1、引言

TC11鈦合金作為一種新型輕質金屬材料，憑借著密度低、比強度高、耐蝕性出色、熱穩定性卓越以及疲勞強度高等一系列突出優勢，在航空航天、軌道交通、船舶工業乃至醫療等多個新興戰略領域中得到了極為廣泛的應用[1].

在航空領域鈦合金可以用于飛機發動機部件、起落架、結構部件和其他可靠性和性能至關重要的關鍵部件[2].目前現代工業的發展對航空領域的高端裝備制造提出了大型化、整體化、輕量化、長壽化和快速制造的發展要求[3，4]，使得設備部件呈現結構功能化、組件整體化和復雜輕量化的趨勢.因此，以高能量密度的激光束作為熱源，金屬粉末或者絲材作為原材料，對三維模型分層切片、逐層沉積，達成零件的近凈成形的激光增材制造技術（Laser Additive Manu⁃facturing，LAM）應運而生[5-8].激光增材制造技術通常以金屬粉末為材料對新型研發零部件進行一體成形，縮短加工時間，但其受到成形速度和艙體尺寸限制，此外金屬粉末還存在利用率較低、成本高以及環境安全問題.激光熔絲增材制造能提高材料利用率，提高零部件的增材制造效率[9].但是，國內外針對鈦合金的激光增材制造技術主要關注于對TC11鈦合金的粉末激光增材制造上，對TC11的激光熔絲增材制造研究較少.Zhu等[10，11]以TC11粉末為原料研究發現，激光增材制造制備的TC11鈦合金組織表現出大尺寸、外延生長的柱狀晶，并且存在層帶現象.由于沉積過程中的熱循環的影響，在層帶附近出現化學成分的均質化差異導致微觀組織發生少許區別.REN[12]和Zhu[13]分別研究了采用TC11粉末為原料激光增材制造的TC11鈦合金拉伸性能，表明試樣強度與鍛造強度相當，分別為1101±9MPa和1033±13MPa.而Jiang等[14]也采用電弧增材制造研究使用絲材制造的TC11鈦合金拉伸性能和摩擦行為.Wang等[15]對增材制造的TC11鈦合金進行疲勞裂紋擴展行為研究，認為柱狀晶較等軸晶能更有效的降低裂紋擴展速率.

在現有的研究中，更多的將目光放在激光增材制造TC11鈦合金的微觀組織和拉伸性能，但鈦合金損傷容限即抗斷裂能力普遍較低，如斷裂韌性、裂紋擴展速率和疲勞裂紋擴展較差，在生產加工和使用過程中，由于內部殘留應力[16]或者孔隙缺陷導致裂紋萌發，導致零件存在快速失效風險.

這限制了鈦合金在某些安全臨界載荷條件下的應用[17，18]，因此本文研究TC11激光熔絲增材制造下的微觀組織和力學性能，并進一步分析存在裂紋的情況下微觀組織對裂紋擴展行為的影響.

2、試驗材料與方法

試驗采用的激光沉積增材制造系統包括焊絲熔敷單元和運動單元.激光系統為nlightCDL7000型光纖激光器及配套的冷卻設備，激光能量分布為平頂光分布，激光波長為920nm，光斑直徑約為4mm.冷卻設備保護激光器持續正常工作.

通過送絲控制系統可以調節送絲速度以及送絲時間，通過運動控制系統可調整激光功率以及掃描速度，并利用切片軟件處理三維模型調整沉積路徑.

試驗使用的絲材為TC11焊絲，該絲材通過熔煉拉拔并熱處理得到，元素組成及含量如表1所示.基板采用與TC11相近的TC4為基板，保證良好的相容性.

