蔡笑宇，董博倫，王俊哲，林三寶

(哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱,150001)

0 序言

TiAl 合金密度低，且具有優(yōu)良的高溫性能，尤其在600～ 1 000 ℃高溫環(huán)境下能夠表現(xiàn)出優(yōu)異的抗蠕變和抗氧化性能[1-2]，相比鎳基高溫合金有著更好的耐高溫和耐腐蝕性[3-4]，是一種有望應(yīng)用于下一代高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的高溫結(jié)構(gòu)材料[5-6].目前制造TiAl 合金的主要方法有精密鑄造、粉末冶金和鑄造冶金等，這些方法不僅工藝復(fù)雜且原材料利用率低、成本高.同時(shí)，由于室溫條件下TiAl 合金脆性大、塑性差，難以直接對(duì)其進(jìn)行塑性加工，制約了其進(jìn)一步的應(yīng)用.增材制造技術(shù)是基于逐層堆焊原理的近凈成形加工技術(shù)，與鑄造相比，可以不受模具的限制，直接制造出形狀復(fù)雜的零部件，縮短生產(chǎn)周期.以電弧作為熱源、焊絲作為原材料的電弧增材制造技術(shù)，與激光和電子束增材制造相比，具有成本低、生產(chǎn)效率高、原材料利用率高等優(yōu)點(diǎn)，同時(shí)制造過程不受真空艙或充氬艙的限制，能夠滿足精度要求不高的大型金屬構(gòu)件的生產(chǎn)，具有較廣闊的應(yīng)用前景[7].

相關(guān)學(xué)者基于雙絲鎢極氬弧焊(tungsten intert gas welding，TIG 焊)、冷金屬過渡(cold metal transfer CMT)焊工藝進(jìn)行了TiAl 合金的電弧增材制造[8-10]，成功制得了無裂紋的TiAl 合金.然而，沉積態(tài)的TiAl合金微觀組織不均勻，且由于室溫脆性相α2相(Ti3Al)的大量存在，使得合金的塑性差.通過相應(yīng)的熱處理工藝改善沉積態(tài)合金的組織并提升其力學(xué)性能是經(jīng)濟(jì)有效的一種方法.Ma 等人[11]對(duì)沉積態(tài)TiAl 合金進(jìn)行熱處理，在1 200 ℃下保溫24 h獲得了等軸狀γ 晶組織，合金的塑性明顯提升；在1 060 ℃下保溫時(shí)間24 h 獲得了細(xì)小的層片晶團(tuán)結(jié)構(gòu)，抗拉強(qiáng)度顯著提高.Wang 等人[12]對(duì)于沉積態(tài)TiAl 合金進(jìn)行了不同加熱溫度的熱處理，研究熱處理前后組織和力學(xué)性能的變化.在1 373 和1 473 K 下熱處理的合金表現(xiàn)出較好的塑性，而超過1 543 K 條件下的熱處理合金由于層片結(jié)構(gòu)粗化而表現(xiàn)出較低的強(qiáng)度和塑性.彭超群等人[13]設(shè)計(jì)了一種快速加熱到α 相終止轉(zhuǎn)變溫度Tα以上，短時(shí)保溫后冷卻至Tα以下，如此循環(huán)多次的熱處理工藝，得到了細(xì)小的全層片組織.

文中針對(duì)電弧沉積態(tài)TiAl 合金，開展熱處理調(diào)控其組織與性能的研究.結(jié)合Ti-Al 二元相圖，設(shè)計(jì)了不同加熱溫度和保溫時(shí)間的熱處理工藝，考察了不同熱處理工藝下TiAl 合金的組織與性能變化規(guī)律，同時(shí)以此提出循環(huán)熱處理工藝，獲得了細(xì)小的層片晶團(tuán)結(jié)構(gòu)，進(jìn)一步提升了沉積態(tài)TiAl 合金的力學(xué)性能.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用雙側(cè)不同角度送絲的雙絲TIG 電弧增材系統(tǒng)(圖1)，兩根焊絲分別由兩臺(tái)送絲機(jī)獨(dú)立送進(jìn)，并在一個(gè)電弧加熱作用下熔化沉積.焊接系統(tǒng)電源極性采用直流正接.絲材為直徑1.2 mm 的Ti6Al4V 焊絲和ER1100 鋁焊絲，其中Ti6Al4V 焊絲從電弧前方以與基板呈30°送進(jìn)，而ER1100 鋁焊絲從電弧后方以與焊槍軸線呈30°送進(jìn).基板為純Ti 板.主要試驗(yàn)參數(shù)如表1 所示，設(shè)計(jì)TiAl 合金的Al 原子含量為45%，經(jīng)過單道多層沉積獲得單墻體試件.

