TC11钛合金（Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si）是一种（α＋β）型双相钛合金，室温强度较高，在500 ℃以下有优异的持久和蠕变强度，同时具有良好的热加工性能，主要用于制造航空发动机的压气机盘、叶片和鼓筒以及飞机结构件等 [1-4] 。传统钛合金加工方式为“锻造+机加”，面对复杂形状结构件时，加工周期长且材料利用率低，在一定程度上限定了其应用 [5-6] 。

选区激光熔化（SLM）成形技术能够摆脱传统模具的束缚，通过高能激光束扫描预定轨迹熔化金属粉末并凝固成形，层层堆叠从而得到实体零件的一种增材制造技术，具有高设计自由度、高精度、近净成形的特点，尤其适用于制造具有复杂、精细结构的金属零件 [7-8] 。在选区激光熔化成形过程中，金属粉末床受高能量激光束的作用，经历多次热循环，在快速熔化/凝固过程中产生典型非平衡凝固现象 [9] ，其力学性能不可避免的会受其热输入的影响，造成热输入差异的主要原因为激光功率以及扫描速度。朱加雷等 [10] 研究发现增加激光功率有利于TC4钛合金金属粉末的充分融化，成形件结构更为致密，强度和塑性均得到提高；姜夕义等 [11] 研究发现随着激光扫描速度增加，合金的抗拉强度、屈服强度和显微硬度下降，伸长率变化不大。

试验采用 Renishaw AM500E 选区激光熔化设备SLM成形TC11钛合金，对比研究了在不同激光功率和曝光时间（曝光时间=扫描速度/扫描点间距-10）下成形试样件显微组织及力学性能，为SLM成形复杂形状钛合金零件提供参考。

1、 试 验

试验材料为旋转电极法得到的TC11钛合金粉末，化学成分如表1所示。如图1所示，粉末颗粒表面光滑且球形度较高，经Microtrac S3500型激光粒度粒形分析仪测得，粉末尺寸介于33 μm（D 10 ）和62 μm（D 90 ）之间，呈正态分布，其中D 50 为45 μm，圆度值小于0.9的粉末仅占比11.02%，其形貌及粒度分布如图1所示。

采用Renishaw AM500E设备进行SLM试样制备，激光光斑直径为80 μm，铺粉层厚为30 μm，钛合金基板预热温度为 170 ℃，成形过程中采用高纯氩气作为保护气体。采用第 n+1 层相对第 n 层偏转 67°的扫描策略，使用不同激光功率、曝光时间对试样方块进行打印成形（见图2），沉积方向为z方向，成形基板平面为xoy面，具体成形参数如表2所示。

不同工艺参数下成形拉伸、冲击试样件各四件，按照 GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第 1部分：室温试验方法》、GB/T 229-2007 《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》将方块加工成标准拉伸、冲击试样，采用电子万能试验机（UTM5504）和摆锤冲击试验机（PIT452H）对成形件进行力学性能测试取其平均值；使用自动显微硬度计（Wilson VH3100）测量试样显微硬度，同一水平位置打点10次，施加载荷300 g，加载时间15 s，最终取其平均值；使用光学显微镜（ZEISSAxio observe 3m）、扫描电子显微镜 （HITACHI S4800）观察试样显微组织及断口形貌。

2、 结果与讨论

2.1 显微组织

图3为SLM成形TC11钛合金平行于沉积方向即xoz面不同参数下的显微组织形貌。由图可知，不同成形参数下组织宏观形貌呈外延生长取向的柱状晶形貌，晶粒内部均匀分布细针状 α' 马氏体组织。这与SLM成形的独特方式有关：在层层扫描过程中，晶粒顶部发生重熔，导致重熔晶粒表面成为形核质点，同时沿沉积方向散热速度最快，晶粒沿着散热反方向外延生长，最终形成柱状晶组织 [12] 。

同时，在熔池凝固过程中，凝固速率率达10 3 ~10 8 K/s，远大于马氏体转变临界冷却速率（410 K/s），初生β相在急速冷却过程中发生马氏体转变形成针状 α' 马氏体。柱状晶的宽度越大，表明冷却速度越慢 [13] 。

当激光功率或者曝光时间增加时，激光能量输入增大，液态停留时间相对较长和冷却速率相对较低，柱状晶尺寸相对粗大。经测量扫描功率为220 W，曝光时间为 50 μs时，柱状晶宽度为（100±20）μm；当曝光时间不变，激光功率增加到260 W时，柱状晶宽度增加到（240±80 μm）；扫描功率为200 W，曝光时间为45 μs时，柱状晶宽度为（95±10）μm；当激光功率不变，曝光时间增加到55 μs时，柱状晶宽度为（130±20 μm）。但是在高激光功率作用下，在扫描过程中容易产生金属蒸汽以及合金元素过烧形成 孔隙，如图3 （b） （c）所示。图4为图3的进一步组织放大图，经测量，当扫描功率为220 W、曝光时间为50 μs时，马氏体板条平均长度约为（60±20）μm（见图4 （a））；当曝光时间不变、激光功率增加到260 W时，马氏体板条平均长度约为（120±10）μm（见图4（c））。当激光功率为200 W、曝光时间为45 μs时，马氏体板条平均长度约为（50±10）μm（见图4 （f））；当激光功率不变、曝光时间增加到55 μs时，马氏体板条平均长度约为（100±10）μm（见图 4（d））。可知，随着激光功率的增加以及曝光时间的减小，激光能量密度的增加，冷却速率降低，马氏体尺寸增大，与Do D K、Han J二人 [14-15] 观察到的结果一致。

