁体中，沿增材方向组织差异明显，中下层α片层宽度较上层大。
(3) TA15电弧增材制造直壁构件存在明显的各向异性，平行于焊缝方向的抗拉强度大于垂直于焊缝方向的抗拉强度。
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