圖1 TiAl 電弧增材制造系統(tǒng)示意圖Fig.1 Schematic diagram of wire arc additive manufacturing system for TiAl alloy

表1 主要沉積參數(shù)Table 1 Main depositing parameters

根據(jù)Ti-Al 二元相圖可知，鋁原子含量為45%的TiAl 合金凝固路徑為L(zhǎng)→L+β→α+β→α→α +γ→α2+γ.熱處理試驗(yàn)工藝分別設(shè)定為1 080 ℃/1 h，1 200 ℃/1 h，1 270 ℃/1 h，1 350 ℃/1 h.其中1 080 ℃在共析溫度Te下；1 200 ℃位于Te以上，α+γ 兩相區(qū)中下方；1 270 ℃靠近α 相終止轉(zhuǎn)變溫度Tα；1 350 ℃位于α 單相區(qū).為了獲得近平衡態(tài)的組織，冷卻方式選擇隨爐冷卻(FC).

采用電火花線切割從試件中截取試樣，經(jīng)過金相砂紙研磨后拋光，采用HNO3∶HF∶H2O=1∶1∶8的Kroll 試劑腐蝕30 s，用OLYMPUS-SZX21 型光學(xué)顯微鏡對(duì)微觀組織形態(tài)進(jìn)行觀察.利用Empyrean智能X 射線衍射儀(X-ray diffraction，XRD)確定TiAl 合金中相組成，并定性判斷相含量，掃描角度范圍為20°～ 80°，掃描步長(zhǎng)為0.02°.沿試件橫截面中心線由底部到頂部測(cè)量試件維氏硬度，選用壓頭載荷0.98 N，加載時(shí)間與保載時(shí)間均為10 s，測(cè)3 點(diǎn)取平均值，測(cè)量間距為1 mm.依據(jù)GB/T 7314—2017《金屬材料室溫壓縮測(cè)試方法》標(biāo)準(zhǔn)從試件中部提取φ4 mm × 6 mm 的圓棒作為試樣，采用電子萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)試件進(jìn)行壓縮性能測(cè)試，加載速率為0.36 mm/min.

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

圖2 為沉積態(tài)TiAl 合金各區(qū)域的微觀組織.從圖2 可見，未經(jīng)過熱處理的原始沉積態(tài)TiAl 合金整體上組織具有不均勻性，試件內(nèi)部存在較為嚴(yán)重的偏析.其中中部區(qū)域?yàn)槊黠@的分層結(jié)構(gòu)；底部區(qū)域?yàn)榇执蟮摩?晶粒伴隨著γ 層片在晶內(nèi)和晶界析出，但晶界處γ 層片析出較多.

圖2 沉積態(tài)TiAl 合金顯微組織Fig.2 Microstructure of as-deposited TiAl alloy.(a) top region;(b) middle region;(c) bottom region

圖3 為經(jīng)1 080 ℃/1 h/FC 熱處理的TiAl 合金顯微組織.從圖3 可以看出，經(jīng)過熱處理后偏析現(xiàn)象減弱.中部分層現(xiàn)象消失，大部分組織轉(zhuǎn)變?yōu)棣?+γ層片結(jié)構(gòu)，但在晶界處仍有大量γ 相的析出；底部區(qū)域α2晶粒變得粗大，γ 層片分布在晶界及晶粒內(nèi)部，同樣是在晶界分布得較多.圖4 為經(jīng)1 200 ℃/1 h/FC熱處理的TiAl 合金顯微組織.從圖4 可見，合金內(nèi)部偏析進(jìn)一步減弱；中部區(qū)域組織由不均勻的層片晶團(tuán)和晶界處析出的γ 相組成.γ 相逐漸析出增大，使合金組織為雙態(tài)組織.底部區(qū)域仍是由粗大的α2晶粒中析出γ 層片而形成的α2+γ 層片結(jié)構(gòu)，同時(shí)在晶界處析出的γ 層片減少，偏析現(xiàn)象減弱.圖5 為經(jīng)1 270 ℃/1 h/FC 熱處理后的TiAl合金顯微組織.從圖5 可以看到，沉積試件從頂部到底部全部為全層片結(jié)構(gòu)，晶界處偏析現(xiàn)象消失.頂部區(qū)域?qū)悠嗷ソ诲e(cuò),但中部和底部區(qū)域?yàn)榇蟪叽绲膶悠F(tuán)結(jié)構(gòu).

