熱處理對激光選區熔化TC4鈦合金顯微組織和力學性能的影響

蔡雨升，吉海賓，雷家峰，楊 銳

(中國科學院金屬研究所，遼寧 沈陽 110016)

鈦合金因具有低密度、高比強度、良好的耐蝕性及生物相容性等特點，已廣泛應用于航空航天、船舶以及醫療等領域，被譽為“戰略金屬”[1-2]。根據所添加合金元素的種類和組織類型的差異，鈦合金可分為5種類型，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性能，強度高，可熱處理強化，是飛機結構中應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，采用傳統減材方法制造大型鈦合金構件周期長、成本高、制造難度大，并且難以制備復雜構件，限制了其作為新型結構件的應用。相對于減材制造、等材制造、粉末冶金等傳統制造方法而言，增材制造技術具備以下優點:①高能粒子束的瞬時溫度極高，適合制備鈦合金等難熔金屬；②生產周期短，夾雜污染少，金屬廢料少；③適合制備難加工和難變形金屬；④在保護氣氛下進行制備，最大程度地避免氧、氮等雜質元素對合金性能的影響；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，激光選區熔化技術(SLM)制備的構件因具有優良的成形精度和表面質量，已經成為當前金屬增材制造領域研究的熱點，也為航空航天用復雜精密TC4鈦合金零件制造提供了一種新的方法[8-10]。激光選區熔化是以金屬粉末為原料，根據零件的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。國內外學者對TC4鈦合金激光選區熔化技術進行了大量研究。比利時Thijs等[8]研究了SLM成形TC4鈦合金的組織演化規律。結果表明:SLM成形TC4鈦合金試樣縱截面低倍組織為外延生長的柱狀晶，顯微組織由α′相組成；當掃描速度較低時，晶粒更粗大；掃描間距的變化會影響成形件的致密度。法國Vilaro等[11]研究了熱處理對SLM成形TC4鈦合金組織及性能的影響。結果表明，SLM成形TC4鈦合金的柱狀晶尺寸約為360 nm，經730 ℃×2 h退火后，部分針狀α′相轉變為α+β相，柱狀晶的尺寸沒有發生明顯變化；當固溶處理溫度高于1 050 ℃時，形成了大量α′相，其尺寸約為1 μm，并且柱狀晶轉變為等軸晶；固溶處理溫度低于1 050 ℃時, 組織由α、β和少量的α′相組成，仍為柱狀晶；相比于鑄態、鍛態TC4鈦合金，SLM成形TC4鈦合金經固溶處理后其Rm和RP0.2均有所提高。山東大學的李吉帥等[12]通過正交試驗研究了SLM工藝參數與TC4鈦合金成形質量的關系。研究發現，隨著掃描功率的增加，TC4鈦合金試樣的致密度也增加，而當掃描速度或掃描間距增大時，試樣致密度先增加后減小。由于SLM自身的特點，其成形件的延伸率較低且殘余應力大[13-14]，因此在成形后進行適當的熱處理尤為重要。另外，根據相關報道[15]，SLM制備的TC4鈦合金顯微組織明顯有別于傳統的鑄鍛組織，所以傳統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，通過對熱處理后的試樣進行顯微組織和力學性能分析，明確不同的熱處理制度對顯微組織和力學性能的影響規律，從而制定合理的熱處理制度，為SLM成形TC4鈦合金的工業化生產提供理論指導。

1 實 驗

1.1 實驗材料

實驗所用粉末原料為氣霧化法制備的TC4鈦合金粉末，其化學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 實驗方法

采用M2型激光選區熔化設備制備TC4鈦合金試樣。激光選區熔化過程大致可以分為 3 個步驟:①利用刮刀在基板上根據切片厚度預鋪一層金屬粉末; 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體實現緊密的冶金結合; ③成形倉下降和粉倉上升0.025 mm，進行下一層鋪粉和激光掃描。不斷重復上述3個步驟，最終通過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，成形參數見表2。在成形的過程中首先采用低功率激光(200 W)對零件的輪廓進行掃描，隨后采用高功率激光(370 W)對零件的實體進行掃描，相鄰兩層的實體掃描路徑相互垂直,如圖2所示。