2.2 力学性能

图5为不同成形工艺参数下SLM成形TC11试样硬度。如图5 （a）所示，曝光时间为50 μs、激光功率为220 W时，试样显微硬度为423.1 HV 0.3 ，激光功率增加到260 W时，显微硬度增加到437 HV 0.3 ；如图5 （b）所示，当激光功率200 W、曝光时间45 μs时，试样显微硬度为 371.3 HV 0.3 ，曝光时间增加到 55 μs时，显微硬度增加到404.2 HV 0.3 。当激光功率或者曝光时间增加时，激光能量密度增高，试样硬度也呈上升趋势。原因在于当粉末床输入的激光能量相对较高时，熔池较深，金属凝固部分和熔融部分温差较大，冷却后存在高的残余应力；同时，伴随着激光输入能量的增加，马氏体尺寸随之增大。从而产生硬化效应，试样显微硬度增大。

表3为扫描点间距为65 μm、曝光时间为50 μs时，不同激光功率下SLM成形TC11钛合金力学性能。当激光功率增加到260 W时，SLM成形试样的抗拉与屈服强度增至1463MPa、1 317 MPa，而断后伸长率及抗冲击功分别降至6.0%和17.7 J。表 4 为扫描点间距为 65 μm、激光功率 200 W时，不同曝光时间下SLM成形TC11钛合金力学性能。当曝光时间增加（激光扫描速度减小）到55 μs时，SLM 成形试样的抗拉与屈服强度增至 1 446Mpa、1 309 MPa，而断后伸长率及抗冲击功分别降至4.8%和20.4J。

当激光功率或者曝光时间增加时，单位能量密度增加，金属粉末的熔合更加充分，同时分解的马氏体相含量以及析出的β相颗粒增加，弥散强化效果被强化，抗拉与屈服强度增大，塑性与抗冲击性能降低。值得注意的是，成形件的抗拉强度增加幅度不大，但塑性与抗冲击性能降低幅度较大，是因为断后伸长率除了受显微组织的影响外，受孔洞缺陷的影响相对较大，在高能量输入作用下，金属粉末床容易产生金属蒸汽导致内部孔隙产生，同时过高的激光功率容易引起合金元素过烧和晶粒粗大，导致强度升高的同时塑性下降 [9] 。

为进一步分析 SLM 成形TC11钛合金试样的断裂形式，采用扫描电镜对不同工艺参数成形的断口形貌进行观察，断口形貌如图 6 所示。由图可知，不同工艺参数下断口形貌相似，主要分为纤维区、剪切唇区两个部分，剪切唇在断口表面所占比例较大。图 6（a）、 （d）断口表现为撕裂的韧窝特征，为韧性断口；图6（b）、 （c）断口由平坦的解理小面组成，为准解理断口，处于解理断裂和韧窝断裂之间的一种过渡形式。断口形貌与拉伸实验结果一致，当激光功率或者曝光时间增加时，成形试样断后伸长率降低，断裂形式由韧性断裂向脆性断裂过渡。

3、 结论

采用SLM成形TC11钛合金，通过微观组织、显微硬度、拉伸性能及断口分析，研究了激光功率、曝光时间对其组织以及力学性能的影响。激光功率与曝光时间主要影响成形过程中的激光功率密度，从而造成组织、力学性能差异：不同工艺参数下成形试样宏观形貌呈外延生长取向的柱状晶，晶粒内部均匀分布细针状 α' 马氏体组织；当激光功率密度增加时，液态停留时间相对较长和冷却速率相对较低，柱状晶尺寸相对粗大，马氏体板条尺寸增加，试样显微硬度增大；当曝光时间为50μs、激光功率增加到 260 W 时，SLM 成形试样的显微硬度为437HV0.3 ，抗拉强度为 1463 MPa，而断后伸长率降至 6.0%；当激光功率为 200W、曝光时间增加到55μs时，SLM成形试样的显微硬度为404.2HV 0.3 ，抗拉强度为1 446MPa，而断后伸长率降至4.8%。

当激光功率为220 W、曝光时间为50 μs时，可获得强度和塑性匹配较佳的TC11钛合金,其抗拉强度和断后伸长率分别为1 345 MPa和10.6%。

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