發(fā)布日期：2025-11-29 17:32:20
1、引言
高強(qiáng)韌鈦合金具有高強(qiáng)度、高韌性和高延展性，因此在戰(zhàn)斗機(jī)高承力結(jié)構(gòu)件上廣泛應(yīng)用。然而由于高強(qiáng)韌鈦合金中合金元素種類較多，增材制造技術(shù)制備的高強(qiáng)鈦合金，其溫度梯度較大，目前仍存在高應(yīng)力易開(kāi)裂和強(qiáng)韌性能下降的問(wèn)題[1±4]。通過(guò)合金化等方式將增材制造TC4鈦合金的強(qiáng)韌性提高到高強(qiáng)韌鈦合金的性能范疇，用改性后的TC4鈦合金代替高強(qiáng)韌鈦合金無(wú)疑是一種比較有前景的技術(shù)[5]。激光熔化沉積技術(shù)是通過(guò)高功率的激光照射在基板表面，將熔覆粉末在基板迅速熔化凝固，與基板表面形成良好冶金結(jié)合的熔覆層，此技術(shù)具有成本低，加工速度快，成形致密等優(yōu)勢(shì)[6±8]。
增材制造的TC4鈦合金，因溫度梯度大通常會(huì)產(chǎn)生粗大的柱狀晶，使鈦合金力學(xué)性能表現(xiàn)出顯著的各向異性，阻礙了鈦合金的廣泛應(yīng)用[9]。為了促進(jìn)增材制造鈦合金從柱狀晶到等軸晶的轉(zhuǎn)變，獲得各向同性增材制造的鈦合金制品。目前，主要的方法是外場(chǎng)輔助[10]、合金化[11]和在熔池中引入新的成核元素[12]。Dai等[13]在增材制造中引入激光振蕩工藝，結(jié)果表明激光振蕩可有效改善材料的物理性能，使凝固過(guò)程產(chǎn)生非均勻成核，從而促進(jìn)晶粒細(xì)化和微觀結(jié)構(gòu)均勻化。在TC4中Fe元素具有較高的生長(zhǎng)限制因子（Q），Q能準(zhǔn)確描述增材制造中鈦合金元素?cái)U(kuò)散速度的快慢，Q的數(shù)值越大，形核生長(zhǎng)越慢，生成等軸組織的概率越大[14]。Niu[15]等研究發(fā)現(xiàn)微量Fe的加入可以顯著減小晶粒的尺寸，同時(shí)提高了鈦合金中β相的含量，表現(xiàn)出較高的強(qiáng)化效果和良好的塑性。Sandlöbes等[16]研究表明，通過(guò)同步送粉法激光沉積Ti3Fe合金經(jīng)過(guò)熱處理后的拉伸強(qiáng)度可以達(dá)到700MPa以上，同時(shí)能保持30%的伸長(zhǎng)率。由于添加過(guò)量的鐵會(huì)產(chǎn)生Ti-Fe脆性相，因此超過(guò)5wt%會(huì)降低鈦合金的力學(xué)性能[17]。Al是α-Ti的穩(wěn)定元素，通過(guò)激光熔化沉積得到不同Al添加量的TC4合金試樣[18]，結(jié)果表明隨著Al添加量的增加，試樣的微觀結(jié)構(gòu)中α相逐漸增加，試樣的硬度和耐磨性能也隨之增加。劉清華等[19]研究了Al元素和V元素對(duì)鈦合金組織和性能的影響，研究表明隨著兩種元素含量的增加，鈦合金等軸晶組織試樣的塑性應(yīng)變和沖擊功都隨之提高。Chen等[20]實(shí)驗(yàn)研究了不同含量Nb的鈦合金的組織和性能。隨著Nb的加入，晶粒由粗大的柱狀晶轉(zhuǎn)變成尺寸大小均勻的等軸晶，平均晶粒尺寸減小到200μm以下。由于Nb元素的添加，β相的占比增加，相較于不添加Nb的沉積態(tài)試樣，拉伸性能得到大幅度提升[21±22]。
綜上所述，大多數(shù)研究人員對(duì)增材制造鈦合金的研究只注重提高強(qiáng)度，但其韌性不足，無(wú)法實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和韌性的協(xié)同提升。本研究采用本課題組自行組建的激光熔化沉積系統(tǒng)，制備了TC4和TC4-xFe沉積態(tài)試塊。通過(guò)分析微觀組織和力學(xué)性能的變化，總結(jié)Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)TC4鈦合金的組織與性能的影響規(guī)律，以期通過(guò)LMD制備的鈦合金能協(xié)同提高強(qiáng)度和韌性，并滿足高強(qiáng)鈦合金的使用要求，顯著降低高強(qiáng)韌鈦合金的成本。
