TC11鈦合金（Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si）是一種（α＋β）型雙相鈦合金，室溫強(qiáng)度較高，在500 ℃以下有優(yōu)異的持久和蠕變強(qiáng)度，同時(shí)具有良好的熱加工性能，主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)盤(pán)、葉片和鼓筒以及飛機(jī)結(jié)構(gòu)件等 [1-4] 。傳統(tǒng)鈦合金加工方式為“鍛造+機(jī)加”，面對(duì)復(fù)雜形狀結(jié)構(gòu)件時(shí)，加工周期長(zhǎng)且材料利用率低，在一定程度上限定了其應(yīng)用 [5-6] 。

選區(qū)激光熔化（SLM）成形技術(shù)能夠擺脫傳統(tǒng)模具的束縛，通過(guò)高能激光束掃描預(yù)定軌跡熔化金屬粉末并凝固成形，層層堆疊從而得到實(shí)體零件的一種增材制造技術(shù)，具有高設(shè)計(jì)自由度、高精度、近凈成形的特點(diǎn)，尤其適用于制造具有復(fù)雜、精細(xì)結(jié)構(gòu)的金屬零件 [7-8] 。在選區(qū)激光熔化成形過(guò)程中，金屬粉末床受高能量激光束的作用，經(jīng)歷多次熱循環(huán)，在快速熔化/凝固過(guò)程中產(chǎn)生典型非平衡凝固現(xiàn)象 [9] ，其力學(xué)性能不可避免的會(huì)受其熱輸入的影響，造成熱輸入差異的主要原因?yàn)榧す夤β室约皰呙杷俣?。朱加雷?[10] 研究發(fā)現(xiàn)增加激光功率有利于TC4鈦合金金屬粉末的充分融化，成形件結(jié)構(gòu)更為致密，強(qiáng)度和塑性均得到提高；姜夕義等 [11] 研究發(fā)現(xiàn)隨著激光掃描速度增加，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和顯微硬度下降，伸長(zhǎng)率變化不大。

試驗(yàn)采用 Renishaw AM500E 選區(qū)激光熔化設(shè)備SLM成形TC11鈦合金，對(duì)比研究了在不同激光功率和曝光時(shí)間（曝光時(shí)間=掃描速度/掃描點(diǎn)間距-10）下成形試樣件顯微組織及力學(xué)性能，為SLM成形復(fù)雜形狀鈦合金零件提供參考。

1、 試 驗(yàn)

試驗(yàn)材料為旋轉(zhuǎn)電極法得到的TC11鈦合金粉末，化學(xué)成分如表1所示。如圖1所示，粉末顆粒表面光滑且球形度較高，經(jīng)Microtrac S3500型激光粒度粒形分析儀測(cè)得，粉末尺寸介于33 μm（D 10 ）和62 μm（D 90 ）之間，呈正態(tài)分布，其中D 50 為45 μm，圓度值小于0.9的粉末僅占比11.02%，其形貌及粒度分布如圖1所示。

采用Renishaw AM500E設(shè)備進(jìn)行SLM試樣制備，激光光斑直徑為80 μm，鋪粉層厚為30 μm，鈦合金基板預(yù)熱溫度為 170 ℃，成形過(guò)程中采用高純氬氣作為保護(hù)氣體。采用第 n+1 層相對(duì)第 n 層偏轉(zhuǎn) 67°的掃描策略，使用不同激光功率、曝光時(shí)間對(duì)試樣方塊進(jìn)行打印成形（見(jiàn)圖2），沉積方向?yàn)閦方向，成形基板平面為xoy面，具體成形參數(shù)如表2所示。

不同工藝參數(shù)下成形拉伸、沖擊試樣件各四件，按照 GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第 1部分：室溫試驗(yàn)方法》、GB/T 229-2007 《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》將方塊加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸、沖擊試樣，采用電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)（UTM5504）和擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)（PIT452H）對(duì)成形件進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試取其平均值；使用自動(dòng)顯微硬度計(jì)（Wilson VH3100）測(cè)量試樣顯微硬度，同一水平位置打點(diǎn)10次，施加載荷300 g，加載時(shí)間15 s，最終取其平均值；使用光學(xué)顯微鏡（ZEISSAxio observe 3m）、掃描電子顯微鏡 （HITACHI S4800）觀察試樣顯微組織及斷口形貌。

