熱處理對(duì)選區(qū)激光熔化Ti6Al4V合金力學(xué)性能和耐磨性的影響

邱應(yīng)堃，王林志，張 祺

(1.四川工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院 材料工程系，四川 德陽 618030)

(2.中國科學(xué)院重慶綠色智能技術(shù)研究院，重慶 400714)

Ti6Al4V是一種α＋β型鈦合金，具有優(yōu)異的機(jī)械性能、耐腐蝕性和生物相容性，被廣泛應(yīng)用于航空航天和生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域[1-3]。當(dāng)Ti6Al4V合金作為內(nèi)燃機(jī)活塞、連桿、缸套等部件，特別是作為摩擦副運(yùn)動(dòng)零部件（如摩托車的制動(dòng)盤和離合器的摩擦片）使用時(shí)，還需要具有良好的耐磨損性能[4]。采用傳統(tǒng)技術(shù)制造的鈦合金部件，通常需要進(jìn)行二次加工，無法直接實(shí)現(xiàn)復(fù)雜零件的集成制造[5]。此外，在加工過程中，由于鈦合金在高溫下與大多數(shù)刀具材料具有很高的化學(xué)親和力，容易發(fā)生焊接、黏著磨損的情況[6-7]。與傳統(tǒng)制造技術(shù)相比，選區(qū)激光熔化（SLM）是一種典型的基于粉末床的增材制造（AM）技術(shù)，其最大的優(yōu)勢在于通過高精度分層制造工藝直接制造復(fù)雜零件，從而規(guī)避Ti6Al4V合金在二次加工中遇到的問題[8-9]。但選區(qū)激光熔化成形具有溫度梯度大的冷凝特點(diǎn)，在制造過程中易使合金產(chǎn)生不均勻的相變應(yīng)力和熱應(yīng)力，導(dǎo)致組織中含有大量的針狀馬氏體相[10]。因此，需要通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噥硐齼?nèi)應(yīng)力，改善組織形貌以及力學(xué)性能。

Li等人[11]對(duì)SLM制備的Ti6Al4V合金進(jìn)行了特定的多步熱處理（MSHT）研究，發(fā)現(xiàn)沉積態(tài)Ti6Al4V合金主要由片狀和針狀α′馬氏體組成，具有較高的強(qiáng)度（1280 MPa）和較低的塑性（9.0%）。MSHT工藝促進(jìn)了馬氏體分解（α′相向α＋β相轉(zhuǎn)變）和片狀α相的球化，使熱處理態(tài)試樣得到平均晶粒尺寸約為10 μm的近等軸α晶粒，并且具有優(yōu)異的延展性（21.8%）。Wang等人[12]采用低溫真空熱處理方法對(duì)SLM制備的Ti6Al4V合金進(jìn)行組織調(diào)控。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)熱處理工藝為550 ℃/4 h時(shí)，抗拉強(qiáng)度和伸長率分別由1191 MPa和9.2%提高到1220 MPa和11.6%，這歸因于熱處理后顯微組織中有大量的β相析出，對(duì)第二相起到強(qiáng)化作用。Zhang等人[13]對(duì)SLM制備的Ti6Al4V合金分別進(jìn)行了超相變和亞相變熱處理，發(fā)現(xiàn)在較高的亞相變熱處理溫度下，不僅能夠使合金保持高強(qiáng)度，而且可以適度提高延展性。Bartolomeu等人[14]比較了鑄造、鍛造和SLM制備的Ti6Al4V合金的摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)SLM制備的合金由于針狀α'馬氏體數(shù)量的增加而具有較高的耐磨性。

盡管研究人員對(duì)Ti6Al4V合金熱處理后的組織和性能開展了大量研究，但目前尚未有關(guān)于熱處理工藝對(duì)SLM制備Ti6Al4V合金耐磨性影響的相關(guān)報(bào)道，且該材料經(jīng)過亞相變熱處理后，強(qiáng)度和延展性同時(shí)提升的機(jī)制仍然不明確。因此，以SLM制備的Ti6Al4V合金為研究對(duì)象，經(jīng)不同工藝熱處理后，進(jìn)行拉伸性能和摩擦磨損性能測試，并分析試樣的斷口和磨痕形貌，總結(jié)退火溫度對(duì)摩擦磨損性能的影響，深入探討該材料強(qiáng)度和延展性同時(shí)提升的機(jī)制，為進(jìn)一步提升Ti6Al4V合金力學(xué)性能與摩擦磨損性能提供理論支持。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為英國Renishaw公司生產(chǎn)的Ti6Al4V合金粉末，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為Al 6.25%，V 4.16%，F(xiàn)e 0.20%，O 0.03%，Ti為余量。Ti6Al4V合金粉末表面致密光滑，球形度高，分散性好，如圖1a所示。從ANALYSETTE 22 MicroTec plus激光粒度分析儀測量的粒徑分布曲線（圖1b）可以看出，Ti6Al4V合金粉末粒徑呈正態(tài)分布，90%的顆粒直徑小于63.8 μm，平均粒徑D50為42.3 μm。

