劉祥宇 柳晉 徐國建

摘要：電弧增材制造（WAAM）技術兼具生產(chǎn)效率高和成本低的特點，但為保證其生產(chǎn)的零部件的綜合性能，往往需要進行后續(xù)的熱處理。文中采用WAAM技術制備了TC4試樣，利用光學顯微鏡、掃描電鏡、X射線衍射儀、拉伸試驗機及硬度儀研究了冷卻速度（950 ℃/2 h/WC水冷、950 ℃/2 h/AC空冷、950 ℃/2 h/FC爐冷）對TC4組織與性能的影響。試驗結果表明，WC、AC及FC冷卻方式下TC4試樣的組織均由初生α相和β相組成，其中WC冷卻方式得到的β相較多;TC4試樣的組織由下至上均呈現(xiàn)逐漸粗化的傾向;隨著冷卻速度的降低，初生α相有粗化趨勢，TC4試樣抗拉強度降低，塑性提高; 950 ℃/2 h/AC WAAM TC4試樣力學性能超越了鑄件國標要求;拉伸試樣斷口形貌均為塑性斷裂。

關鍵詞：電弧增材制造;TC4;顯微組織;力學性能;冷卻速度

0? ? 前言

目前，激光增材制造（LDM）TC4零部件受到研究者的廣泛關注， LDM技術生產(chǎn)的零部件已經(jīng)廣泛應用于航空航天領域 [1-7]。隨著國內外學者對LDM技術的進一步研究，發(fā)現(xiàn)生產(chǎn)成本和生產(chǎn)效率是制約LDM技術規(guī)模化應用于實際生產(chǎn)的主要問題。近年來，電弧增材制造（WAAM）技術受到研究者青睞，是解決上述兩大瓶頸問題的有效措施之一。但是WAAM過程中，由于熱輸入量大、難以獲得較好成形、殘余應力大及使用性能較低等特點，成形后的零部件往往需要后續(xù)處理（熱處理及熱等靜壓等）以提高其綜合性能[8-12]。

目前，國內外學者針對熱處理對LDM鈦合金零部件的組織與性能的影響展開了一系列研究，結果表明[13-15]，對沉積態(tài)的鈦合金進行熱處理可以有效地提高鈦合金零部件的綜合性能。另外，由于LDM過程中具有快速加熱并迅速冷卻的特點，沉積態(tài)鈦合金零部件中容易得到較為細小的組織[15]。而與LDM相比，WAAM具有熱輸入量大的特點，因此較易得到粗化的微觀組織，且零件成形較差[8-12]。鑒于LDM與WAAM工藝角度的巨大差別，可認為兩種工藝制造的零部件后續(xù)熱處理制度不能相互套用，因此，針對WAAM制造的鈦合金零件熱處理制度仍有待進一步深入研究。Bermingham[8]等人發(fā)現(xiàn)WAAM制造的鈦合金零部件冷卻速度較慢，使β相向α相的轉變較為完全，冷卻至室溫時幾乎沒有β相存在。Brandle[16]等人研究發(fā)現(xiàn)，對WAAM技術制造的TC4樣件，進行熱處理（843 ℃/4 h/FC），可以在不損失強度的情況下，顯著提高TC4的塑性;600℃/4 h/FC熱處理制度可以有效提高TC4的抗拉強度，但塑性有明顯下降。綜上所述，對WAAM技術制造的 TC4零部件進行熱處理可以有效改善其組織和性能。但截止目前，針對WAAM TC4熱處理過程中的冷卻速度對其零部件組織與性能影響的報道仍相對較少。

本文基于WAAM 技術制備了三組TC4試樣，并根據(jù)王文博等人的研究[7]，對沉積態(tài)的TC4在950 ℃進行固溶處理，可獲得較好的綜合性能，因此文中對三組TC4試樣進行了950 ℃保溫2 h的熱處理，之后分別對三組試樣進行水冷（WC）、空冷（AC）及爐冷（FC），對比分析熱處理過程中不同冷卻速度下TC4試樣的組織與性能變化規(guī)律，為低成本、高效率的WAAM技術在鈦合金制造領域的產(chǎn)業(yè)化應用奠定一定的理論基礎。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗采用直徑1.2 mm的TC4焊絲作為電弧增材制造的原材料，選用熱軋供貨狀態(tài)的TC4板材作為試驗基板（尺寸100 mm×100 mm×20 mm），焊絲與基板的化學成分如表1所示。試驗在密封艙內進行，以純度為99.99%的氬氣作為保護氣體，密封艙內水氧含量≤20×10-6。