2、實(shí)驗(yàn)
實(shí)驗(yàn)采用F-P4000型行星球磨機(jī)，以無(wú)水乙醇和陶瓷磨球?yàn)榻橘|(zhì)對(duì)純鐵粉末（粒徑53~150μm）和TC4鈦合金球形粉末（粒徑53~150μm）進(jìn)行濕磨混粉（化學(xué)成分如表1所示）。
表 1 TC4 鈦合金粉末化學(xué)成分（Table 1 Chemical composition of TC4 alloy）
單位：wt%
| Fe | C | N | H | O | Al | V | Ti |
| ≤ 0.30 | ≤ 0.10 | ≤ 0.05 | ≤ 0.02 | ≤ 0.20 | 5.50–6.80 | 3.50–4.50 | Bal.（余量） |
表 2 含鐵粉復(fù)合粉末化學(xué)成分（Table 2 Composition of composite powder added with iron powder）
單位：wt%
| Sample（樣品） | TC4 | Fe |
| 1#: TC4-1Fe | 99 | 1 |
| 2#: TC4-2Fe | 98 | 2 |
| 3#: TC4-3Fe | 97 | 3 |
| 4#: TC4（純 TC4） | 100 | 0 |
按照表2的成分比例在TC4鈦合金粉末中加入純鐵粉末，將粉末放入行星球磨機(jī)中進(jìn)行混合，其中球料比為1:1，無(wú)水乙醇能降低球磨過(guò)程中溫度對(duì)粉末的影響。球磨轉(zhuǎn)速為180r/min，球磨時(shí)間為6h，制備出編號(hào)為1#、2#、3#和4#的4組樣品，各個(gè)樣品中純鐵粉末質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為1wt%、2wt%、3wt%和0wt%。
將球磨機(jī)中混合均勻的復(fù)合粉末放置于真空干燥箱中烘干5h，烘干溫度為200℃，烘干后的粉末放置在恒溫恒濕柜中儲(chǔ)存待用。
本實(shí)驗(yàn)采用課題組自行組建的激光熔化沉積系統(tǒng)如圖1所示。沉積系統(tǒng)主要包括：庫(kù)卡KR60-HA六軸機(jī)器人，IPG生產(chǎn)YSL-10000-KC激光器（最大輸出功率10kW），煜宸雙筒載氣式送粉器，密封艙（Ar氣氛圍下工作）。LMD工藝參數(shù)為：激光器功率2kW，掃描速度10mm/s，送粉速率1.0r/min，激光入射偏轉(zhuǎn)角為3°，載氣流量4.0L/min，搭接率為50%，層間冷卻時(shí)間為60s，氧氣含量控制在200µL/L以下，沉積層厚度為0.5mm。層數(shù)20層，形成60mm×40mm×10mm的試樣。
熔覆層經(jīng)線切割、砂紙打磨、拋光得到實(shí)驗(yàn)試樣。采用5:5:90的氫氟酸、硝酸與水的混合溶液對(duì)實(shí)驗(yàn)試樣進(jìn)行腐蝕。經(jīng)過(guò)40s腐蝕后，采用ZeissVert.A1型光學(xué)顯微鏡和Zeiss-EVO10型掃描電子顯微鏡觀察不同鐵含量的試樣的微觀組織。并使用掃描電子顯微鏡的能譜分析儀對(duì)試樣中不同元素的含量和分布位置進(jìn)行分析。采用FM-310型顯微硬度儀檢測(cè)試樣上表面不同位置的顯微硬度，載荷為200g，加壓時(shí)間為15s，共測(cè)試10個(gè)點(diǎn)，取樣間隔為1mm，分析試樣硬度的變化規(guī)律。采用X'PertPROMPD型X射線衍射分析儀，進(jìn)行試樣的物相分析。使用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)拉伸試樣進(jìn)行拉伸性能檢測(cè)，拉伸速率設(shè)置為1mm/min，拉伸試樣的取樣及試樣尺寸如圖2所示。
