1 、引言

TC11钛合金是一种耐高温的高Al当量的高强的α+β双相钛合金，其名义成分为Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，可在500 ℃下持久工作，宽泛利用于航空发起机的压气机盘和鼓筒等大型复杂零件的制作[1-2]。相比传统铸造成形技术，激光增材制作技术制备钛合金零部件拥有无需模具、制作周期短、成本低、资料利用率高档特点，出格适合制作大型复杂钛合金关键结构件[3-6]。朱言言等[7-10]钻研了激光增材制作TC11钛合金的显微组织及力学机能，发现与锻件相比，激光增材制作TC11钛合金显微组织为α+β网篮组织，拥有优异的力学机能。

在海洋性大气环境中，钛合金理论通常能形成不变的钝化膜而拥有优良的耐蚀性[1]。然而，航空发起机用关键钛合金零部件持久服役于高温、高压、高湿、高盐及高速微动磨损等多重极端恶劣前提下，其耐蚀性可能受恶劣侵蚀服役环境的影响而大幅降低[11-12]。别的，钛合金在分歧恶劣侵蚀环境下，显微组织、化学元素成分和相的状态及取向等成分对其耐蚀性及侵蚀行为均拥有重要影响：Chen等[13]利用电化学原子力显微镜原位观察外加极化前提下的Ti-6Al-4V的侵蚀行为，发现α相与β相之间的化学元素成分差距是造成α相产生选择性溶化的原因；；；Alagic等[14]钻研发现拥有单相马氏体组织的Ti-13Nb-13Zr合金和Ti-6Al-4V合金比拥有a+β两相组织的Ti-6Al-4V合金拥有更高的耐蚀性；；；Garbacz等[15-16]钻研发现晶粒取向的变动对纯钛的耐蚀性也产生肯定影响。迄今为止，针对激光增材制作TC11钛合金α+β网篮组织耐蚀性的有关钻研未见报道。

本文通过浸泡侵蚀和互换阻抗谱、动电位极化曲线等电化学测试步骤对激光增材制作TC11钛合金的沉积态和双重退火态组织在盐酸溶液中的耐蚀性进行了评价，并用铸造试样作对比。

2 、尝试资料及步骤

选取等离子旋转电极雾化法制备的均匀尺寸为60~200主张TC11钛合金球形粉末为原料。在充斥氩气的成形室中，利用同轴输送的TC11钛合金球形粉末在移动的高能激光束斑形成的熔池中溶解及后续凝固，以此实现单层的沉积。单层扫描选取来回扫描方式，通过在已沉积层上反复进行新层的搭接沉积最终成形出尺寸为34mm×300 mm×230 mm 的厚板。激光溶解沉积工艺参数如下：激光功率为4~6 kW，光斑直径为5mm，扫描速度为800~1000mm/min，道间搭接率为45%，送粉速度约为500g/h，氧含量小于5×10^-5(体积分数)。参考TC11钛合金锻件热处置工艺，对部门沉积态板进行后续双重退火热处置。别离分析TC11钛合金激光溶解沉积态(记为“LAM as-deposited”)、双重退火态(记为“LAM heat-treated”)及锻件(记为“forged”)的显微组织及其耐蚀性。

微观组织观察试样尺寸为15 mm×15 mm×15 mm。将三种分歧组织类型试样打磨、抛光后用体积比为1∶6∶43 的氢氟酸和硝酸混合水溶液进行显晶侵蚀。选取JSM-6010LA 和带能谱仪(EDS)的CS3400 扫描电镜进行组织观察和能谱分析。选取Image-Pro Plus软件统计组织中分歧相含量。

在室温下，均匀侵蚀失重尝试是将尺寸为15 mm×15 mm×2 mm的三种组织类型试样别离放入含3.5%(质量分数)NaCl的1mol/L 盐酸溶液中浸泡168h。其中，每种类型试样选用6 个平行试样。尝试前，试样用SiC 砂纸打磨，丙酮去污，无水乙醇超声洗濯；；；尝试后，试样经蒸馏水漂洗，无水乙醇超声洗濯。尝试前后，别离选取精度为0.1 mg的BS110S型分析天平丈量失重。均匀侵蚀失重速度为

V =(m₀ - m₁)/(At) ,          (1)

式中V 为均匀侵蚀失重速度；；；m₀为侵蚀前重量，单元为g；；；m₁为侵蚀后重量，单元为g；；；A 为浸泡在溶液中样品的理论积，单元为cm²；；；t 为浸泡功夫，单元为h。

电化学尝试在室温下1mol/L 盐酸溶液中进行，选取三电极系统测试，其中铂片为辅助电极，饱和甘汞电极(SCE)为参比电极，试样为工作电极。测试前，将试样焊接上铜导线后用环氧树脂封装，工作理论逐级打磨并抛光，用硅橡胶密封试样边缘，露出10mm×10mm 的工作面积，再用丙酮去油，无水乙醇超声洗濯。