1.2 WAAM工藝參數(shù)

WAAM裝置由TIG焊槍（鎢極直徑φ3.2 mm）、焊機、送絲機、密封艙、水氧分析儀、水冷機及六軸機器人等組成， WAAM示意圖及試驗取樣位置如圖1所示。經(jīng)過大量試驗獲得了最佳TC4 WAAM工藝參數(shù)：焊接電流160 A、送絲速度1.4 m/min、機器人移動速度8 mm/s、搭接率50%。采用上述工藝參數(shù)獲得的TC4試樣實物與拉伸試樣尺寸如圖2所示。

1.3 熱處理工藝參數(shù)

在具有氬氣氛圍保護熱處理爐中進行TC4試樣的熱處理，加熱溫度精度為±1 ℃，加熱速度為6 ℃/min。為研究冷卻速度對TC4試樣組織與性能的影響，熱處理制度分別制定為950 ℃/2 h/WC、950 ℃/2 h/AC、950 ℃/2 h/FC。

1.4 組織分析和性能測試

WAAM TC4試樣尺寸約60 mm×60 mm×60 mm，分析試樣的取樣位置如圖1所示。金相試樣的取樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的正方體，鑲嵌后用二氧化硅懸浮液進行拋光，再用腐蝕液（HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶7）進行約15 s的腐蝕。使用光學顯微鏡觀察與分析TC4試樣的微觀組織，采用X射線衍射儀分析試樣的相組成，測試范圍為20°～90°，掃描速度4°/min。用HVS-5維氏硬度儀對不同冷卻速度得到的TC4試樣進行硬度表征，載荷200 g，保持時間10 s。使用電子萬能試驗機測試室溫抗拉性能，拉伸速率1 mm/min。采用掃描電子顯微鏡分析室溫拉伸試樣的斷口形貌。

2 結果和討論

不同冷卻速度（WC、AC、FC）下，WAAM制造的TC4試樣X射線衍射分析結果如圖3所示。由圖可知，三種冷卻方式下TC4試樣均由α相和β相組成，與空冷和爐冷得到的試樣的X射線衍射結果相比，水冷方式得到的TC4試樣中β相衍射峰的高度較高，說明水冷方式得到的試樣中含有較多的β相。這是由于水冷具有較大的冷卻速度，使得TC4中β相向α相的轉變不完全，冷卻至室溫時殘留的β相較多。

熱處理條件為950 ℃/2 h/WC時，WAAM制造的TC4試樣不同位置的微觀組織形貌如圖4所示。結合圖3的XRD結果，可確定試樣的顯微組織主要由大量針狀初生α相及少量β相組成，其中β相存在于針狀初生α之間的（α+β）組織中[7]。這是由于WC具有較快的冷卻速度，作為非平衡凝固，使得室溫下TC4中有一定含量的殘留β相，同時，過飽和的α相會部分轉變?yōu)棣?馬氏體，殘留β相部分轉變?yōu)棣?馬氏體[17]。另外，下、中及上部的針狀初生α相的平均尺寸（長×寬）分別為9.35 μm×2.26 μm、17.45 μm×3.38 μm及36.74 μm×3.64 μm。且在試樣中由下至上，針狀初生α相具有粗化加長的趨勢。這是由于WAAM過程中，每沉積一層，多余的熱輸入會對熔合線下方金屬產(chǎn)生一次熱處理作用，使熔合線下方組織細化，而樣件上部受到這一影響的次數(shù)少于下部，最終使得整體成型樣件上部的組織相對下部粗化。上述試驗結果說明950 ℃/2 h/WC熱處理條件不能完全改變WAAM TC4試樣的原始組織形態(tài)。

950 ℃/2 h/AC下WAAM制造的TC4試樣的微觀組織形貌如圖5所示。由圖可知，在僅改變冷卻方式的情況下，TC4試樣的組織演化規(guī)律基板與950 ℃/2 h/WC熱處理制度相同，即由下至上，針狀初生α相逐漸變粗變長（針狀初生α相平均尺寸分別約為18.38 μm×3.28 μm、27.7 μm×3.59 μm及52.7 μm×5.44 μm）。與水冷相比，空冷得到的TC4試樣三個區(qū)域的針狀初生α相尺寸均增大。這是由于相較水冷，空冷的冷卻速度較小，在冷卻過程中β相向α相的轉變更加完全，促進了初生α相的長大。