使用PIT452D-4型金屬擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行沖擊韌性檢測(cè)，試樣的尺寸如圖2c所示，并對(duì)拉伸后的斷口形貌和沖擊后的斷口形貌觀察分析。采用CFT-Ⅰ型材料表面性能綜合測(cè)試儀進(jìn)行摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，摩擦方式為往復(fù)滑動(dòng)干摩擦，摩擦副采用較高硬度的GCr15鋼球，摩擦副1min往復(fù)200次，加載載荷為10N，摩擦?xí)r間為30min，往復(fù)距離為4mm/次，并在檢測(cè)過(guò)程中實(shí)時(shí)記錄摩擦系數(shù)。使用MicroXAM-800型白光干涉儀掃描試樣表面凹溝輪廓形貌，分析試樣磨損機(jī)理。
3、結(jié)果與討論
3.1Fe含量對(duì)微觀組織的影響
如圖3為不同F(xiàn)e含量試樣表面的組織形貌。如圖3a所示，沉積態(tài)TC4試樣組織沿成形方向呈現(xiàn)明顯的柱狀晶，晶粒尺寸相對(duì)較粗。隨著Fe的加入，在成形方向上沒(méi)有明顯的柱狀晶，TC4+Fe沉積態(tài)試樣組織轉(zhuǎn)變成細(xì)小的等軸晶，相較于沉積態(tài)TC4試樣，TC4+Fe試樣的晶粒明顯得到細(xì)化。為了定量分析晶粒細(xì)化的程度，繪制了晶粒尺寸分布圖，晶粒尺寸符合正態(tài)分布原理，如圖4。隨著Fe含量的增加，平均晶粒尺寸先增加后減小，從純TC4試樣的680.4μm降低至3wt%Fe含量試樣的160.6μm，降低約76%。隨著Fe的加入，熔池中溶質(zhì)的濃度增加，過(guò)冷度增加，促進(jìn)了形核的產(chǎn)生，得到明顯細(xì)化的組織。Fe是最強(qiáng)的β相穩(wěn)定元素，添加1wt%Fe，α/β相變溫度下降約18℃。熔池迅速升溫和冷卻過(guò)程中促進(jìn)β相增加，在一定程度上限制了α相生長(zhǎng)，因此容易生成細(xì)小的等軸晶組織。
如圖5為不同F(xiàn)e添加量的TC4沉積態(tài)試樣放大1000倍的電鏡照片，如圖5a為未添加Fe的TC4沉積態(tài)試樣的組織，組織中鋪滿了初生針狀α-Ti和由α-Ti與α+β構(gòu)成的網(wǎng)籃組織。
初生針狀α-Ti和網(wǎng)籃組織都在β-Ti晶粒中析出，其中針狀α-Ti的平均寬度約為5.1μm。網(wǎng)籃組織的形成過(guò)程是由于初生針狀α-Ti首先在β-Ti晶粒中析出，部分初生針狀α-Ti能夠不受限制的自由生長(zhǎng)，從而生長(zhǎng)成為針狀，另一部分初生針狀α-Ti在生長(zhǎng)的過(guò)程中與后生成的α-Ti相遇，其生長(zhǎng)受到限制，容易被截?cái)鄰亩尸F(xiàn)短棒狀。圖5b~5d為添加Fe的沉積態(tài)試樣的微觀組織，微觀組織主要由針狀α-Ti和網(wǎng)籃組織構(gòu)成，與未添加Fe的試樣圖5a相比，網(wǎng)籃組織的所占比例有所提高，并且網(wǎng)籃組織取向呈現(xiàn)出相互垂直。隨著Fe的加入比例的提高，微觀組織中α-Ti的寬度隨之減小，其中3wt%Fe添加量的沉積態(tài)試樣中α-Ti的平均寬度約為1.9μm。相較于不添加Fe的試樣平均寬度下降約63%。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，添加少量的Fe能夠明顯細(xì)化α-Ti。
圖6為不同F(xiàn)e添加量TC4沉積態(tài)試樣的EDS掃描取樣點(diǎn)。為了確定微觀組織中α-Ti和α+β晶界組織的元素分布情況，對(duì)試樣進(jìn)行了EDS掃描元素成分分析，結(jié)果如表3所示。沉積態(tài)TC4微觀組織中白亮色的相為α+β，從表3的元素含量可以看出白亮色組織的Fe和V含量都略高于α-Ti附近位置。形成這種含量差異的原因是Fe和V是β-Ti的穩(wěn)定元素，且原子半徑與Ti原子半徑相差較小。所以在TC4激光沉積過(guò)程中，F(xiàn)e和V易固溶于β-Ti中，生成置換固溶體。另外，添加少量的Fe能夠讓β-Ti的相變溫度下降，從而在一定程度上限制了α-Ti的生長(zhǎng)，有助于生成更多的β-Ti。另一方面，在α-Ti附近位置，Al元素的含量高于白亮色相附近區(qū)域。這是由于Al是α穩(wěn)定元素，能融入α-Ti中形成α相固溶體，還能讓α和β同素異晶轉(zhuǎn)變溫度升高，使微觀組織中生成更多的α-Ti。