开路电位和互换阻抗谱丈量别离于浸泡1、4、24、72、120、168h后进行，其中互换阻抗扫描频率领域为10⁴~10^-2Hz，正弦波幅值为5mV，测试了局选取Zview 软件进行拟合。动电位极化曲线测试别离于浸泡0.5h和168 h后进行，扫描速度为5 mV/s，从-1 V 起头阳极正向扫描到极化电流为0.01 A 为止。

3、 尝试了局

3.1 显微组织

图1为激光增材制作TC11钛合金沉积态、退火态及锻件的显微组织。由图可见，激光增材制作TC11钛合金显微组织与锻件显著分歧，热处置前后激光增材制作TC11钛合金组织均为α+β网篮组织，而锻件为典型的α+β双态组织。其中，激光增材制作TC11钛合金沉积态组织为单一超细针状α相网篮组织，针状α相均匀宽度仅约为0.4 μm；；；热处置后，退火态组织显著粗化，演变为特种α+β网篮组织，由粗壮的片层初生α相(均匀宽度为2~3 μm)和藐小针状次生αs相(均匀宽度约为0.5 μm)共同组成。而锻件典型的α+β双态组织是由粗 大的等轴状初生α相(均匀尺寸约为4 μm)和片档次生αs 相(均匀宽度约为0.6 μm)组成，其中粗壮的初生α相散布于β相晶粒晶界处。

显微组织相含量统计了局(表1)批注，相比锻件组织，激光增材制作TC11钛合金中α相含量较高，且后续热处置促使退火态组织中α相含量进一步提高。表1中分歧类型组织中所含化学元素成分分析了局(表2)批注，分歧试样中Mo 元素在α相中的含量均显著低于β相中的含量，且Al 元素在α相中要比在β相中含量略高。同时，Mo元素在沉积态针状α相中与退火态和锻件次生αs相中含量相近，且退火态片层状初生α相中Mo元素含量较锻件等轴状初生α相中的含量显著提高。

3.2 浸泡侵蚀失重

表3 为激光增材制作TC11钛合金热处置前后对比锻件在含3.5%(质量分数)NaCl的1mol/L 盐酸溶液中浸泡168 h后的均匀侵蚀失重了局？Ｄ芄豢闯觯却χ们昂笫匝涤辛己玫哪褪葱裕渚惹质词е厮俣染10^-8 g·cm^-2·h^-1数量级，且略低于锻件。

3.3 电化学尝试了局

图2 为激光增材制作TC11钛合金热处置前后锻件在1mol/L 盐酸溶液中的开路电位-功夫曲线。由图可见，三种试样开路电位均出现出先降落后上升的趋向。浸泡初期，退火态试样开路电位高于沉积态试样和锻件；；；浸泡24h后，锻件开路电位急剧增大，别离在55h和72h超过沉积态试样和退火态试样，且在浸泡96 h后开路电位趋近不变。整个浸泡过程中，退火态试样开路电位均高于沉积态试样。

图3 为激光增材制作TC11钛合金热处置前后及锻件在1mol/L 盐酸溶液中浸泡分歧功夫的奈奎斯特图。其中，Z′、Z″别离暗示阻抗实部和虚部。由图3 可见，沉积态试样和退火态试样互换阻抗谱为单一容抗弧(一个功夫常数)，并且随着功夫的耽搁，容抗弧不休收缩，而当浸泡72h后容抗弧根基维持不变；；；相比之下，锻件在浸泡120h之后，互换阻抗谱由单一容抗弧变为由高频区和低频区组成的双容抗弧(两个功夫常数)。功夫常数的分歧可能批注激光增材制作TC11钛合金热处置前后试样相比锻件在1mol/L 盐酸溶液中浸泡120h之后的侵蚀机理有所分歧。凭据容抗弧特点，拔取图4 所示的等效电路对互换阻抗谱进行拟合，其中Rs为溶液电阻、CPE 为钝化膜漏电常相位角元件、CPEdl为双电层常相位角元件、Rp为小孔内溶液漏电电阻、Rct 为试样理论电化学反映电荷转移电阻。阻抗谱拟合了局中的电荷转移电阻随功夫变动如图5 所示。

通常，合金在溶液中的电荷转移电阻越高，其对应的耐蚀性越高[17]。随着浸泡功夫的耽搁，三种试样电荷转移电阻均先急剧降落后逐步减小并维持不变，批注三种试样的耐蚀性均随功夫的耽搁而产生分歧水平的减弱。其中，沉积态试样电荷转移电阻降低至少，批注其拥有更高的组织耐蚀性。

h表态对SCE 的动电位极化曲线，其中i 是侵蚀电流密度。浸泡0.5h后，三种试样的极化曲线状态类似且阳极分支均拥有活化-钝化-再活化-再钝化的特点，处于0.5~1.5 V 和2.6~6.2 V 电位领域的两个钝化平台的维钝电流密度别离约为10^-5 A·cm^-2 和10^-3 A·cm^-2；；；然而，浸泡168h后，动电位极化曲线产生显著变动，只阐发出单一平台，各曲线的极化电流密度约为10^-4 A·cm^-2，且随极化电位的增长略有增大，其中沉积态的维钝电流密度最低。