根據單道單因素變量試驗結果及經驗參數，獲得了優化后的激光熔絲增材制造工藝參數為：

激光功率3500W、送絲速度2800mm/min、掃描速度400mm/min，送絲角度為25°，搭接率為50%，每層抬升量2.24mm.增材試驗前，用180號、400號、800號砂紙打磨TC4鈦合金基板表面，并用丙酮和酒精擦拭，去除基板表面氧化層和油污.為避免移動和減小表面變形，對基板進行固定.對沉積層采用電火花線切割機切割得到拉伸試樣、斷裂韌性試樣和金相試樣.分別采用80號、180號、400號、800號、1200號、1500號、2000號和100號砂紙打磨金相試樣表面，待表面無明顯劃痕后，用金相拋光機進行拋光處理，拋光后對試樣使用氫氟酸硝酸腐蝕液進行腐蝕，采用體式顯微鏡對金相試樣顯微組織進行觀察，采用蔡司光學顯微鏡對金相試樣顯微組織進行觀察.顯微維氏硬度試驗在自動轉塔數顯顯微維氏硬度計上進行，設定載荷為100g，加載時間設定為15s.采用CSS-44100萬能試驗機，依據國家標準GB/T228-2002對增材構件的室溫下拉伸強度進行測試.采用WDW3100拉伸試驗機根據GB/T4161-2007進行標準緊湊拉伸試樣的預制裂紋以及載荷F-缺口張開位移V試驗.

3、結果及分析

3.1　TC11增材制造試樣微觀組織形態分析

圖1所示為激光熔絲增材制造TC11鈦合金增材試樣宏觀表面形貌和微觀組織形態.激光熔絲沉積95mm*90mm*15mmTC11鈦合金塊狀試樣，圖1a為增材塊狀試樣表面形貌，試樣表面為銀白色且成形規整；圖1b為試樣剖面宏觀形貌，可以觀察粗大的柱狀初生β晶粒傾斜生長，明暗交替，并且這些柱狀晶穿過多個沉積層，其寬度約300~500μm.在激光熔絲增材制造過程中，熱量通過已沉積部分向基板擴散，導致沿沉積方向形成顯著的溫度梯度和熱流密度.晶粒的生長方向主要沿最大溫度梯度方向擇優生長.因此在高溫度梯度的驅動下，固-液界面沿沉積方向向上推進，實現晶粒的外延生長，從而形成粗大的柱狀晶粒；而鈦合金中的β-Ti相具有較大的自擴散系數，導致柱狀初生β晶粒沿激光掃描方向略微傾斜生長[19]；并由于不同柱狀晶內的不同結晶學取向，導致宏觀上柱狀晶出現明暗的區別.其次在沉積層中能觀察到層帶現象，這是由于沉積過程中新沉積層對已沉積層的表面重新加熱熔化，導致已沉積層在多次熱循環作用下，發生β相向α相轉變以及α相長大、粗化，體積分數增加；另一方面，由于溫度的提升，促進穩定相元素的擴散，溶質濃度變化，與層內濃度含量不同[20]圖2為沉積試樣微觀組織形貌，圖2a中能進一步觀察到明暗交替的柱狀晶以及層帶現象.圖2b為柱狀晶粒中的網籃組織，能觀察到細小針狀的α相交錯分布.圖2c和d為SEM下的微觀組織，組織中呈針狀的深灰色相為α-Ti，而圖中粗大的白色組織以及針狀α-Ti之間的白色組織均為α-Ti和β-Ti兩相組成的β轉變組織.沉積試樣的微觀組織主要是相互交錯的α-Ti組成的網籃組織.在β相變過程中，部分α-Ti會優先在初生β晶粒中析出，能夠自由且充分地生長，從而形成了細長的針狀α′相；而后析出的α-Ti在生長過程中會被已有的α-Ti截斷，無法自由生長，而是形成短棒狀的α相.