表 3 圖 6 中 TC4 沉積態(tài)試樣的 EDS 點(diǎn)掃描結(jié)果（Table 3 EDS point scanning results in Fig. 6 of deposited TC4 samples）
單位：wt%
| Fe content（Fe 含量，wt%） | Position（位置） | Fe | V | Al | Ti |
| 0 | Point 1 | 0.80 | 5.43 | 6.76 | 87.01 |
| 0 | Point 2 | 0.58 | 4.11 | 7.08 | 88.23 |
| 1 | Point 1 | 1.60 | 5.31 | 6.66 | 86.43 |
| 1 | Point 2 | 0.87 | 4.06 | 7.15 | 87.92 |
| 2 | Point 1 | 2.54 | 4.14 | 6.08 | 87.24 |
| 2 | Point 2 | 1.81 | 3.96 | 6.81 | 87.42 |
| 3 | Point 1 | 3.34 | 3.88 | 6.27 | 86.51 |
| 3 | Point 2 | 2.51 | 3.62 | 6.85 | 87.02 |
3.2Fe含量對(duì)α/β-Ti相的影響
如圖7所示為1wt%、2wt%和3wt%Fe含量的TC4鈦合金的XRD結(jié)果。從試樣的XRD圖譜發(fā)現(xiàn)只有α-Ti和β-Ti相存在，并沒(méi)有產(chǎn)生其他新的相。X射線衍射結(jié)果表明這一組試樣中Fe全部固溶在TC4中。本實(shí)驗(yàn)中加入的Fe是作為TC4鈦合金的β相的穩(wěn)定劑，通常來(lái)說(shuō)，沉積態(tài)的TC4中β相越多，TC4的強(qiáng)度和硬度也越高。從XRD圖譜中看出，TC4-2Fe的試樣中β-Ti衍射峰最高。同時(shí)TC4-2Fe的試樣的抗拉強(qiáng)度和顯微硬度也高于另外兩個(gè)試樣。
3.3Fe含量對(duì)顯微硬度的影響
不同F(xiàn)e含量的試樣表面的平均顯微硬度如圖8所示，隨著Fe的添加量增加，試樣的硬度先增加后減少。在相同測(cè)試條件下，純TC4沉積態(tài)試樣的平均顯微硬度最低 350.9HV，TC4-2Fe試樣的平均顯微硬度最大為420.1HV，較未添加Fe試樣提高約20%；由于鐵的添加，固溶強(qiáng)化增強(qiáng)，β相相變溫度增加，組織中存留的β相增多。
3.4Fe含量對(duì)拉伸性能的影響
如圖9為不同F(xiàn)e含量的TC4-xFe試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，由于添加不同含量的Fe而導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度呈現(xiàn)出顯著差異。其中，TC4-2Fe試樣的最大拉伸強(qiáng)度明顯優(yōu)于其他Fe含量的試樣，但其應(yīng)變大幅度落后于其它試樣，表現(xiàn)出較低的塑性。TC4-3Fe試樣相較于純TC4試樣在拉伸強(qiáng)度和應(yīng)變方面都有較大提升。
