蔡雨升，吉海賓，雷家峰，楊 銳

(中國(guó)科學(xué)院金屬研究所，遼寧 沈陽(yáng) 110016)

鈦合金因具有低密度、高比強(qiáng)度、良好的耐蝕性及生物相容性等特點(diǎn)，已廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶以及醫(yī)療等領(lǐng)域，被譽(yù)為“戰(zhàn)略金屬”[1-2]。根據(jù)所添加合金元素的種類(lèi)和組織類(lèi)型的差異，鈦合金可分為5種類(lèi)型，即α型、近α型、α+β型、近β型和β型[3]。TC4鈦合金是一種典型的α+β型鈦合金，具有良好的綜合力學(xué)性能，強(qiáng)度高，可熱處理強(qiáng)化，是飛機(jī)結(jié)構(gòu)中應(yīng)用最廣泛的一種鈦合金[4-5]。然而，由于鈦合金變形抗力大、切削加工工藝性能差，采用傳統(tǒng)減材方法制造大型鈦合金構(gòu)件周期長(zhǎng)、成本高、制造難度大，并且難以制備復(fù)雜構(gòu)件，限制了其作為新型結(jié)構(gòu)件的應(yīng)用。相對(duì)于減材制造、等材制造、粉末冶金等傳統(tǒng)制造方法而言，增材制造技術(shù)具備以下優(yōu)點(diǎn):①高能粒子束的瞬時(shí)溫度極高，適合制備鈦合金等難熔金屬；②生產(chǎn)周期短，夾雜污染少，金屬?gòu)U料少；③適合制備難加工和難變形金屬；④在保護(hù)氣氛下進(jìn)行制備，最大程度地避免氧、氮等雜質(zhì)元素對(duì)合金性能的影響；⑤合金成分分布均勻，適合制備功能梯度材料[6-7]。在眾多增材制造方法中，激光選區(qū)熔化技術(shù)(SLM)制備的構(gòu)件因具有優(yōu)良的成形精度和表面質(zhì)量，已經(jīng)成為當(dāng)前金屬增材制造領(lǐng)域研究的熱點(diǎn)，也為航空航天用復(fù)雜精密TC4鈦合金零件制造提供了一種新的方法[8-10]。激光選區(qū)熔化是以金屬粉末為原料，根據(jù)零件的CAD 模型，以激光為熱源逐層熔化金屬粉末，從而制備致密的高性能零件，是一種全新的“凈成形制造”技術(shù)。國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)TC4鈦合金激光選區(qū)熔化技術(shù)進(jìn)行了大量研究。比利時(shí)Thijs等[8]研究了SLM成形TC4鈦合金的組織演化規(guī)律。結(jié)果表明:SLM成形TC4鈦合金試樣縱截面低倍組織為外延生長(zhǎng)的柱狀晶，顯微組織由α′相組成；當(dāng)掃描速度較低時(shí)，晶粒更粗大；掃描間距的變化會(huì)影響成形件的致密度。法國(guó)Vilaro等[11]研究了熱處理對(duì)SLM成形TC4鈦合金組織及性能的影響。結(jié)果表明，SLM成形TC4鈦合金的柱狀晶尺寸約為360 nm，經(jīng)730 ℃×2 h退火后，部分針狀α′相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?β相，柱狀晶的尺寸沒(méi)有發(fā)生明顯變化；當(dāng)固溶處理溫度高于1 050 ℃時(shí)，形成了大量α′相，其尺寸約為1 μm，并且柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶；固溶處理溫度低于1 050 ℃時(shí), 組織由α、β和少量的α′相組成，仍為柱狀晶；相比于鑄態(tài)、鍛態(tài)TC4鈦合金，SLM成形TC4鈦合金經(jīng)固溶處理后其Rm和RP0.2均有所提高。山東大學(xué)的李吉帥等[12]通過(guò)正交試驗(yàn)研究了SLM工藝參數(shù)與TC4鈦合金成形質(zhì)量的關(guān)系。研究發(fā)現(xiàn)，隨著掃描功率的增加，TC4鈦合金試樣的致密度也增加，而當(dāng)掃描速度或掃描間距增大時(shí)，試樣致密度先增加后減小。由于SLM自身的特點(diǎn)，其成形件的延伸率較低且殘余應(yīng)力大[13-14]，因此在成形后進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚碛葹橹匾?。另外，根?jù)相關(guān)報(bào)道[15]，SLM制備的TC4鈦合金顯微組織明顯有別于傳統(tǒng)的鑄鍛組織，所以傳統(tǒng)的熱處理制度并不完全適用于SLM制備的TC4鈦合金。為此，本研究采用SLM方法制備TC4鈦合金，通過(guò)對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行顯微組織和力學(xué)性能分析，明確不同的熱處理制度對(duì)顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，從而制定合理的熱處理制度，為SLM成形TC4鈦合金的工業(yè)化生產(chǎn)提供理論指導(dǎo)。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)所用粉末原料為氣霧化法制備的TC4鈦合金粉末，其化學(xué)成分和形貌分別如表1和圖1所示。粉末平均粒度(D50)為42 μm。