950 ℃/2 h/FC時TC4試樣下、中及上部的顯微組織如圖6所示。組織演化規(guī)律與950 ℃/2 h/WC熱處理制度下基本相同。從試樣的下部、中部至上部，針狀初生α相具有變粗變長的趨勢，針狀初生α相平均尺寸（長×寬）分別為34.34 μm×4.34 μm、40.68 μm×7.65 μm及85.38 μm×10.65 μm。與空冷方式相比較，爐冷得到的TC4試樣不同位置的針狀初生α相尺寸均增大，初生α相進一步粗化。這是由于與空冷相比，爐冷具有更低的冷卻速度，使β相向α相的轉變更加完全，同時初生α相具有更長的長大時間。

不同冷卻方式熱處理得到WAAM制造的TC4試樣維氏硬度分布情況如圖7所示?？梢钥闯?，相較于空冷與爐冷的試樣，水冷得到的TC4試樣的維氏硬度較高。這是由于與空冷和爐冷相比，水冷試樣不同位置的初生α相平均寬度均較小，說明較快的冷卻速度可以獲得較細的組織，而組織細化可以在一定程度上可提高硬度[18]。另外，硬度試驗結果表明，WC、AC及FC狀態(tài)下試樣的硬度值隨沉積高度的增加呈現(xiàn)下降趨勢，這是由于隨著增材制造的進行，多余熱輸入產(chǎn)生的熱積累導致冷卻速度降低。

不同冷卻方式（水冷、空冷及爐冷）得到WAAM制造的TC4試樣室溫抗拉性能測試結果如圖8所示。由圖可知，水冷試樣的拉伸強度約為910 MPa、屈服強度約為850 MPa、延伸率約為2%、斷面收縮率約為3%;空冷試樣的拉伸強度約為850 MPa、屈服強度約為810 MPa、延伸率約為5%、斷面收縮率約為6%;爐冷試樣的拉伸強度約為750 MPa、屈服強度約為660 MPa、延伸率約為7%、斷面收縮率約為8%。分析室溫拉伸試驗結果可知，隨著冷卻速度的降低，室溫抗拉強度也隨之降低，而延伸率和斷面收縮率則有所提高。與鑄件相比，950 ℃/2 h/AC WAAM TC4試樣力學性能達到了TC4鑄件國標的要求，即抗拉強度835 MPa、屈服強度765 MPa、延伸率5%。

950 ℃/2 h/WC、950 ℃/2 h/AC及950 ℃/2 h/FC的WAAM拉伸試樣的斷口形貌如圖9所示。由圖可知，斷口存在明顯韌窩分布，均呈現(xiàn)為塑性斷裂。按水冷、空冷及爐冷的順序，拉伸試樣斷口韌窩更均勻、更深，與前文隨著冷卻速度的降低，拉伸試樣的塑性逐漸提高相符。

3 結論

950 ℃/2 h/WC、950 ℃/2 h/AC及950 ℃/2 h/FC的WAAM TC4試樣的組織主要由大量α相及少量β相組成。并且隨著冷卻速度的降低，殘留β相的數(shù)量逐漸減少。950 ℃/2 h/WC條件下，下、中及上部的初生α相尺寸（長×寬）分別為9.35 μm×2.26 μm、17.45 μm×3.38 μm及36.74 μm×3.64 μm;950 ℃/2 h/AC條件下，下、中及上部的初生α相尺寸（長×寬）分別為18.38 μm×3.28 μm、27.7 μm×3.59 μm及52.7 μm×5.44 μm;950 ℃/2 h/FC條件下，下、中及上部的初生α相尺寸（長×寬）分別為34.34 μm×4.34 μm、40.68 μm×7.65 μm及85.38 μm×10.65 μm。按著WC/AC/FC順序，WAAM TC4試樣從下部到上部，其初生α相尺寸逐漸增大;冷卻速度降低，α相逐漸粗化，而殘留β相逐漸減少。