表4为图6中动电位极化曲线对应的分析了局。随侵蚀功夫的耽搁，三种试样自侵蚀电位Ecorr降落且自侵蚀电流密度icorr 急剧增长，但点蚀电位Eb 肯定水平升高(锻件点蚀电位在浸泡168h后丈量领域内未现点蚀)。同时，退火态的侵蚀电流密度均高于沉积态，该了局批注后续双重退火热处置降低了合金的耐蚀性。

相比钛锻件，激光增材制作TC11钛合金热处置前后试样拥有略低的侵蚀速度，但初期点蚀抗力略低。浸泡168h后动电位极化测试后的理论侵蚀描摹如图7 所示。三种试样理论α相均产生了严重的侵蚀，而β相侵蚀较弱，阐发出显著的α相选择性侵蚀特点。相比锻件，激光增材制作TC11钛合金热处置前后试样理论α相仍有肯定水平的残留，批注其组织耐蚀性略高。

4、会商

综合浸泡侵蚀失重和电化学测试了局，激光增材制作TC11钛合金在盐酸溶液中的耐蚀性受后续双重退火热处置影响略有降落，但热处置前后试样耐蚀性仍略高于锻件：辖鹬谐煞旨白橹牟罹嗍窃斐杉す庠霾闹谱鱐C11钛合金热处置前后试样及锻件拥有分歧耐蚀性的底子原因。

由表2 可知，Mo 元素在α相中的含量均显著低于β相中的含量。Oliveira 等[18]钻研发现钛合金中Mo元素的增长能极大地提高钛合金理论钝化膜在Cl-溶液中的不变性并增长合金的耐蚀性。在盐酸溶液中，TC11钛合金中低Mo 元素含量的α相与高Mo 元素含量的β相彼此相邻的特点存在显著的相间电势差，其促使含Mo元素低的α相理论钝化膜较易分裂，因而α相产生选择性优先溶化(图7)。

双重退火热处置造成激光增材制作TC11钛合金沉积态的组织电荷转移阻抗Rct降低和自侵蚀电流密度icorr升高可重要归因于三方面的原因：首先，双重退火热处置使得沉积态组织由单一超细针状α相网篮组织转变为含有粗壮片状初生α相与细针状次生αs相混合的组织，造成合金中相的组成类型由双相(α+β)增长到三相(α+αs+β)，组织变得更不均匀；；；其次，双重退火热处置后合金中耐蚀性较弱的α相的总含量较沉积态显著增长，而耐蚀性较高的β相削减；；；再次，双重退火热处置使得合金组织出现肯定水平的粗化。

通常点蚀电位越高，合金抗点侵蚀的能力越强，合金中稳态点蚀越不易萌生[17]。TC11钛合金侵蚀初期的点蚀电位Eb 的巨细可能重要取决于α相在合金中的总含量的凹凸，表1 和表4 的了局批注TC11钛合金的点蚀抗力随着组织中α相总含量增长而降落。然而，长功夫浸泡后，分歧组织合金的Eb 值均产生显著升高，该景象与浸泡过程中理论α相被侵蚀后，理论β相所占比例升高有关。在盐酸溶液中，耐蚀性较低的α相较β相侵蚀电位较低，随着α相在浸泡过程中逐步被侵蚀，合金的表观侵蚀电位(开路电位)出现逐步升高的趋向，

如图2 所示。其中，锻件的开路电位增长得最快，退火态又较沉积态的开路电位增长得较慢，批注分歧类型TC11钛合金中组织越粗壮其α相的侵蚀速度越高，这可能与粗壮组织中短缺β相宰割而急剧侵蚀有关。值妥贴心的是，与激光增材制作热处置前后试样组织Eb值仅有肯定水平升高分歧，锻件Eb值在浸泡168 h后丈量领域内未再显露，批注其理论α相已根基侵蚀齐全。这一方面可能与锻件中α相所含比例较少有关，另一方面可能与锻件组织相对较粗壮且等轴状初生α相中Mo元素含量极低导致其侵蚀速度较高有关。

5、 结论

1) 激光增材制作TC11钛合金中α相较β相所含Mo元素较低，易于产生选择性优先溶化。

2) 在盐酸溶液中，激光增材制作TC11钛合金热处置前后试样均随浸泡功夫的耽搁，开路电位先降低后逐步升高，电荷转移电阻Rct先急剧降落后逐步维持不变，自侵蚀电流密度icorr升高。

3) 激光增材制作TC11钛合金α+β网篮组织较锻件双态组织藐小，拥有更好的耐蚀性，双重退火热处置后，α相含量增多并粗化，耐蚀性略有降落。

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