如圖10為3次獨(dú)立拉伸試驗(yàn)的平均結(jié)果，其中純TC4試樣的平均抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最低，分別為941和890MPa。TC4-2Fe試樣的平均抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最高，分別為1377和1361MPa，但其斷后伸長(zhǎng)率有較大的下降，相較于純TC4試樣下降約50%。加入3wt%Fe試樣的平均抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為1087和1050MPa，相較于純TC4試樣分別提高了15.5%和18.0%，斷后伸長(zhǎng)率為10.88%，提高了60%。
強(qiáng)塑積是表征金屬材料強(qiáng)韌性水平的綜合性能指標(biāo)，是金屬材料的抗拉強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率的乘積，強(qiáng)塑積比單一性能指標(biāo)能更清晰的表征材料的強(qiáng)韌性。TC4-3Fe試樣的平均抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率都顯著提高，分別為1087MPa和10.38%，TC4-3Fe試樣的強(qiáng)塑積最高，其擁有最優(yōu)異的強(qiáng)韌性。
如圖11為掃描電子顯微鏡拍攝的拉伸試樣的斷口形貌。在低倍照片中，觀察到拉伸試樣呈現(xiàn)出明顯的頸縮現(xiàn)象，并且頸縮程度隨著斷后延伸率的增加而增加，這說(shuō)明在試樣拉斷前經(jīng)歷了塑性變形階段。TC4-2Fe試樣的斷口呈現(xiàn)出解理特征，表現(xiàn)為脆性斷裂，TC4-3Fe試樣為韌性斷裂且斷口有均勻且較深的韌窩，表現(xiàn)出更優(yōu)異的韌性。
3.5Fe含量對(duì)沖擊韌性的影響
如圖12為不同F(xiàn)e含量試樣的平均沖擊韌性，其中純TC4試樣的沖擊韌性和沖擊功最高分別49.76J/cm2和39.81J，隨著Fe的加入，試樣的沖擊性能出現(xiàn)下降。其中TC4-2Fe試樣具有最高的抗拉強(qiáng)度和沖擊強(qiáng)度，而其沖擊韌性最低，為15.64J/cm2。TC4-3Fe試樣的晶粒大小均勻，平均晶粒尺寸最小，TC4-3Fe試樣的沖擊性能下降最低，沖擊韌性達(dá)到38.02J/cm2，相較于純TC4試樣沖擊性能下降約23%。
3.6Fe含量對(duì)耐磨性能的影響
如圖13所示，在磨損的初級(jí)階段，對(duì)磨球與磨損試樣的接觸面積小，磨損試樣的正應(yīng)力較大，摩擦反應(yīng)劇烈使磨損系數(shù)迅速上升到較高水平。在磨損初級(jí)階段后，接觸面積逐漸增加直至趨于穩(wěn)定，表面的接觸應(yīng)力降低，磨損系數(shù)降低并保持穩(wěn)定。在15min后，長(zhǎng)時(shí)間的摩擦使摩擦副間的溫度上升，摩擦變得劇烈，磨損系數(shù)呈現(xiàn)緩慢上升趨勢(shì)。隨著Fe含量的增加，磨損試樣的平均摩擦系數(shù)逐漸降低，從0.801降低到0.670。
使用白光干涉儀對(duì)磨損凹槽的二維輪廓和三維形貌進(jìn)行分析，分別如圖14~15所示。從圖15凹槽的立體形貌可得摩擦痕跡整齊均勻，凹槽內(nèi)部有大量不規(guī)則的磨屑，綜合分析試樣的磨損形式為低應(yīng)力劃傷式的磨料磨損。純TC4打印態(tài)試樣產(chǎn)生的磨損深度為45μm，TC4-3Fe試樣磨損深度為24μm，磨損深度的整體變化規(guī)律與磨損系數(shù)相一致。
為更進(jìn)一步得出試樣的磨損情況，引入磨損率計(jì)算公式如式（1）所示。
式中：ω為磨損率，V為磨損體積，W為施加載荷，L為滑動(dòng)距離。
表 4 不同 Fe 含量試樣的磨損率（Table 4 Wear rate of samples with different Fe contents）
| Parameter（參數(shù)） | Pure-TC4（純 TC4） | TC4-1Fe | TC4-3Fe |
| μ（摩擦系數(shù)） | 0.801 | 0.732 | 0.670 |
| V（磨損體積）/mm³ | 0.096 | 0.086 | 0.069 |