圖1 Ti6Al4V合金粉末的SEM形貌和粒徑分布曲線Fig.1 SEM morphology (a) and size distribution curves (b)of Ti6Al4V alloy powders

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

使用AM250粉末床選區(qū)激光熔化設(shè)備進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，打印50 mm×12 mm×4 mm的塊狀樣品。該設(shè)備配備有400 W光纖激光器，可提供波長為1070 nm的連續(xù)激光束，具體工藝參數(shù)見表1。曝光時(shí)間為激光在每個(gè)焦點(diǎn)的持續(xù)時(shí)間。掃描策略為Z字形，層與層之間的旋轉(zhuǎn)角度為67°。為避免Ti6Al4V合金粉末被氧化，整個(gè)打印過程在氬氣氣氛中進(jìn)行。

表1 選區(qū)激光熔化工藝參數(shù)Table 1 Process parameters of selective laser melting experiment

采用1200ZQLB真空加熱爐對(duì)SLM制備的沉積態(tài)Ti6Al4V合金塊狀樣品進(jìn)行固溶＋時(shí)效處理，固溶處理溫度分別為800、900、1000 ℃，保溫時(shí)間為2 h，爐冷；時(shí)效處理溫度均為550 ℃，保溫時(shí)間為4 h，油淬。所有熱處理工藝升溫速率均為10 ℃/min，真空度均小于6.7×10-3Pa。采用AHVD-1000XY顯微硬度計(jì)進(jìn)行室溫顯微硬度測試，載荷為0.98 N，保壓時(shí)間為10 s，沿試樣水平方向連續(xù)選取10個(gè)硬度測試點(diǎn)，每個(gè)測試點(diǎn)之間的距離為0.3 mm。按照GB/T 228—2010標(biāo)準(zhǔn)在WDW-100拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能測試，應(yīng)變速率為5×10-3s-1，拉伸樣品尺寸為45 mm×10 mm×2 mm。采用UMTtrice Lab往復(fù)式磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，以Si3N4為摩擦副，摩擦頻率為4 Hz，載荷為2 N，摩擦?xí)r間為30 min，磨痕長度為10 mm。為保證實(shí)驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性，硬度、拉伸和摩擦磨損性能測試均在同一條件下進(jìn)行3次試驗(yàn)。

采用DMAX-2500PC X射線衍射儀（XRD）對(duì)樣品進(jìn)行物相分析，測試條件為Cu靶Kα輻射線（λ=0.154 nm），掃描范圍為10°~90°。采用JSM-7800F場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)樣品的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征，同時(shí)觀察斷口形貌和磨損形貌。微觀結(jié)構(gòu)試樣腐蝕采用體積比為2:5:15的HF、HNO3、H2O混合液，腐蝕時(shí)間為15 s。通過Contour GT-K掃描白光干涉儀（WLI）獲得磨痕的三維形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖2為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的XRD圖譜。從圖2可以觀察到α相和β相的衍射峰，但β相衍射峰較少，強(qiáng)度較低。

圖2 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures

沉積態(tài)Ti6Al4V合金中的β相很難被檢測到，呈現(xiàn)出少量或不存在的現(xiàn)象[15]。經(jīng)固溶＋時(shí)效處理后，可明顯觀察到β相衍射峰，并且隨著固溶溫度的升高，α相和β相的衍射峰強(qiáng)度增大。主要是因?yàn)楫?dāng)溫度達(dá)到400 ℃左右時(shí)馬氏體開始分解，并且α相開始沿針狀α′相的晶界形核，合金中的V原子向新形成的α相晶界析出，然后在α相板條之間的富V區(qū)形成β相[16]。固溶溫度為900 ℃時(shí)，板條α相增多，β相體積分?jǐn)?shù)也增加（從6.13%增加到16.37%），導(dǎo)致α相和β相分別出現(xiàn)（201）峰和（004）峰，同時(shí)β相的（002）峰強(qiáng)度達(dá)到最大值。從圖2還可以看出，隨著固溶溫度的升高，衍射峰的偏離程度增大。這是由于熱處理后試樣的殘余應(yīng)力松弛，衍射角明顯由小變大。還觀察到所有樣品的（101）衍射峰強(qiáng)度最高，并且衍射峰的強(qiáng)度隨著固溶溫度的升高而增加。主要原因是固溶溫度的升高使初生α相繼續(xù)溶解，數(shù)量減少，β相含量增加，時(shí)效過程中析出的次生α相增多[9,14]。