950 ℃/2 h/WC條件下TC4試樣拉伸強度約為910 MPa、屈服強度約為850 MPa、延伸率約為2%、斷面收縮率約為3%;950 ℃/2 h/AC條件下TC4試樣拉伸強度約為850 MPa、屈服強度約為810 MPa、延伸率約為5%、斷面收縮率約為6%;950 ℃/2 h/FC條件下TC4試樣的拉伸強度約為750 MPa、屈服強度約為660 MPa、延伸率約為7%、斷面收縮率約為8%。可見，隨著冷卻速度的降低，拉伸強度和屈服強度逐漸降低，延伸率和斷面收縮率逐步提高。與鑄件相比，950 ℃/2 h/AC TC4試樣力學性能達到了鑄件國標要求;拉伸試樣斷口形貌均為塑性斷裂。

參考文獻：

Vrancken B，Thijs L，Kruth J P，et al. Heat treatment of Ti6Al4V produced by Selective Laser Melting：Microstructure and mechanical properties[J]. Journal of Alloys and Comp-ounds，2012（541）：177-185.

王世清，邢博，趙啟喆，等. 不同熱處理對TC4/Ti60電子束焊接頭微觀組織及力學性能的影響[J]. 電焊機，2020，50（5）：16-20.

Vilaro T，Colin C，Bartout J D. As-Fabricated and Heat-Treated Microstructures of the Ti-6Al-4V Alloy Processed by Selective Laser Melting[J]. Metallurgical & Materials Transactions A，2011，42（10）：3190-3199.

劉永紅，姚新改，董志國. Ti-6Al-4V 鈦合金激光選區(qū)熔化成形工藝及性能研究[J]. 熱加工工藝，2021，50（9）：40-44.

Li W，Karnati S，Kriewall C，et al. Fabrication and characterization of a functionally graded material from Ti-6Al-4V to SS316 by laser metal deposition[J]. Additive Manufacturing，2017（14）：95-104.

Kim Y K，Park S H，Yu J H，et al. Improvement in the high-temperature creep properties via heat treatment of Ti-6Al-4V alloy manufactured by selective laser melting[J]. Materials Science & Engineering A，2018（715）：33-40.

王文博，馬瑞鑫，井志成，等. 固溶時效處理對激光3D打印TC4合金組織與性能的影響[J]. 中國激光，2019，46（10）： 1002003-1-9.

Bermingham M J，Nicastro L，Kent D，et al. Optimising the mechanical properties of Ti-6Al-4V components produced by wire arc additive manufacturing with post-process heat treatments[J]. Journal of Alloys and Compounds，2018（753）：247-255.

Wang F D，Williams S，Colegrove P，et al. Microstructure and Mechanical Properties of Wire and Arc Additive Manufactured Ti-6Al-4V[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2013，44（2）：968-977.

徐亮，楊可，王秋雨，等. 熱處理對電弧增材制造316L不銹鋼組織和性能的影響[J]. 電焊機，2020，50（10）：29-34.

Wu B T，Pan Z X，L S Y，et al. The anisotropic corrosion behaviour of wire arc additive manufactured Ti-6Al-4V alloy in 3.5% NaCl solution[J]. Corrosion Science，2018（137）：176-183.

Wu B T，Ding D H，Pan Z X，et al. Effects of heat accu-mulation on the arc characteristics and metal transfer behavior in Wire Arc Additive Manufacturing of Ti6Al4V[J]. Journal of Materials Processing Technology，2017（250）：304-312.

Fan Z C，F(xiàn)eng H W. Study on selective laser melting and heat treatment of Ti-6Al-4V alloy[J]. Results in physics，2018（10）：660-664.

Galarraga H，Warren R J，Lados D A，et al. Effects of heat treatments on microstructure and properties of Ti-6Al-4V ELI alloy fabricated by electron beam melting （EBM）[J]. Materials Science and Engineering：A，2017（685）：417-428.

Yan X C，Yin S，Chen C Y，et al. Efeects of heat treatment on phase transformation and mechanical properties of Ti6A4V fabricated by selective laser melting[J]. Journal of Alloys and Compounds，2018（764）：1056-1071.

Brandle E，Baufeld B，Leyens C，et al. Addictive manufac-tured Ti-6Al-4V using welding wire：comparaison of laser and arc beam deposition and evaluation with respect to aerospace material specifications[J]. Physics Procedia，2010（5）：598-606.

Ahmed T，Rack H J. phase transformation during cooling in α+β titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering：A，1998，243（1-2）：206-211.

王震.激光選區(qū)熔化Ti6Al4V合金及其表面超聲滾壓加工的組織與性能研究[D]. 廣東：華南理工大學，2019.