2、 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖3為SLM成形TC11鈦合金平行于沉積方向即xoz面不同參數(shù)下的顯微組織形貌。由圖可知，不同成形參數(shù)下組織宏觀形貌呈外延生長(zhǎng)取向的柱狀晶形貌，晶粒內(nèi)部均勻分布細(xì)針狀 α' 馬氏體組織。這與SLM成形的獨(dú)特方式有關(guān)：在層層掃描過(guò)程中，晶粒頂部發(fā)生重熔，導(dǎo)致重熔晶粒表面成為形核質(zhì)點(diǎn)，同時(shí)沿沉積方向散熱速度最快，晶粒沿著散熱反方向外延生長(zhǎng)，最終形成柱狀晶組織 [12] 。

同時(shí)，在熔池凝固過(guò)程中，凝固速率率達(dá)10 3 ~10 8 K/s，遠(yuǎn)大于馬氏體轉(zhuǎn)變臨界冷卻速率（410 K/s），初生β相在急速冷卻過(guò)程中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變形成針狀 α' 馬氏體。柱狀晶的寬度越大，表明冷卻速度越慢 [13] 。

當(dāng)激光功率或者曝光時(shí)間增加時(shí)，激光能量輸入增大，液態(tài)停留時(shí)間相對(duì)較長(zhǎng)和冷卻速率相對(duì)較低，柱狀晶尺寸相對(duì)粗大。經(jīng)測(cè)量掃描功率為220 W，曝光時(shí)間為 50 μs時(shí)，柱狀晶寬度為（100±20）μm；當(dāng)曝光時(shí)間不變，激光功率增加到260 W時(shí)，柱狀晶寬度增加到（240±80 μm）；掃描功率為200 W，曝光時(shí)間為45 μs時(shí)，柱狀晶寬度為（95±10）μm；當(dāng)激光功率不變，曝光時(shí)間增加到55 μs時(shí)，柱狀晶寬度為（130±20 μm）。但是在高激光功率作用下，在掃描過(guò)程中容易產(chǎn)生金屬蒸汽以及合金元素過(guò)燒形成 孔隙，如圖3 （b） （c）所示。圖4為圖3的進(jìn)一步組織放大圖，經(jīng)測(cè)量，當(dāng)掃描功率為220 W、曝光時(shí)間為50 μs時(shí)，馬氏體板條平均長(zhǎng)度約為（60±20）μm（見(jiàn)圖4 （a））；當(dāng)曝光時(shí)間不變、激光功率增加到260 W時(shí)，馬氏體板條平均長(zhǎng)度約為（120±10）μm（見(jiàn)圖4（c））。當(dāng)激光功率為200 W、曝光時(shí)間為45 μs時(shí)，馬氏體板條平均長(zhǎng)度約為（50±10）μm（見(jiàn)圖4 （f））；當(dāng)激光功率不變、曝光時(shí)間增加到55 μs時(shí)，馬氏體板條平均長(zhǎng)度約為（100±10）μm（見(jiàn)圖 4（d））?？芍S著激光功率的增加以及曝光時(shí)間的減小，激光能量密度的增加，冷卻速率降低，馬氏體尺寸增大，與Do D K、Han J二人 [14-15] 觀察到的結(jié)果一致。

2.2 力學(xué)性能

圖5為不同成形工藝參數(shù)下SLM成形TC11試樣硬度。如圖5 （a）所示，曝光時(shí)間為50 μs、激光功率為220 W時(shí)，試樣顯微硬度為423.1 HV 0.3 ，激光功率增加到260 W時(shí)，顯微硬度增加到437 HV 0.3 ；如圖5 （b）所示，當(dāng)激光功率200 W、曝光時(shí)間45 μs時(shí)，試樣顯微硬度為 371.3 HV 0.3 ，曝光時(shí)間增加到 55 μs時(shí)，顯微硬度增加到404.2 HV 0.3 。當(dāng)激光功率或者曝光時(shí)間增加時(shí)，激光能量密度增高，試樣硬度也呈上升趨勢(shì)。原因在于當(dāng)粉末床輸入的激光能量相對(duì)較高時(shí)，熔池較深，金屬凝固部分和熔融部分溫差較大，冷卻后存在高的殘余應(yīng)力；同時(shí)，伴隨著激光輸入能量的增加，馬氏體尺寸隨之增大。從而產(chǎn)生硬化效應(yīng)，試樣顯微硬度增大。