圖3 1 080 ℃/1 h 熱處理后的TiAl 合金顯微組織Fig.3 Microstructure of TiAl alloy after 1 080 °C/1 h heat treatment.(a) top region;(b) middle region;(c) bottom region

圖4 1 200 ℃/1 h 熱處理后的TiAl 合金顯微組織Fig.4 Microstructure of TiAl alloy after 1 200 °C/1 h heat treatment.(a) top region;(b) middle region;(c) bottom region

圖5 1 270 ℃/1 h 熱處理后的TiAl 合金顯微組織Fig.5 Microstructure of TiAl alloy after 1 270 °C/1 h heat treatment.(a) top region;(b) middle region;(c) bottom region

圖6 為加熱溫度為1 350 ℃、保溫時(shí)間分別為5，30 min 和1 h 的熱處理后TiAl 合金顯微組織形態(tài).將加熱溫度升高到α 單相區(qū)，保溫一定時(shí)間后緩慢冷卻到室溫，α 晶粒發(fā)生了α→層狀(α/γ)→層狀(α2/γ)的相變，獲得了全層片結(jié)構(gòu).但是，加熱溫度升高至1 350 ℃，使得層片晶團(tuán)尺寸明顯增加，同時(shí)延長(zhǎng)保溫時(shí)間使層片晶團(tuán)又進(jìn)一步粗化.大尺寸的層片晶團(tuán)結(jié)構(gòu)對(duì)TiAl 合金的力學(xué)性能會(huì)產(chǎn)生不利影響，所以在熱處理過程中要盡量避免長(zhǎng)時(shí)間的保溫加熱.

圖6 1 350 ℃下不同保溫時(shí)間熱處理后的TiAl 合金顯微組織Fig.6 Microstructure of TiAl alloy after 1 350 °C heat treatment under different holding time.(a) 5 min;(b) 30 min;(c) 1 h

圖7 為不同加熱溫度下獲得的TiAl 合金的XRD 衍射圖譜.從圖7 可以看出，(111)晶面的衍射峰強(qiáng)度較高，說明具有共格關(guān)系的層片結(jié)構(gòu)占主導(dǎo)地位.加熱溫度在1 270 ℃以下時(shí)，隨著加熱溫度的升高，(201)晶面對(duì)應(yīng)的α2相衍射峰強(qiáng)度逐漸降低，且(111)晶面衍射峰強(qiáng)度與(201)晶面對(duì)應(yīng)的α2相衍射峰強(qiáng)度比值不斷增加，說明在α2晶粒內(nèi)部不斷析出γ 層片使α2/γ 層片結(jié)構(gòu)增多.當(dāng)加熱溫度升高到1 350 ℃時(shí)，(201)晶面對(duì)應(yīng)的α2相衍射峰強(qiáng)度顯著增強(qiáng)，這是由于加熱溫度升高到α 單相區(qū)，較高的溫度使層片結(jié)構(gòu)變得粗化所導(dǎo)致.

圖7 不同加熱溫度下相含量Fig.7 Phase contents under different heating temperatures

熱處理后TiAl 合金組織的變化將導(dǎo)致其力學(xué)性能的變化.圖8 為熱處理后TiAl 合金橫截面上沿豎直方向上顯微硬度分布情況，可見熱處理后的合金硬度較熱處理前有所下降.

圖8 不同加熱溫度下TiAl 合金的硬度分布Fig.8 Hardness distribution of TiAl alloy under different heating temperatures

圖9 為不同加熱溫度下TiAl 合金的平均維氏硬度.在1 200 ℃時(shí)維氏硬度最低，這是由于此溫度下獲得了雙態(tài)組織，存在尺寸較大的γ 相，使得合金硬度下降.當(dāng)加熱溫度超過1 200 ℃時(shí)，隨著溫度的升高，組織轉(zhuǎn)變?yōu)槿珜悠Y(jié)構(gòu)，層片結(jié)構(gòu)內(nèi)的α2/γ 界面可有效地阻礙位錯(cuò)的遷移，導(dǎo)致維氏硬度提高.