表2激光選區熔化TC4鈦合金試樣輪廓區域和心部區域的成形工藝參數

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

圖2 激光選區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真空退火制度對成形后的TC4鈦合金進行熱處理。采用日本島津SSX-550鎢絲掃描電子顯微鏡(SEM)對試樣的顯微組織進行觀察。采用D8 discover X射線衍射儀(XRD)對試樣進行物相分析。利用FM-700e數顯顯微硬度儀對試樣進行顯微硬度測試，載荷2 N，加載時間10 s,每點硬度值為10次測量的平均值。采用日本島津AG-X電子拉伸試驗機對TC4鈦合金試樣進行室溫拉伸性能測試，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，其力學性能與顯微組織有著密切的關系。然而，采用SLM制備的TC4鈦合金，其顯微組織與傳統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，整個縱截面分為輪廓區域、交界區域和心部區域3個部分。這是由于在SLM成形過程中，構件的輪廓區域和心部區域在工藝參數和冷卻速率等方面存在著明顯的差異，從而導致其組織產生差異。

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域和 心部區域顯微組織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TC4鈦合金試樣輪廓區域和心部區域的XRD衍射圖譜。從圖5可以看出，沉積態組織以α′馬氏體相為主。從圖5b可以看出，在試樣心部區域組織中存在少量的α相，這是由于心部區域熱量散失速率慢、積累程度高，因此該區域中的部分α′馬氏體相轉變為了α相。但是在圖4c中并沒有觀察到明顯的α相，這是由于熱量積累程度有限，只有尺寸細小的α′馬氏體相才發生轉變，相應生成的α相尺寸也極為細小，且彌散分布在心部區域，所以在顯微組織中難以觀察到α相的存在。

圖5 沉積態TC4鈦合金試樣不同區域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鈦合金試樣經過不同溫度退火后橫截面輪廓區域和心部區域的顯微組織。從圖6可知，經過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，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α′相通過形核和長大過程分解，形成α+β穩定組織。在該分解過程中，β相在馬氏體邊界和內部亞組織處產生不均勻形核，α′相逐漸轉變為該加熱溫度下與β相處于平衡狀態的α相[20]。圖8的XRD分析結果也證明了這一結論。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，α相尺寸變化不明顯；當退火溫度超過900 ℃時，α相板條迅速粗化。對比圖6和圖7還可以看出，試樣心部區域組織中的α相粗化程度要高于輪廓區域的α相，這是由2個區域成形時原始組織差異導致的。SLM成形TC4鈦合金試樣退火后縱截面輪廓區域和心部區域顯微組織的變化規律與橫截面類似。

圖6 SLM成形TC4鈦合金試樣經不同溫度退火后橫截面 輪廓區域的顯微組織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鈦合金試樣經不同溫度退火后 橫截面心部區域顯微組織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 熱處理對顯微硬度的影響

圖9為SLM成形TC4鈦合金試樣不同區域顯微硬度隨退火溫度的變化曲線。從圖9可以看出，輪廓區域的顯微硬度隨著退火溫度的升高而逐漸減小。熱處理前，輪廓區域組織中都含有大量的針狀馬氏體α′相，而經過800 ℃退火后，α′相逐漸分解為α相，由于α′相為過飽和固溶體，其硬度要顯著高于α相，因此退火后的硬度降低。隨著退火溫度持續升高，顯微硬度會進一步降低。這一方面是由于α相晶粒會隨著熱處理溫度的升高而逐漸粗化，晶界也會隨之減少，對位錯運動的阻礙作用減弱，形變的阻力也越小，在宏觀上就表現為硬度降低。另一方面，從晶體結構來說，α相是密排六方結構，有1個滑移面，3個滑移方向，其致密度為0.74；β相是體心立方結構，有6個滑移面，2個滑移方向，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于α相，也就是說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，試樣的顯微硬度在3.41～3.48 GPa之間變化，變化幅度小。當退火溫度為950 ℃時，輪廓區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鈦合金試樣不同區域顯微 硬度隨溫度變化曲線Fig.9 Microhardness curves of different areas of SLM-TC4 titanium alloy specimens various with annealing temperature