表1TC4鈦合金粉末化學(xué)成分(w/%)

Table 1 Chemical composition of TC4 titanium alloy powders

圖1 TC4鈦合金粉末形貌Fig.1 Morphology of TC4 titanium alloy powders

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用M2型激光選區(qū)熔化設(shè)備制備TC4鈦合金試樣。激光選區(qū)熔化過(guò)程大致可以分為 3 個(gè)步驟:①利用刮刀在基板上根據(jù)切片厚度預(yù)鋪一層金屬粉末; ②控制入射激光束選擇性熔化金屬粉末層，并確保與前一層成形的實(shí)體實(shí)現(xiàn)緊密的冶金結(jié)合; ③成形倉(cāng)下降和粉倉(cāng)上升0.025 mm，進(jìn)行下一層鋪粉和激光掃描。不斷重復(fù)上述3個(gè)步驟，最終通過(guò)逐層的熔化成形和疊加得到所需的三維零件[16]。成形試棒尺寸為φ12 mm×60 mm，成形參數(shù)見(jiàn)表2。在成形的過(guò)程中首先采用低功率激光(200 W)對(duì)零件的輪廓進(jìn)行掃描，隨后采用高功率激光(370 W)對(duì)零件的實(shí)體進(jìn)行掃描，相鄰兩層的實(shí)體掃描路徑相互垂直,如圖2所示。

表2激光選區(qū)熔化TC4鈦合金試樣輪廓區(qū)域和心部區(qū)域的成形工藝參數(shù)

Table 2 Processing parameters of SLM-TC4 titanium alloy specimen in profile area and central area

圖2 激光選區(qū)熔化掃描路徑示意圖Fig.2 Schematic diagrams of SLM scanning trace

采用800 ℃×2 h、850 ℃×2 h、900 ℃×2 h和950 ℃×2 h真空退火制度對(duì)成形后的TC4鈦合金進(jìn)行熱處理。采用日本島津SSX-550鎢絲掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)試樣的顯微組織進(jìn)行觀(guān)察。采用D8 discover X射線(xiàn)衍射儀(XRD)對(duì)試樣進(jìn)行物相分析。利用FM-700e數(shù)顯顯微硬度儀對(duì)試樣進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，載荷2 N，加載時(shí)間10 s,每點(diǎn)硬度值為10次測(cè)量的平均值。采用日本島津AG-X電子拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)TC4鈦合金試樣進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，加載速率為1 mm/min，每種熱處理制度的室溫拉伸性能為3支試樣的平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 SLM成形TC4鈦合金顯微組織

TC4鈦合金屬于α+β型鈦合金，其力學(xué)性能與顯微組織有著密切的關(guān)系。然而，采用SLM制備的TC4鈦合金，其顯微組織與傳統(tǒng)制備方法相比存在較大的差異。圖3為SLM成形TC4鈦合金試樣縱截面的典型組織。從圖3可以清楚的看到，整個(gè)縱截面分為輪廓區(qū)域、交界區(qū)域和心部區(qū)域3個(gè)部分。這是由于在SLM成形過(guò)程中，構(gòu)件的輪廓區(qū)域和心部區(qū)域在工藝參數(shù)和冷卻速率等方面存在著明顯的差異，從而導(dǎo)致其組織產(chǎn)生差異。

圖3 SLM成形TC4鈦合金試樣縱截面低倍組織Fig.3 Macrostructure of longitudinal section of SLM-TC4 titanium alloy specimen

