马健凯,李俊杰,,王志军,王俞鉴,王锦程,

金属增材制造技术由于具有无模具、快速、全致密、近净成形等特点已成为高性能、复杂形状金属构件制造的有效途径，在航空航天领域得到了广泛应用[1~5]。然而，增材制造技术仍面临难以兼顾高效率、低成本的瓶颈问题。近年来，将传统制造(锻造、铸造、机加工等)和增材制造相结合的复合制造技术逐渐发展起来[6~8]。该技术先采用传统加工方式成形大体积规则结构，而后再通过增材制造形成精细结构，兼具传统制造技术高效率、低成本的优势以及增材制造技术精细化、柔性化、快速成形的特点。

传统增材制造中基材通常作为支撑物，最终将被移除，而在复合制造中，基材在增材工艺完成后将作为最终零件的一部分保留下来[8]。对复合制造构件而言，除增材、基材部位之外，基材与增材之间的结合区也是影响复合制造构件整体性能的关键环节。复合制造过程中，由于增材过程中的热量不断累积，基材结合面部分的组织会发生显著变化，而且由于不同高度位置的热历史不同，导致结合区(热影响区)内会形成微观组织及化学成分的不均匀性[9,10]，这对最终零件的力学性能将产生重要影响。因此，深入理解不同增材工艺参数下结合区的组织特征及其形成机制对提高复合制造试样的力学性能具有重要意义[11,12]。

对于复合制造结合区的组织与性能，已在不同合金体系中开展了研究[8,13~15]。针对1Cr12Ni2WMoVNb钢，Wang等[13]在锻件基材上利用送粉式激光增材制造方法开展复合制造，发现结合区由比基材区更细小的等轴奥氏体晶粒组成，而激光沉积区包含较粗大的柱状奥氏体晶粒和树枝晶结构，该组织特征决定了激光增材区和结合区的显微硬度均高于基材区，拉伸试样的断裂位置位于基材区。Ghoncheh等[14]通过铺粉式激光增材制造将AlSi10Mg粉末沉积在AA2618铝合金铸态基材的顶部形成复合制造零件，结果表明AlSi10Mg/AA2618界面显示出良好的融合性，结合区中合金元素的扩散系数、凝固过程中的溶质分配系数、液相混合焓以及溶解度决定了元素在基体中的扩散趋势，复合试件的强度和断裂应变由性能较弱的AA2618基体决定。对于钛合金，Zhu等[8]研究了复合制造Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si (TC11)钛合金的组织与力学性能，发现结合区内形成大量细小的次生相，有效提升了结合区的强度。然而对于目前应用范围最广的钛合金——Ti-6Al-4V (TC4)而言，虽然对其激光增材制造组织已开展了大量研究[16~19]，但对其复合制造过程中锻态基材与激光增材之间的结合区组织特征及形成机制仍缺乏研究报道。

复合制造和熔焊技术具有一定的相似性，2者都是通过高能热源形成熔池，熔池凝固后形成良好的冶金结合，同时结合区(热影响区)均受到高温热源的影响。针对Ti-6Al-4V合金，Zhang等[20]对焊接接头附近结合区内的组织演变、元素分布及晶粒取向进行了深入分析，提出热影响区中部的边缘相(Rim-α)和靠近熔化区的阴影结构是由元素扩散不均匀和冷速差异所导致。Wang等[21]研究了电子束焊接Ti-6Al-4V结合区的组织形貌，发现结合区内部的组织存在不均匀性，熔化区内部出现了马氏体和细层片α相组织，这种特殊组织可改善焊接件的拉伸性能和高周循环疲劳性能，但削弱了冲击韧性和低周循环疲劳性能。上述针对TC4焊接结合区的研究虽然对理解复合制造具有一定帮助，但焊接结合区中的组织特征和形成规律与复合制造并不完全等同。焊接过程中结合区仅受到热源的一次或几次影响，而复合制造过程中结合区将经历热源的循环往复受热。这种受热条件的差异可能导致不同的微观组织，并对最终性能产生影响。

复合制造过程涉及激光功率P、扫描速率v、扫描策略、抬升量等一系列工艺参数，从能量输入的角度，激光扫描过程中P和v是决定能量输入大小的主要因素，而2者的综合效果可通过激光线能量密度(单位长度上的能量输入)El=P/v来衡量[22,23]。本工作在Ti-6Al-4V合金典型锻造态基材上，采用3种不同线能量密度进行送粉式激光增材制造，分析了不同线能量密度下的结合区组织形成规律及机制，并对包含基材区和增材区的结合试样进行拉伸力学性能测试。本工作旨在分析复合制造Ti-6Al-4V合金结合区的组织特征，揭示线能量密度的影响，为调控复合制造构件性能提供依据。

1实验方法

基材选用锻造态Ti-6Al-4V合金，尺寸为100 mm × 45 mm × 55 mm。增材用Ti-6Al-4V合金粉末通过等离子旋转电极方法制备，粉末颗粒直径为80~150 μm，表面光洁度好，卫星球粉数量少。Ti-6Al-4V粉末和锻造基材的化学成分如表1所示。在LSF-VII型激光立体成形设备上完成不同工艺参数下的增材制造，该设备包含6 kW半导体激光器、五轴四联动数控工作台、高精度送粉器、同轴送粉喷嘴、惰性气氛加工室和氧含量实时监测系统等，成形过程中采用高纯Ar气作为保护气体和载粉气体。图1a所示为增材制造过程示意图，扫描方式为循环往复式，成形工艺参数如表2所示。图1b为实验所得不同工艺参数下的整体试件，增材部分尺寸为60 mm × 20 mm × 60 mm。

