激光熔化沉积TA15+Ti2AlNb合金的组织与力学性能

刘彦涛， 张永忠， 陈以强， 唐杨杰

(北京有色金属研究总院 复合材料中心，北京 100088)

激光熔化沉积TA15+Ti2AlNb合金的组织与力学性能

刘彦涛， 张永忠， 陈以强， 唐杨杰

(北京有色金属研究总院 复合材料中心，北京 100088)

将TA15和Ti2AlNb合金粉末以不同比例预混，采用激光熔化沉积工艺，制备出40%TA15+60%Ti2AlNb，50%TA15+50%Ti2AlNb，60%TA15+40%Ti2AlNb (质量分数)3种比例的合金薄壁，分析了薄壁的成分、组织及力学性能。结果表明：3种沉积薄壁的成分分布均匀，合金由α相、α2相及β/B2相组成，针状α相和α2相呈网篮状分布在初生β/B2晶粒内部；3种合金的抗拉强度分别为1108 MPa，1071 MPa，1105 MPa，断裂伸长率分别为3.0%，2.2%，3.8%；拉伸断口可见沿α2相撕裂产生的撕裂棱，断裂方式均为准解理断裂。

激光熔化沉积；钛合金；微观组织；力学性能

激光熔化沉积(Laser Melting Deposition，LMD)技术将快速原型制造技术和激光熔覆技术结合，通过高功率激光熔化同步输送的粉末材料，由计算机控制逐层堆积成形，得到具有致密组织和良好综合性能的近终形零件[1]，在高性能复杂零件直接成形[2-4]及高价值零件的高质量修复[5]方面有广泛应用。由于该技术在材料组成、凝固组织、外形尺寸等的控制上具有极大柔性，可以制备出不同位置的成分、相及组织均不同的功能梯度材料或多材料组合结构[6-7]。作为功能梯度材料的一个研究方向，异种合金梯度复合结构通常被用作缓和热应力的耐热性机械部件，在航空、航天、机械、兵器等领域有越来越大的应用前景[8]。

钛合金因具有比强度高、耐蚀性好、耐热性好等特点而被广泛应用于航空航天领域。TA15合金具有中等的室温和高温强度，良好的热稳定性和焊接性能，可在500 ℃以下长时间工作，已广泛应用于飞机和发动机的各种承力构件；Ti2AlNb合金服役温度范围为600～800 ℃，具有高的室温抗拉强度、高温抗拉强度和疲劳强度，较好的室温断裂韧度和裂纹扩展抗力，良好的抗蠕变性，中等抗氧化性能及低的热膨胀系数，近年来成为高温钛合金的研究热点。考虑到航空航天零部件对轻质、高强的性能要求，及不同零部件工作温度的差异，在零件不同部位选用不同型号的钛合金一体成形，相对于传统机械连接，既节省了原材料，减轻了重量，又增加了零件的可靠性。如某高马赫飞行器进气道，由于与燃烧室的距离不同，进气道不同部位需要在不同温度下服役。研究TA15/Ti2AlNb合金的梯度复合结构，充分发挥Ti2AlNb合金的高温性能和TA15合金的中低温性能，有重要的现实意义。

激光熔化沉积技术所制备异种材料的界面为冶金结合，异种材料结合界面会形成过渡区，过渡区成分呈阶梯逐渐变化，过渡区通常是梯度复合结构的薄弱环节，因此对于异种钛合金梯度复合结构，其过渡区的成分、相组成和力学性能亟待研究。目前，已有学者采用激光熔化沉积方法制备出Ti3Al/TC11，TC4/TC11，TA2/TA15，TC17-TC11，TA15/γ-TiAl，TA12/γ-TiAl，TC11/γ-TiAl[9-15]等异种钛及钛合金梯度复合结构，研究集中于梯度复合结构的成分、组织变化及整体性能。杨模聪等[16]采用不同配比的Ti60和Ti2AlNb粉末，制备了立墙式Ti60-Ti2AlNb梯度材料，并对不同配比沉积材料的组织和显微硬度进行了分析；刘建涛等[17]制备了从纯Ti到Ti2AlNb成分线性过渡的沉积薄壁，并对薄壁不同成分的组织和显微硬度进行了研究。相关研究均为在一块薄壁上完成成分过渡，进而研究成分和组织变化。异种材料界面过渡区通常会有对性能不利的第二相析出，导致材料易沿界面断裂；由于界面的成分和组织是连续过渡的，对某一种成分的材料进行拉伸性能测试，有助于探索异种材料界面断裂的机理，并能够指导异种材料的制备过程，即通过对材料组织的主动控制避免或减少性能较差的成分材料的生成。