圖4 SLM成形TC4鈦合金試樣橫縱截面輪廓區(qū)域和 心部區(qū)域顯微組織Fig.4 Microstructures of cross section and longitudinal section of SLM-TC4 titanium alloy specimen: (a， b)cross section profile area；(c， d)cross section central area； (e，f)longitudinal section profile area；(g，h)longitudinal section central area

圖5為沉積態(tài)TC4鈦合金試樣輪廓區(qū)域和心部區(qū)域的XRD衍射圖譜。從圖5可以看出，沉積態(tài)組織以α′馬氏體相為主。從圖5b可以看出，在試樣心部區(qū)域組織中存在少量的α相，這是由于心部區(qū)域熱量散失速率慢、積累程度高，因此該區(qū)域中的部分α′馬氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)榱甩料?。但是在圖4c中并沒(méi)有觀(guān)察到明顯的α相，這是由于熱量積累程度有限，只有尺寸細(xì)小的α′馬氏體相才發(fā)生轉(zhuǎn)變，相應(yīng)生成的α相尺寸也極為細(xì)小，且彌散分布在心部區(qū)域，所以在顯微組織中難以觀(guān)察到α相的存在。

圖5 沉積態(tài)TC4鈦合金試樣不同區(qū)域XRD衍射圖譜Fig.5 XRD patterns of as-formed TC4 titanium alloy specimen in different areas:(a)profile area; (b)central area

2.2 熱處理對(duì)顯微組織的影響

圖6和圖7分別為SLM成形TC4鈦合金試樣經(jīng)過(guò)不同溫度退火后橫截面輪廓區(qū)域和心部區(qū)域的顯微組織。從圖6可知，經(jīng)過(guò)800、850、900、950 ℃退火后，柱狀晶的平均尺寸依次為90.00、92.40、92.83、99.56、116.67 μm，在800～900 ℃溫度范圍內(nèi)，柱狀晶尺寸相差不大。退火后的組織由α相和β相組成。亞穩(wěn)α′相通過(guò)形核和長(zhǎng)大過(guò)程分解，形成α+β穩(wěn)定組織。在該分解過(guò)程中，β相在馬氏體邊界和內(nèi)部亞組織處產(chǎn)生不均勻形核，α′相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樵摷訜釡囟认屡cβ相處于平衡狀態(tài)的α相[20]。圖8的XRD分析結(jié)果也證明了這一結(jié)論。隨著退火溫度的升高，β相含量逐漸升高，α相逐漸粗化成板條狀，且形成具有相同取向的α相集束。在800 ℃和850 ℃退火時(shí)，α相尺寸變化不明顯；當(dāng)退火溫度超過(guò)900 ℃時(shí)，α相板條迅速粗化。對(duì)比圖6和圖7還可以看出，試樣心部區(qū)域組織中的α相粗化程度要高于輪廓區(qū)域的α相，這是由2個(gè)區(qū)域成形時(shí)原始組織差異導(dǎo)致的。SLM成形TC4鈦合金試樣退火后縱截面輪廓區(qū)域和心部區(qū)域顯微組織的變化規(guī)律與橫截面類(lèi)似。

圖6 SLM成形TC4鈦合金試樣經(jīng)不同溫度退火后橫截面 輪廓區(qū)域的顯微組織Fig.6 Microstructures of cross section profile area of SLM- TC4 titanium alloy specimens after annealing at different temperatures:(a，b)800 ℃；(c，d) 850 ℃；(e，f)900 ℃；(g，h)950 ℃

圖7 SLM成形TC4鈦合金試樣經(jīng)不同溫度退火后 橫截面心部區(qū)域顯微組織Fig.7 Microstructures of cross section central area of SLM-TC4 titanium alloy after annealing at different temperatures:(a，b)800 ℃；(c，d)850 ℃； (e，f)900 ℃；(g，h)950 ℃

圖8 SLM成形TC4鈦合金試樣經(jīng)850 ℃退火處理后 橫截面的XRD圖譜Fig.8 XRD pattern of cross section of SLM-TC4 titanium alloy after annealing at 850 ℃