3.2TC11試樣力學性能測試

3.2.1　硬度　

圖3為沉積試樣硬度云圖.TC11試樣平均硬度為348.98HV，從云圖上可以觀察到TC11沉積層硬度分布較為均勻，但頂部硬度較中下部明顯偏高，這與頂部熱量通過保護氣氛熱對流作用以及已有沉積層的熱傳導而散失有密切聯系，導致冷卻速率更快，形成了較多的針狀α΄相，有利于硬度的提升；其次，中下沉積層經歷多個熱循環歷程的穩態區沉積層，出現重熔或者溫度達到相變區間，進行短時間的熱處理，多次熱循環，導致β轉變組織增加.

3.2.2　室溫拉伸性能　表2為TC11試樣在水平

方向上的室溫拉伸性能.從拉伸結果看出試樣整體上呈現高強低塑的特點，其平均屈服強度為1415MPa，平均抗拉強度為1527MPa，延伸率為6.95%，強度遠超標準值.TC11試樣組織為網籃組織，其中針狀α相為密排六方（HCP）結構，滑移系較少，塑性變形能力有限；并且該試樣中的針狀α相密集細小，這導致晶粒內部存在高位錯密度有效阻礙位錯運動，難以變形，帶來較高強度；此外由于β轉變組織均勻分布在α相片層中，無法有效的協調變形，導致塑性較低.

圖4為拉伸試樣的宏觀斷口和拉伸斷口圖.從宏觀斷口處能觀察到試樣斷裂位置存在一定的緊縮，說明斷裂前存在少量的塑性變形.從圖4b和c斷口形貌觀察，斷口存在解理臺階，并在解理臺階上分布著大量的韌窩，這些韌窩較小較淺，可以初步判定為脆性斷裂和韌性斷裂的混合斷裂機制——準解理斷裂.從圖4d可以看到在斷口側面出現微孔，且易在多個相界處生成.觀察微孔的分布，主要沿著斷口路徑在其附近有序的分布，其中還存在微孔搭接形成二次裂紋的現象.微孔的形成主要和拉伸過程中的α相與β相晶體結構不同有著一定關系，兩相受力發生變形，但晶體的滑移方向以及變形程度不一樣，導致存在不均勻性，容易產生應力集中，撕裂形成孔洞.圖4f中能觀察到拉伸裂紋路徑容易沿著能量消耗少、應力集中處擴展，能觀察到裂紋是主要是沿著α相間的轉變β相擴展，當裂紋遇到針狀的α相和α集束時，直接切過，未發生擴展路徑的變化.但當裂紋沿著轉變β相擴展進入平行路徑的α集束時，因為直接連續切過能量消耗較多，會發生擴展一半路徑轉向的現象，并存在附近α相變形的現象.

3.2.3　TC11試樣斷裂韌性性能測試　

試驗所得標準緊湊拉伸試樣的載荷F與缺口張開位移V曲線如圖5所示.在載荷緩慢加載階段，曲線穩步上升，沒有明顯拐點或突變，這表明試驗過程中裂紋平穩擴展，當載荷升至最高點時，試樣完全失效，而后隨著缺口張開位移的增大，載荷急劇下降.圖5a的曲線之間存在一定的差距，這與預制的裂紋長度以及試樣的均勻性有關.在圖5b~d中對試驗所得的載荷F與缺口張開位移V曲線做載荷加載階段的回歸曲線，并對此曲線斜率進行0.95倍處理得到直線II，當載荷F與缺口張開位移V曲線在回歸曲線以及直線II間的最大載荷F為FQ，本試驗中三根平行標準緊湊拉伸試樣的FQ數值為曲線和直線II的交點，由此得到FQ，，后續根據公式：