依据激光熔化沉积TA15/Ti2AlNb合金界面中的不同位置的合金成分，本研究采用激光熔化沉积工艺制备出不同成分比例的TA15+Ti2AlNb合金薄壁，分析其组织及力学性能，为制备TA15/Ti2AlNb双合金梯度复合结构奠定基础。

1 实验材料及方法

TA15，Ti2AlNb合金粉末采用等离子旋转电极雾化工艺制备，粉末粒度分别为-90～+325、-90～+400目，TA15合金的名义成分为Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V(质量分数/%)，Ti2AlNb合金粉末的名义成分为Ti-22Al-25Nb(原子分数/%)。混合粉的比例(质量分数，下同)分别为I：40%TA15+60%Ti2AlNb，II：50%TA15+50%Ti2AlNb，III：60%TA15+40%Ti2AlNb，采用SHB三维混合机进行4 h预混。

采用6 mm厚TA15钛合金板作为基体材料，实验前用砂纸打磨并用丙酮擦拭干净。激光熔化沉积实验在配有5 kW CO2横流激光器、三轴联动数控工作台、气氛保护箱、GTV高精度双路送粉器、同轴送粉装置的专用系统上进行。激光束采用焦长为200 mm的铜反射聚焦镜聚焦，光斑直径约3 mm；气氛保护箱具备循环净化功能，可将氧含量控制在0.001%以下，送粉载气和保护气均为高纯氩气。

激光熔化沉积工艺参数为：激光功率1600 W、焦斑直径3.0 mm、保护气流量5 L/min、激光扫描速率4 mm/s。对于3种混合粉，送粉量分别为1.83 g/min，1.86 g/min，1.89 g/min，采用单道往复扫描方式沉积，单层沉积厚度0.4 mm。成形薄壁试样见图1，由图1可知，所沉积薄壁形状规则，且沉积过程能够连续进行，说明所选工艺参数较为合适。

图1 激光熔化沉积混合粉合金宏观薄壁Fig.1 Thin-wall sample of mixed powder alloy prepared by laser melting deposition (a)I：40%TA15+60%Ti2AlNb； (b)II：50%TA15+50%Ti2AlNb；(c)III：60%TA15+40%Ti2AlNb

沉积结束后将试样置于箱式电阻炉中，进行600 ℃×1 h，空冷的去应力退火处理。采用电火花线加工沿平行激光束扫描方向的纵截面切取沉积材料制成金相试样，取样位置均为沉积薄壁中部区域，如图1所示框选部位。沿平行于激光束扫描方向切取拉伸试样，尺寸如图2所示。拉伸试样表面依次用320#，500#，800#，1200#砂纸打磨，以去除加工痕迹。采用Axiovert 200 MAT光学显微镜(OM)及JSM-6510扫描电镜(SEM)观察显微组织和断口形貌，金相和扫描电镜试样用金相砂纸打磨至2000#，然后进行机械抛光，采用2 mL HF+1 mL HNO3+7 mL H2O2+20 mL H2O腐蚀剂进行腐蚀，时间为15～20 s。在Instron 拉伸试验机上进行室温拉伸实验，实验结果取3个平行试样的平均值，试样标距为13 mm，拉伸加载速率为0.4 mm/min。

图2 拉伸试样尺寸示意图Fig.2 Dimensional drawing of tensile testing sample

2 结果与讨论

2.1 成分及组织

沉积态TA15合金的低倍组织为沿沉积高度方向贯穿多个熔覆层外延生长的粗大β柱状晶[18]，沉积态Ti2AlNb的低倍组织为粗大的B2等轴晶粒，内部有细小α2相和O相析出[3]。图3为混合粉合金的组织结构。图3(a)所示为合金I的光学显微组织，合金组织不同于沉积态TA15合金和沉积态Ti2AlNb合金组织；组织中含有与Ti2AlNb合金组织相近的β/B2晶粒，区别于激光熔化沉积TA15合金的柱状组织；激光往复扫描沉积过程中，已凝固的沉积层反复受到激光的加热作用，冷却速率较慢，使得β/B2晶粒长大。图3(b)～(e)为混合粉合金的显微组织。由图3(b)～(e)可知，等轴晶粒内部分布着大量针状相，尺寸介于Ti2AlNb合金的O相组织和TA15的α相组织。

3种薄壁试样中各元素含量(EDS测得)如表1所示，所得数据为沉积薄壁距离顶部分别为3个位置2 mm，24 mm，46 mm的测量结果平均值，由其标准差可知，3种沉积薄壁的成分分布均匀。其中100%Ti2AlNb合金和100%TA15合金的元素含量为其沉积态的元素含量。由表1可知，随着TA15合金百分含量的增加，薄壁试样中的Ti，Zr，Mo，V元素含量逐渐增加，Al，Nb元素含量逐渐减少，由于3种元素Zr，Mo，V在合金中所占百分比较小，本研究不做详细分析。