| ω（磨損率）/×10⁻⁴ mm³・N⁻¹・m⁻¹ | 1.667 | 1.493 | 1.198 |
試樣的磨損率具體數(shù)值如表4所示，純TC4試樣磨損率最高，為1.667×10-4mm3·N−1·m−1，TC4-3Fe試樣磨損率最低，達(dá)到1.198×10-4mm3·N−1·m−1，與純TC4打印態(tài)試樣相比，其磨損率降低28.1%。由表4可得，隨著Fe含量的增加試樣耐磨性能有所提高。
4、討論
通過(guò)激光熔化沉積技術(shù)制備的TC4鈦合金樣品的力學(xué)性能與材料微觀組織中晶粒的大小和相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)、分布位置等相關(guān)[23]，F(xiàn)e元素對(duì)TC4等軸化作用機(jī)理如圖16所示。
在未添加Fe粉時(shí)，因TC4溫度梯度大，在熔池迅速冷卻凝固的過(guò)程中，沿著溫度梯度生成粗壯的柱狀晶[24]。
生長(zhǎng)限制因子Q能準(zhǔn)確描述增材制造中鈦合金中合金元素?cái)U(kuò)散速度的快慢，Q的數(shù)值越大，形核生長(zhǎng)越慢，生成等軸組織的概率越大[25]。在TC4中Fe元素具有較高的Q值，因此添加Fe元素是細(xì)化TC4鈦合金晶粒的有效方法。Fe是體心立方晶格和面心立方晶格，同時(shí)是β-Ti的穩(wěn)定元素，可無(wú)限固溶于β-Ti中，而不形成化合物相[26]。鈦合金中β-Ti的含量高可提高鈦合金的強(qiáng)度，同時(shí)由于β-Ti有較多的滑移系[27]，可提高鈦合金的塑性變形能力。隨著Fe的加入，鈦合金在成型方向上由粗壯的柱狀晶轉(zhuǎn)變成細(xì)小均勻的等軸晶。
如圖17所示，由于針狀α相的相變溫度高于片狀α相的相變溫度，因此針狀α相先于片狀α相在β-Ti晶粒內(nèi)析出。實(shí)際上在冷卻相變過(guò)程中，先析出的α相生長(zhǎng)比較自由，所以成長(zhǎng)比較充分，從而形成長(zhǎng)針狀；后析出的α相在生長(zhǎng)過(guò)程中遇到先析出的α相將被截?cái)啵荒茏杂缮L(zhǎng)，從而形成短棒狀和片狀[28]。
5、結(jié)論
1）隨著Fe的加入，鈦合金平均晶粒尺寸逐漸減小。其中加入3wt%Fe試樣的平均晶粒尺寸最小為160.6μm，相較于未添加Fe的試樣下降約76%；同時(shí)從XRD結(jié)果可得，試樣的微觀組織均由α-Ti和少量的β-Ti組成。隨著Fe的加入，α-Ti的尺寸減小，網(wǎng)籃組織得到細(xì)化，β-Ti含量略有增加。
2）隨著Fe的添加，試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后延伸率協(xié)同提升。加入3wt%Fe試樣的平均抗拉強(qiáng)度
和屈服強(qiáng)度分別為1087和1050MPa，相較于純TC4試樣分別提高了15.5%和18.0%，斷后伸長(zhǎng)率為10.88%，提高了60%；試樣的硬度顯著提升，加入2wt%Fe試樣的平均顯微硬度最高為420HV，相較于純TC4試樣的350.9HV，提高約20%；試樣的沖擊韌性出現(xiàn)下降，加入3wt%Fe試樣的沖擊性能下降最低，沖擊韌性達(dá)到38.02J/cm2，相較于純TC4試樣沖擊性能下降約23%。
3）隨著Fe含量的增加，磨損試樣的平均摩擦系數(shù)逐漸降低，從0.801降低到0.670。純TC4試樣磨損率最高，為1.667×10-4mm3·N−1·m−1，3wt%Fe含量試樣磨損率最低，達(dá)到1.198×10-4mm3·N−1·m−1，與純TC4打印態(tài)試樣相比，其磨損率降低28.1%。而且隨著Fe含量的增加試樣耐磨性能有所提高。
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（注，原文標(biāo)題：Fe含量對(duì)增材制造TC4鈦合金組織與性能的影響）
tag標(biāo)簽:TC4鈦合金,激光熔化沉積,Fe含量梯度,航空航天鈦合金