圖9 不同加熱溫度下TiAl 合金的平均維氏硬度Fig.9 Average vickers hardness of TiAl alloy under different heating temperatures

分別對(duì)熱處理前后的試件的中部區(qū)域進(jìn)行壓縮性能測(cè)試，結(jié)果如圖10 所示.在加熱溫度處于1 200 ℃以下時(shí)，隨著加熱溫度升高，抗壓強(qiáng)度升高，壓縮率也明顯提高，在1 200 ℃時(shí)達(dá)到最大，這是由于在1 200 ℃下γ 相的析出使得合金的塑性有所提高.溫度繼續(xù)升高，合金的抗壓強(qiáng)度和壓縮率出現(xiàn)大幅度的下降，這是由于高溫使組織粗化，大尺寸的層片晶團(tuán)結(jié)構(gòu)使合金強(qiáng)度下降.

圖10 不同加熱溫度下TiAl 合金的抗壓強(qiáng)度與壓縮率Fig.10 Compressive strength and ratio of the asfabricated TiAl alloy under different heating temperatures

綜上所述，粗大的層片晶團(tuán)結(jié)構(gòu)對(duì)于TiAl 合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響，而細(xì)小的全層片組織具有良好的力學(xué)性能.通過上述單級(jí)熱處理結(jié)果可以推測(cè)，將加熱溫度設(shè)定在共析溫度Te上，α 相終止轉(zhuǎn)變溫度Tα以下，快速加熱到預(yù)設(shè)溫度后，短時(shí)保溫后冷卻，如此多次循環(huán)處理，可以利用共析反應(yīng)α→α2+γ 促進(jìn)γ 層片的析出，同時(shí)限制γ 層片長(zhǎng)大，控制層片晶團(tuán)尺寸.圖11 為循環(huán)熱處理示意圖，首先將沉積態(tài)TiAl 合金加熱溫度到900 ℃，保溫10 min.隨后快速升高溫度到1 200 ℃，保溫5 min；然后冷卻到900 ℃，再快速升溫至1 200 ℃；如此循環(huán)5 次，最后一次加熱至1 200 ℃后保溫10 min，然后隨爐冷卻至室溫.

圖11 循環(huán)熱處理示意圖Fig.11 Schematic diagram of cyclic heat treatment

圖12 為經(jīng)循環(huán)熱處理后TiAl 合金的顯微組織.從圖12 可知，經(jīng)過循環(huán)熱處理后的TiAl 合金的組織由細(xì)小的層片晶團(tuán)組成，層片相互交錯(cuò).循環(huán)熱處理后的試件的平均硬度為359.5 HV1，較單級(jí)熱處理有所降低.表2 為熱處理前、經(jīng)單級(jí)熱處理后、經(jīng)循環(huán)熱處理后的合金壓縮性能.從表2 可見，與單級(jí)熱處理后的合金相比，循環(huán)熱處理后的合金具有更高的抗壓強(qiáng)度與壓縮率.

圖12 循環(huán)熱處理后TiAl 合金顯微組織Fig.12 Microstructure of TiAl alloy after cyclic heat treatment

表2 不同處理方式下TiAl 合金的壓縮性能Table 2 Compression performance of TiAl alloy at different processing methods

3 結(jié)論

(1) 對(duì)沉積態(tài)合金進(jìn)行1 080 ℃/1 h/FC，1 200 ℃/1 h/FC，1 270 ℃/1 h/FC 和1 350 ℃/1 h/FC 熱處理，隨著加熱溫度的升高，偏析現(xiàn)象逐漸消除，組織逐漸由雙態(tài)組織向全層片結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變.對(duì)沉積態(tài)合金進(jìn)行1 350 ℃/5 min，1 350 ℃/30 min 和1 350 ℃/1 h熱處理，層片晶團(tuán)尺寸隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而變大.

(2) 不同加熱溫度的熱處理使合金性能不同，加熱溫度在1 200 ℃以下時(shí)，熱處理后合金硬度降低，壓縮性能增強(qiáng)；當(dāng)加熱溫度高于1 270℃后，過高的加熱溫度促成的粗大的層片晶團(tuán)結(jié)構(gòu)使硬度增加，壓縮性能顯著下降.

(3) 對(duì)沉積態(tài)合金進(jìn)行循環(huán)熱處理工藝，在900～1 200 ℃之間循環(huán)“加熱-短時(shí)保溫-冷卻”熱處理后組織由細(xì)小的層片晶團(tuán)組成.與單級(jí)熱處理相比，合金的平均維氏硬度降低，抗壓強(qiáng)度與壓縮率進(jìn)一步提升.