表3為掃描點(diǎn)間距為65 μm、曝光時(shí)間為50 μs時(shí)，不同激光功率下SLM成形TC11鈦合金力學(xué)性能。當(dāng)激光功率增加到260 W時(shí)，SLM成形試樣的抗拉與屈服強(qiáng)度增至1463MPa、1 317 MPa，而斷后伸長(zhǎng)率及抗沖擊功分別降至6.0%和17.7 J。表 4 為掃描點(diǎn)間距為 65 μm、激光功率 200 W時(shí)，不同曝光時(shí)間下SLM成形TC11鈦合金力學(xué)性能。當(dāng)曝光時(shí)間增加（激光掃描速度減?。┑?5 μs時(shí)，SLM 成形試樣的抗拉與屈服強(qiáng)度增至 1 446Mpa、1 309 MPa，而斷后伸長(zhǎng)率及抗沖擊功分別降至4.8%和20.4J。

當(dāng)激光功率或者曝光時(shí)間增加時(shí)，單位能量密度增加，金屬粉末的熔合更加充分，同時(shí)分解的馬氏體相含量以及析出的β相顆粒增加，彌散強(qiáng)化效果被強(qiáng)化，抗拉與屈服強(qiáng)度增大，塑性與抗沖擊性能降低。值得注意的是，成形件的抗拉強(qiáng)度增加幅度不大，但塑性與抗沖擊性能降低幅度較大，是因?yàn)閿嗪笊扉L(zhǎng)率除了受顯微組織的影響外，受孔洞缺陷的影響相對(duì)較大，在高能量輸入作用下，金屬粉末床容易產(chǎn)生金屬蒸汽導(dǎo)致內(nèi)部孔隙產(chǎn)生，同時(shí)過(guò)高的激光功率容易引起合金元素過(guò)燒和晶粒粗大，導(dǎo)致強(qiáng)度升高的同時(shí)塑性下降 [9] 。

為進(jìn)一步分析 SLM 成形TC11鈦合金試樣的斷裂形式，采用掃描電鏡對(duì)不同工藝參數(shù)成形的斷口形貌進(jìn)行觀察，斷口形貌如圖 6 所示。由圖可知，不同工藝參數(shù)下斷口形貌相似，主要分為纖維區(qū)、剪切唇區(qū)兩個(gè)部分，剪切唇在斷口表面所占比例較大。圖 6（a）、 （d）斷口表現(xiàn)為撕裂的韌窩特征，為韌性斷口；圖6（b）、 （c）斷口由平坦的解理小面組成，為準(zhǔn)解理斷口，處于解理斷裂和韌窩斷裂之間的一種過(guò)渡形式。斷口形貌與拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致，當(dāng)激光功率或者曝光時(shí)間增加時(shí)，成形試樣斷后伸長(zhǎng)率降低，斷裂形式由韌性斷裂向脆性斷裂過(guò)渡。

3、 結(jié)論

采用SLM成形TC11鈦合金，通過(guò)微觀組織、顯微硬度、拉伸性能及斷口分析，研究了激光功率、曝光時(shí)間對(duì)其組織以及力學(xué)性能的影響。激光功率與曝光時(shí)間主要影響成形過(guò)程中的激光功率密度，從而造成組織、力學(xué)性能差異：不同工藝參數(shù)下成形試樣宏觀形貌呈外延生長(zhǎng)取向的柱狀晶，晶粒內(nèi)部均勻分布細(xì)針狀 α' 馬氏體組織；當(dāng)激光功率密度增加時(shí)，液態(tài)停留時(shí)間相對(duì)較長(zhǎng)和冷卻速率相對(duì)較低，柱狀晶尺寸相對(duì)粗大，馬氏體板條尺寸增加，試樣顯微硬度增大；當(dāng)曝光時(shí)間為50μs、激光功率增加到 260 W 時(shí)，SLM 成形試樣的顯微硬度為437HV0.3 ，抗拉強(qiáng)度為 1463 MPa，而斷后伸長(zhǎng)率降至 6.0%；當(dāng)激光功率為 200W、曝光時(shí)間增加到55μs時(shí)，SLM成形試樣的顯微硬度為404.2HV 0.3 ，抗拉強(qiáng)度為1 446MPa，而斷后伸長(zhǎng)率降至4.8%。

當(dāng)激光功率為220 W、曝光時(shí)間為50 μs時(shí)，可獲得強(qiáng)度和塑性匹配較佳的TC11鈦合金,其抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為1 345 MPa和10.6%。

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