表 1锻造态Ti-6Al-4V基材与Ti-6Al-4V合金粉末的化学成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of the wrought Ti-6Al-4V substrate and powder

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图1

图1锻造-增材复合制造实验示意图、复合制造试件、结合区拉伸试样取样位置和拉伸试样尺寸

Fig.1Schematics of forging-additive hybrid manufactured processing (a), hybrid manufactured samples (substrate size: 100 mm × 45 mm × 55 mm, deposition size: 60 mm × 20 mm × 60 mm) (b), sampling position of tensile specimen in bonding zone (c), and the size of tensile specimen (d)

表2锻造-增材复合制造工艺参数

Table 2Parameters of the forging-additive hybrid manufactured processing

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不同线能量密度下结合区试样的断裂位置如图11所示。线能量密度为100 J/mm时，断裂部位位于基材区，而线能量密度为133和200 J/mm时，断裂部位均位于增材区。3种线能量密度下断裂部位均远离结合区，表明增材区与基材区的结合良好，结合区的强度超过基材区和增材区。在本实验中，3种线能量密度下，基材均为双态组织，当线能量密度为100 J/mm时，增材区以及结合区内部的典型组织尺寸均较小(图3和5)，增材区的屈服强度大于基材区，拉伸过程中应变主要集中在性能较弱的基材区，并在该区域发生断裂；当线能量密度为133和200 J/mm时，增材区以及结合区内部的典型组织尺寸增大，由Hall-Petch效应可知，增材区的屈服强度下降，所以拉伸过程中，断裂位置位于增材区。这与Liu等[32]发现拉伸应变倾向于集中在非均匀样品的较弱区域上，并导致在该区域发生断裂是一致的。

图11

图11不同线能量密度下结合区锻造-增材复合制造Ti-6Al-4V合金试样的断裂位置

Fig.11Low (a, c, e) and locally high (b, d, f) magnified images showing fracture positions of the bonding zone samples in forging-additive hybrid manufactured Ti-6Al-4V alloy under line energy densities of 100 J/mm (a, b), 133 J/mm (c, d), and 200 J/mm (e, f)

由图10可知，与线能量密度为133和200 J/mm相比时，线能量密度为100 J/mm时，结合区试样的抗拉强度和屈服强度最大，原因是线能量密度为100 J/mm时，单位时间激光能量输入小，热累积程度低、冷速较大，因此等轴α相粗化程度较小，析出的层片α相宽度较小。对于钛合金而言，层片α相厚度及等轴α相尺寸是决定屈服强度的主要因素，材料的屈服强度随这些组织特征尺寸的减小而增大。因此，能量密度为100 J/mm时，相对细小的层片α相和等轴α相导致其屈服强度较高。

2.2.2 断口形貌

图12为不同线能量密度下锻造-增材复合制造Ti-6Al-4V合金试样的室温拉伸断口形貌。由图可知，不同线能量密度下的断口形貌均出现明显的剪切唇和等轴韧窝，表明3个试样的断裂模式均为韧性断裂。断口形貌受显微组织的影响，当线能量密度为100 J/mm时，断裂位于具有双态组织的基材区，由于等轴α相的直径大于层片α相的宽度，所以其断口的韧窝直径大于断裂位置位于增材区的韧窝直径(线能量密度为133和200 J/mm)，另一方面，韧窝的深度随着线能量密度的增加逐渐增大，这与图10中拉伸试样延伸率的变化规律一致[33,34]。

图12

图12不同线能量密度下锻造-增材复合制造Ti-6Al-4V合金结合区的断口形貌

Fig.12Low (a1-c1) and locally high (a2-c2) magnified fracture morphologies of bonding zone in forging-additive hybrid manufactured Ti-6Al-4V alloy under linear energy densities of 100 J/mm (a1, a2), 133 J/mm (b1, b2), and 200 J/mm (c1, c2)

3结论

(1) 锻造-增材复合制造Ti-6Al-4V试样结合区受热源的影响形成非均匀组织。其中下部为双态组织，中部由等轴α相、层片α相以及高温时效保温形成的次生α相组成，上部为层片α相形成的魏氏体组织，并伴随着由于元素扩散不充分而形成的阴影结构。

(2) 随线能量密度的增大，锻造-增材复合制造Ti-6Al-4V试样结合区下部等轴α相和层片α相发生一定程度的粗化；结合区中部次生α相的体积分数增大；结合区上部层片α相宽度增大，阴影结构的尺寸减小。此外，增材区柱状β晶粒尺寸以及层片α相的宽度随线能量密度的增加而变大。

(3) 本工作采用的3种能量密度下，结合区强度均大于基材区和增材区。线能量密度为100 J/mm时，增材区的强度大于基材区，断裂位置位于基材区；线能量密度为133和200 J/mm时，增材区的强度小于基材区，断裂位置位于增材区。随线能量密度的增大，锻造-增材复合制造Ti-6Al-4V试样的屈服强度和抗拉强度减小，延伸率增加。

来源--金属学报