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

沉積態試樣交界區域的顯微硬度為3.53 GPa，隨著退火溫度升高顯微硬度由800 ℃時的3.48 GPa下降到950 ℃時的3.13 GPa。由上文分析可知，輪廓區域和心部區域的組織在850～900 ℃區間內變化程度很小，因此交界處的組織也比較接近，相應的在這個溫度區間內顯微硬度變化也很小。交界區域的顯微硬度隨退火溫度的升高也呈現出下降的趨勢。

通過上述的分析可以看出，退火后各個區域顯微硬度的變化規律均一致，即隨著退火溫度的升高硬度值逐漸降低。沉積態試樣的心部區域硬度最高，而輪廓區域硬度最低。這是因為成形時，由于冷卻速率的差異，在心部區域造成熱量積累效應，使得心部區域的組織經歷了類似退火處理的過程，導致其組織在一定程度上已經不同于輪廓區域的沉積態組織。沉積態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，實際上心部區域組織由α′相、少量的α相和β相組成，其中形成的細小α相彌散分布在組織當中，從而起到了彌散強化的作用，最終導致顯微硬度的升高。而隨著退火溫度的升高，組織粗化因而顯微硬度逐漸降低。由于心部區域組織粗化程度高于輪廓和交界區域，所以其硬度曲線的斜率較大。當退火溫度為850 ℃時，由于各區域組織相差不大，所以在該溫度下顯微硬度值十分接近。當退火溫度超過900 ℃時，各區域組織迅速粗化，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 熱處理對拉伸性能的影響

由文獻[22]和[23]可知，鍛造態和熱軋退火態TC4鈦合金的抗拉強度分別為1 010 MPa和996.43 MPa，屈服強度為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中列出了沉積態和退火態TC4鈦合金的力學性能。與鍛造態和熱軋退火態相比，沉積態的TC4鈦合金具有高強度、低塑性的特點。經過退火處理后，強度降低，塑性提高。其原因首先是針狀α′馬氏體相轉變為了α+β相，塑性得到了改善；其次，Al和O等元素富集在α相中[24]，強化作用降低；最后，由于形成了β相，β相的強度低于α相，而塑性卻要高于α相，因此最終導致退火后試樣的強度降低而塑性提高。隨著退火溫度的升高，α相明顯粗化，β相含量顯著提高，從而使得強度進一步降低而塑性明顯提高。但是，當退火溫度達到950 ℃時，試樣的塑性反而降低。這是由于組織中的α相粗化，產生較大的位錯應力[25]，從而導致在950 ℃退火后試樣的塑性不升反降。當退火溫度為800 ℃時，試樣的強度與塑性達到最佳匹配。

表3不同退火溫度下SLM成形TC4鈦合金的力學性能

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

圖10為SLM成形TC4鈦合金沉積態和退火態拉伸試樣斷口形貌。在沉積態試樣斷口表面可以觀察到解理臺階，同時在臺階周圍分布著淺而疏的韌窩，這表明此時沉積態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程中，材料內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中的性能測試結果相一致。

3 結 論

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

(2)經過退火處理后，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鈦合金心部區域硬度最高，交界處次之，輪廓區域最低。隨著退火溫度的升高，試樣各區域的顯微硬度均呈現逐漸降低的變化趨勢。在800～850 ℃區間退火時，試樣各區域顯微硬度差別最小。

(4)沉積態TC4鈦合金呈現出高強度、低塑性的特點。隨著退火溫度的升高試樣強度降低，塑性逐漸升高。當退火溫度為800 ℃時，試樣的強度與塑性達到最佳匹配。