2.3 熱處理對(duì)顯微硬度的影響

圖9為SLM成形TC4鈦合金試樣不同區(qū)域顯微硬度隨退火溫度的變化曲線(xiàn)。從圖9可以看出，輪廓區(qū)域的顯微硬度隨著退火溫度的升高而逐漸減小。熱處理前，輪廓區(qū)域組織中都含有大量的針狀馬氏體α′相，而經(jīng)過(guò)800 ℃退火后，α′相逐漸分解為α相，由于α′相為過(guò)飽和固溶體，其硬度要顯著高于α相，因此退火后的硬度降低。隨著退火溫度持續(xù)升高，顯微硬度會(huì)進(jìn)一步降低。這一方面是由于α相晶粒會(huì)隨著熱處理溫度的升高而逐漸粗化，晶界也會(huì)隨之減少，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用減弱，形變的阻力也越小，在宏觀(guān)上就表現(xiàn)為硬度降低。另一方面，從晶體結(jié)構(gòu)來(lái)說(shuō)，α相是密排六方結(jié)構(gòu)，有1個(gè)滑移面，3個(gè)滑移方向，其致密度為0.74；β相是體心立方結(jié)構(gòu)，有6個(gè)滑移面，2個(gè)滑移方向，其致密度為0.68，這些原子高度密排的晶面和晶向最有利于塑性變形。因此β相的塑性變形能力強(qiáng)于α相，也就是說(shuō)β相含量越多其硬度就越低[21]。隨著熱處理溫度的升高，β相含量逐漸升高，因此硬度值也就隨之降低。退火溫度在800～900 ℃時(shí)，試樣的顯微硬度在3.41～3.48 GPa之間變化，變化幅度小。當(dāng)退火溫度為950 ℃時(shí)，輪廓區(qū)域顯微硬度顯著降低。這一方面是由于隨著退火溫度升高，α相迅速粗化，β相含量升高；另一方面，在950 ℃退火后，柱狀晶尺寸明顯增加，因此顯微硬度顯著降低。

圖9 SLM成形TC4鈦合金試樣不同區(qū)域顯微 硬度隨溫度變化曲線(xiàn)Fig.9 Microhardness curves of different areas of SLM-TC4 titanium alloy specimens various with annealing temperature

心部區(qū)域顯微硬度隨退火溫度的升高也呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢(shì)，其原因與上文介紹相一致。心部區(qū)域的顯微硬度由未熱處理時(shí)的3.68 GPa下降為950 ℃時(shí)的2.96 GPa，這是由退火溫度升高組織粗化導(dǎo)致的。

沉積態(tài)試樣交界區(qū)域的顯微硬度為3.53 GPa，隨著退火溫度升高顯微硬度由800 ℃時(shí)的3.48 GPa下降到950 ℃時(shí)的3.13 GPa。由上文分析可知，輪廓區(qū)域和心部區(qū)域的組織在850～900 ℃區(qū)間內(nèi)變化程度很小，因此交界處的組織也比較接近，相應(yīng)的在這個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)顯微硬度變化也很小。交界區(qū)域的顯微硬度隨退火溫度的升高也呈現(xiàn)出下降的趨勢(shì)。

通過(guò)上述的分析可以看出，退火后各個(gè)區(qū)域顯微硬度的變化規(guī)律均一致，即隨著退火溫度的升高硬度值逐漸降低。沉積態(tài)試樣的心部區(qū)域硬度最高，而輪廓區(qū)域硬度最低。這是因?yàn)槌尚螘r(shí)，由于冷卻速率的差異，在心部區(qū)域造成熱量積累效應(yīng)，使得心部區(qū)域的組織經(jīng)歷了類(lèi)似退火處理的過(guò)程，導(dǎo)致其組織在一定程度上已經(jīng)不同于輪廓區(qū)域的沉積態(tài)組織。沉積態(tài)TC4鈦合金的組織主要由單一的α′馬氏體相組成，而由上文分析可知，實(shí)際上心部區(qū)域組織由α′相、少量的α相和β相組成，其中形成的細(xì)小α相彌散分布在組織當(dāng)中，從而起到了彌散強(qiáng)化的作用，最終導(dǎo)致顯微硬度的升高。而隨著退火溫度的升高，組織粗化因而顯微硬度逐漸降低。由于心部區(qū)域組織粗化程度高于輪廓和交界區(qū)域，所以其硬度曲線(xiàn)的斜率較大。當(dāng)退火溫度為850 ℃時(shí)，由于各區(qū)域組織相差不大，所以在該溫度下顯微硬度值十分接近。當(dāng)退火溫度超過(guò)900 ℃時(shí)，各區(qū)域組織迅速粗化，從而使得顯微硬度明顯降低。同樣，由于心部區(qū)域組織粗化程度更高，所以其顯微硬度也就更低。