如图3(c)所示，对合金I的组织进行EDS分析，结果见表1。作为α相稳定元素，铝原子以置换方式存在于α相中，可以降低合金熔点，提高β转变温度，使β稳定元素在α相中的溶解度增大，在室温和高温都起到强化作用。然而，如果铝的加入量超过α相的溶解极限后，一般认为超过7%，就会出现以Ti3Al为基的有序α2相固溶体，使合金变脆[19]，合金I中的铝当量大于8%，合金有可能析出α2相。图3(c)中黑色长针状相A的Nb元素含量比B处及合金I平均值低。根据其质量分数计算可得出针状A相中3种元素Ti，Al，Nb的原子百分比为67 ∶17 ∶14。由于O相的化学成分基本符合Ti-25Al-25Nb(原子分数/%)，根据黑色长针状A的元素含量，判断其不是O相，而应是α2相。

图3(c)中B处所示元素含量为细小针状相与基体的综合含量，其Nb元素含量低于合金I，高于黑色长针状α2相。根据图4的XRD图谱可知，3种合金的XRD衍射峰基本一致，确定合金由α相、α2相及β/B2基体组成。有研究表明[16]，当合金成分在Ti-(7.54～8.46)Al-(16.52～25.81)Nb-(1.61～2.51)Sn(质量分数/%)时，合金的组织由α相、α2相及β/B2相组成。图3中灰色基体为β/B2相，细小针状相为α相，尺寸较大的黑色长针状相为α2相，混合粉合金中的针状α相和α2相呈网篮状分布在初生β/B2晶粒内部。

图3 混合粉合金的显微组织Fig.3 Microstructure of mixed powder alloy (a)，(b),(c)I：40%TA15+60%Ti2AlNb； (d)II：50%TA15+50%Ti2AlNb；(e)III：60%TA15+40%Ti2AlNb表1 混合粉合金的元素含量Table 1 Element content of mixed powder alloy

SampleElementcontent(massfraction/%)TA15+Ti2AlNbTiAlNbZrMoV0+10042．47±0．389．77±0，2147．76±0，57———I：40+6061．14±1．358．35±0．1728．37±1．621．020．510．61II：50+5065．30±0．217．93±0．1124．00±0．541．330．680．76III：60+4069．77±0．357．44±0．2219．43±1．141．550．890．92100+088．45±0．585．95±0．18—2．441．461．70A63．419．2824．971．170．600．57B61．868．8826．951．100．550．66C66．1210．3420．781．350．700．71

图4 混合粉合金XRD衍射图谱Fig.4 X-ray diffraction of mixed powder alloy (a)I：40% TA15+60%Ti2AlNb；(b)II：50%TA15+50%Ti2AlNb； (c)III：60%TA15+40%Ti2AlNb

对于合金I，α2相长度5～10 μm，宽度1～2 μm，细小针状α相长度<2 μm，宽度<0.5 μm；对于合金II，α2相与合金I中α2相形态相近，但是长宽比变大，部分细小针状α相长度变长，达到4～5 μm。由图3(d)中C处的元素含量可知，晶界处为α2相，合金在冷却过程中，α2相优先在β/B2晶界处析出，部分长针状α2相垂直于晶界向晶内生长(图3(d))，同时发现晶界附近针状α相的数量较晶内减少，可能是由于晶界在析出α2相后，周围Nb元素含量较高，作为β相稳定元素，Nb元素可以削弱Al对α稳定作用，抑制了晶界周围α相的析出；合金III中初生长针状α2相长度变大，长宽比进一步增大，这是由于合金III中Nb元素的含量进一步减少，对α及α2相的抑制作用减弱，导致α及α2相长大。

2.2 拉伸性能

将混合粉合金薄壁切割成拉伸试样进行室温拉伸实验，结果如表2所示，其中TA15合金和Ti2AlNb合金的性能为采用同样沉积工艺和热处理工艺状态下的拉伸性能。由表2可以发现，3种合金的抗拉强度较接近，均值在1070～1110 MPa之间，略高于激光成形TA15和Ti2AlNb合金的抗拉强度。3种合金的断裂伸长率介于2.2%～3.8%之间，低于TA15合金，高于Ti2AlNb合金。断裂伸长率大小依次为：II