計算對應的條件值KQ，將所得結果記錄于表中，此外表還給出了TC11沉積態標準緊湊拉伸試驗的其他相關數據.根據表3中所得數據可得TC11沉積態的KQ平均值為65.95MPa·m^1/2.對標準緊湊拉伸試樣斷口形貌進行宏觀觀察和SEM表征分析，結果如圖6所示.在宏觀下，標準緊湊拉伸試樣的斷口從上到下依次可劃分為粗糙的加工缺口區、條帶狀的預制疲勞裂紋區、斷口中部的裂紋擴展區及斷口底部的瞬斷區.圖中第一層條帶狀區域的范圍大小僅與預制疲勞裂紋時的長度有關，預制在國標規定范圍內不會對試驗結果產生較大影響.預制疲勞裂紋區前部分較為平滑，末端存在撕裂脊，撕裂脊上能觀察到存在許多二次裂紋，這些二次裂紋基本處于撕裂脊臺階的底部.再向下為疲勞裂紋擴展區，是阻礙裂紋擴展產生的區域，這片區域的形貌在一定程度上反應材料抗裂紋擴展能力的好壞，圖中的撕裂脊表現出與預制疲勞裂紋區不同的臺階方向，在這些臺階上存在許多細小的韌窩，這些韌窩小于10μm，無二次裂紋.底部顏色些微有區別的區域為瞬斷區，此區域為標準緊湊拉伸試樣試驗中達到最大承受力后，無法再阻礙裂紋繼續擴展，試樣瞬斷后產生的區域，這片區域中的撕裂脊較前兩個區域形貌不規則，為韌窩和臺階混合，無二次裂紋.

對標準緊湊拉伸試樣斷口裂紋路徑進行宏觀觀察和SEM表征分析，結果如圖7所示.圖7a和b中是標準緊湊拉伸試樣斷裂后的裂紋路徑，最上端筆直的裂紋路徑為預制疲勞裂紋，預制時限制此處長度在標準內；裂紋路徑向下曲折區域的為裂紋擴展區，其路徑曲折，存在多處路徑偏移，并且試樣兩側的擴展路徑存在不一致性；最尾端為瞬斷區，其路徑也存在不一致性.圖7c是粗糙加工缺口處，可以看到在加工過程中由于加工導致的應力集中產生的裂紋或是預制裂紋過程中產生了二次裂紋，但在后續的預制疲勞裂紋和試驗過程中，此二次裂紋未發生擴展，說明在試驗過程中試樣受到的力主要集中于預制裂紋處，用于促進預制裂紋擴展.圖7e~h是裂紋擴展區域的微觀組織圖，能觀察到斷裂裂紋會直接截斷路徑上針狀α相和部分α相集束，針狀α相和垂直方向的α相集束對裂紋的阻抗能力較弱，但當裂紋沿著平行方向的α相集束擴展到一定程度會發生裂紋擴展終止并進行路徑偏移，說明當裂紋沿著α集束擴展時，α集束具有阻止裂紋擴展的能力，使沿著裂紋擴展方向的α集束增多能有效阻止裂紋擴展.然后在裂紋附近存在二次裂紋和微孔，二次裂紋由微孔聚集而成，這些微孔是α相與β相晶格結構不同而產生的，二次裂紋截斷針狀α相；在二次裂紋過渡處，能觀察到存在變形從附近的微孔沿著針狀α相，截斷過渡路徑上少量垂直的針狀α相，進而沿接至二次裂紋.

4、結論

（1）激光熔絲增材制造TC11鈦合金沉積態微觀組織主要為明暗交替、傾斜生長的柱狀晶，存在明顯的層帶現象.柱狀晶寬度為300~500μm，部分柱狀晶貫穿整個沉積層，其內部由組織為網籃組織，主要為針狀α相、α集束和β轉變組織構成.

（2）TC11鈦合金沉積態平均硬度為348.98HV，其室溫拉伸下平均屈服強度為1415MPa，平均抗拉強度為1527MPa，延伸率為6.95%，拉伸斷裂形式為準解理斷裂，其強度遠超標準值.

（3）TC11鈦合金沉積態平均KQ為65.95MPa·m1/2.斷裂韌性試樣斷裂路徑曲折，斷裂過程中形成微孔，并由微孔連接形成二次裂紋；在裂紋擴展過程中，平行于裂紋擴展路徑的α集束能夠改變裂紋擴展路徑，有效地阻礙裂紋的進一步擴展.

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