綜上所述，為了降低退火后不同區(qū)域在組織上的差別，使得成形件組織具有更好的均勻、一致性，宜采用的退火制度為(800～850)℃×2 h/FC。

2.4 熱處理對(duì)拉伸性能的影響

由文獻(xiàn)[22]和[23]可知，鍛造態(tài)和熱軋退火態(tài)TC4鈦合金的抗拉強(qiáng)度分別為1 010 MPa和996.43 MPa，屈服強(qiáng)度為937.5 MPa和945.86 MPa，延伸率為15%和18.8%，斷面收縮率為43%和30%。表2中列出了沉積態(tài)和退火態(tài)TC4鈦合金的力學(xué)性能。與鍛造態(tài)和熱軋退火態(tài)相比，沉積態(tài)的TC4鈦合金具有高強(qiáng)度、低塑性的特點(diǎn)。經(jīng)過(guò)退火處理后，強(qiáng)度降低，塑性提高。其原因首先是針狀α′馬氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)榱甩?β相，塑性得到了改善；其次，Al和O等元素富集在α相中[24]，強(qiáng)化作用降低；最后，由于形成了β相，β相的強(qiáng)度低于α相，而塑性卻要高于α相，因此最終導(dǎo)致退火后試樣的強(qiáng)度降低而塑性提高。隨著退火溫度的升高，α相明顯粗化，β相含量顯著提高，從而使得強(qiáng)度進(jìn)一步降低而塑性明顯提高。但是，當(dāng)退火溫度達(dá)到950 ℃時(shí)，試樣的塑性反而降低。這是由于組織中的α相粗化，產(chǎn)生較大的位錯(cuò)應(yīng)力[25]，從而導(dǎo)致在950 ℃退火后試樣的塑性不升反降。當(dāng)退火溫度為800 ℃時(shí)，試樣的強(qiáng)度與塑性達(dá)到最佳匹配。

表3不同退火溫度下SLM成形TC4鈦合金的力學(xué)性能

Table 3 Mechanical properties of SLM-TC4 titanium alloy specimens after annealing at different temperatures

圖10為SLM成形TC4鈦合金沉積態(tài)和退火態(tài)拉伸試樣斷口形貌。在沉積態(tài)試樣斷口表面可以觀(guān)察到解理臺(tái)階，同時(shí)在臺(tái)階周?chē)植贾鴾\而疏的韌窩，這表明此時(shí)沉積態(tài)試樣斷口兼具韌性和脆性斷裂的特征，即為混合斷裂(圖10a、b)。退火后試樣的斷裂機(jī)制均為韌性斷裂，斷口表面分布著深而密的韌窩(圖10c～f)，這些韌窩是在拉伸過(guò)程中，材料內(nèi)部的顯微空洞在滑移作用下逐漸聚集形成的，從而使得試樣的塑性得到改善。這也與表3中的性能測(cè)試結(jié)果相一致。

3 結(jié) 論

(1) SLM成形TC4鈦合金試樣呈現(xiàn)出粗大的β柱狀晶組織，且整個(gè)截面分為3個(gè)區(qū)域:輪廓區(qū)域、交界區(qū)域和心部區(qū)域。輪廓區(qū)域組織主要由針狀α′馬氏體相組成；心部區(qū)域組織受熱積累效應(yīng)影響，由針狀α′馬氏體相和少量的α相、β相組成。

(2)經(jīng)過(guò)退火處理后，SLM成形TC4鈦合金的顯微組織由α+β相組成，隨著退火溫度的升高，α相逐漸粗化，β相含量逐漸升高。

(3)SLM成形TC4鈦合金心部區(qū)域硬度最高，交界處次之，輪廓區(qū)域最低。隨著退火溫度的升高，試樣各區(qū)域的顯微硬度均呈現(xiàn)逐漸降低的變化趨勢(shì)。在800～850 ℃區(qū)間退火時(shí)，試樣各區(qū)域顯微硬度差別最小。

(4)沉積態(tài)TC4鈦合金呈現(xiàn)出高強(qiáng)度、低塑性的特點(diǎn)。隨著退火溫度的升高試樣強(qiáng)度降低，塑性逐漸升高。當(dāng)退火溫度為800 ℃時(shí)，試樣的強(qiáng)度與塑性達(dá)到最佳匹配。