Stroh理论认为，在试样中任何形式的应力集中将产生两种结果，一是产生微裂纹而促成脆性断裂，另一种是激活附近的F-R源而导致韧性断裂[20]。β/B2相具有体心立方结构，滑移系较多，为避免弹性能的松弛，骤然间产生大量的位错合并在一起，以致应力集中部位附近的F-R源来不及激活，导致脆性断裂。α2相为六方DO19结构，单一相结构的α2相由于超点阵的局限，位错滑移系少，且由于反相畴界面APB的影响，位错本身的滑移阻力大，决定了其本征脆性[21]。

合金在形变时，位错的运动受到α2相阻碍，导致位错塞积；B2/α2相之间变形不易协调，导致B2/α2相之间产生应力集中，裂纹极易在B2/α2相界面上形成并扩展，使合金室温拉伸时易发生准解理断裂，降低了合金的塑性，因此合金的断裂伸长率低于TA15合金。

图5为不同百分比混合粉合金的拉伸断口形貌，可以看到合金断裂时沿α2相撕裂产生的痕迹，如图5中箭头所指，这是解理小平面间因局部的微观塑性变形而形成的撕裂棱，材料的断裂方式为准解理断裂。

表2 激光熔化沉积钛合金的拉伸性能Table 2 Tensile property of different titanium alloy by LMD

以Nb元素为例分析元素在界面的分布情况，图6为Nb元素的分布示意图。在异种材料的成形过程中，当沉积完一种材料而进行另一种材料的沉积时，由于受到熔池对流及扩散的影响，元素在界面的分布近似为线性连续，如图6所示；由于成分的不断变化，双性能材料的组织在过渡区也是变化的，如图5所示。可以发现，本研究中3种合金的成分集中在TA15/Ti2AlNb梯度复合结构界面的中部，3种合金的抗拉强度虽然超过Ti2AlNb合金和TA15合金，对于TA15/Ti2AlNb梯度复合结构，某一位置处材料的强度虽然较高，但是与其相邻部位的材料，由于组织的不均匀性，导致产生组织应力，在拉伸时，任一过渡区位置都可能成为薄弱环节，尤其对于成分为III的位置，由于α2相尺寸较大，大于Ti2AlNb一侧的O相、α2相及TA15合金一侧的α相，在对梯度复合结构进行拉伸时，界面处有可能由于变形不协调而产生应力集中，进而产生微裂纹并导致材料发生断裂，在对梯度复合结构进行后期强韧化热处理时需兼顾界面位置的塑性，或者通过改善激光熔化沉积工艺改变界面处的沉积态组织形态。

图6 Nb元素界面分布示意图Fig.6 Schematic diagram of distribution of Nb in the interface

3 结论

(1)采用激光熔化沉积工艺制备出3种混合粉40%TA15+60%Ti2AlNb，50%TA15+50%Ti2AlNb，60%TA15+40%Ti2AlNb合金薄壁。3种合金薄壁的成分分布均匀，合金组织由针状α相、α2相和初生β/B2相组成。

(2)3种合金的断裂方式均为准解理断裂，抗拉强度比Ti2AlNb合金和TA15合金略高，断裂伸长率比Ti2AlNb合金略高，但是低于TA15合金。

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(责任编辑：徐永祥)

Microstructure and Mechanical Properties of Laser MeltingDeposited TA15+Ti2AlNb Alloys

LIU Yantao, ZHANG Yongzhong, CHEN Yiqiang, TANG Yangjie

(Center for Composites, General Research Institute of Nonferrous Metals, Beijing 100088， China)

Three different proportions of TA15 and Ti2AlNb alloy powde were premixed and thin-walls with proportions of 40%TA15+60%Ti2AlNb, 50%TA15 +50% Ti2AlNb and 60%TA15+40%Ti2AlNb (mass fraction) were prepared by using laser melting deposition process. The composition, microstructure and mechanical properties of the three thin-walls were analyzed. The results indicate that the compositions of all the three kinds of alloys are uniform. The alloy appears as basketweave microstructure with acicular α phase and α2phase distributing within primary β/B2 grain. Tensile strength of the three kinds of alloys are 1108 MPa and 1071 MPa, 1105 MPa, and elongation are 3.0%, 2.2% and 3.8% respectively; Tear ridge along α2phases is visible on tensile fracture surface, and the fracture mode is subject to cleavage fracture.

laser melting deposition；titanium alloy；microstructure；mechanical properties

2016-03-23；

2016-10-14

自然科学基金(51571037)；北京市自然科学基金(Z140002)资助项目

张永忠(1970—)男，博士，教授级高工，主要从事金属零件的激光快速成形及修复研究，(E-mail)yyzhang@grinm.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.00052

TN249；TF124

A

1005-5053(2017)03-0061-07