圖3為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的顯微組織。從圖3a可以看出，由于SLM制備過程具有高冷卻速率的特點(diǎn)，沉積態(tài)的顯微組織主要由細(xì)小的針狀α'馬氏體交織組成。這些針狀馬氏體結(jié)構(gòu)使Ti6Al4V合金表現(xiàn)出高抗拉強(qiáng)度（1100~1300 MPa）和高脆性[17-18]。固溶溫度為800 ℃時(shí)（圖3b），馬氏體組織開始轉(zhuǎn)變?yōu)棣粒孪啵瑫r(shí)，組織形態(tài)也發(fā)生變化，α相以細(xì)針狀存在，β相以長圓柱狀存在。固溶溫度為900 ℃時(shí)，針狀馬氏體位于α＋β相中，其中β相晶界變得明顯（圖3c），α相層狀結(jié)構(gòu)的寬度增加，但增加非常緩慢。這主要是由于層狀結(jié)構(gòu)邊界的阻擋作用以及相鄰板條生長方向的差異對(duì)晶界沿板條軸向的遷移有一定的抑制作用[19]。當(dāng)固溶溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，由SLM工藝產(chǎn)生的針狀結(jié)構(gòu)完全消失（圖3d），在初生β相晶粒中，出現(xiàn)層狀α相，α相與β相的邊界變得模糊。與沉積態(tài)相比，由于針狀結(jié)構(gòu)的縱橫比減小，生長抑制作用減弱，晶粒尺寸明顯粗化。

圖3 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

2.2 力學(xué)性能

圖4為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的顯微硬度和拉伸曲線。從圖4a可知，SLM制備的沉積態(tài)樣品硬度分布較均勻，平均顯微硬度為3.43 GPa。當(dāng)固溶溫度為800 ℃和900 ℃時(shí)，試樣各點(diǎn)硬度相對(duì)穩(wěn)定，其平均顯微硬度分別為3.93 GPa和3.17 GPa。然而，當(dāng)固溶溫度升高至1000 ℃時(shí)，同一試樣不同點(diǎn)的硬度波動(dòng)較大，與沉積態(tài)相比，顯微硬度降低了11.16%。綜上所述，隨著固溶溫度的升高，顯微硬度呈下降趨勢，這是因?yàn)獒槧瞀?相比α相硬，α相比β相硬[20-21]，而隨著固溶溫度的升高，針狀α'相開始分解，α相晶粒尺寸增大，β相含量增加，故試樣的顯微硬度降低。從圖4b可以看出，沉積態(tài)表現(xiàn)出高屈服強(qiáng)度和高抗拉強(qiáng)度，分別達(dá)到（863±8）MPa和（935±10）MPa，且保持良好的塑性（8.7±0.2）%，與Anatoliy等人[22]通過SLM制備的Ti6Al4V合金相比，延伸率提高了約2.5倍。當(dāng)固溶溫度達(dá)到800 ℃時(shí)，Ti6Al4V合金的強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到提高，抗拉強(qiáng)度達(dá)到（1046±10）MPa，延伸率也提高了23%。這主要?dú)w因于針狀α'相部分分解為α相，形成針狀α/α'結(jié)構(gòu)（圖3b），該結(jié)構(gòu)已被證實(shí)可同時(shí)提高合金的強(qiáng)度和塑性[23]。當(dāng)固溶溫度達(dá)到900 ℃時(shí)，Ti6Al4V合金的抗拉強(qiáng)度為（902±6）MPa，延伸率為（4.27±0.1）%；當(dāng)固溶溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度下降15%，延伸率下降65%。固溶溫度達(dá)到900 ℃后，造成強(qiáng)度和塑性同時(shí)下降的原因主要有兩方面，一是α'相和α/α'結(jié)構(gòu)的消失；二是晶粒尺寸的增大。晶粒尺寸對(duì)合金強(qiáng)度的影響可以用Hall-Petch公式直觀地表達(dá)[24]，當(dāng)晶粒尺寸增大時(shí)，屈服強(qiáng)度減小。此外，晶粒尺寸的增大會(huì)減小晶界面積，使位錯(cuò)更容易滑移，從而降低試樣的抗拉強(qiáng)度。

圖4 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的硬度和拉伸曲線Fig.4 Microhardness (a) and tensile curves (b) of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures

圖5為Ti6Al4V合金熱處理前后的斷口形貌。如圖5a所示，沉積態(tài)樣品的斷口形貌表現(xiàn)出2種特征，即韌窩（韌性斷口）和規(guī)則階梯狀解理面（脆性斷口），因此其伸長率較低。固溶溫度為800 ℃時(shí)，Ti6Al4V合金的解理面完全消失，凹坑增多（圖5b）。與沉積態(tài)樣品相比，這些凹坑的尺寸更大、更深，表明樣品為韌性斷裂，塑性得到改善。當(dāng)固溶溫度提高到900 ℃時(shí)，韌窩深度變淺，同時(shí)還觀察到大面積表面平坦的撕裂脊（圖5c），表明試樣為韌性斷裂和準(zhǔn)解理斷裂，韌性下降。當(dāng)固溶溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，斷口中有一些由大而淺的凹坑組成的撕裂脊，并含有光滑的平面（圖5d），其斷裂機(jī)理為準(zhǔn)解理斷裂。

圖5 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphologies of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

2.3 摩擦磨損性能

圖6為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的摩擦磨損性能。從圖6a可知，在摩擦磨損試驗(yàn)的前300 s內(nèi)，即初始磨損階段，所有試樣的摩擦系數(shù)（COF）均緩慢增加。300 s后，COF波動(dòng)不大，處于相對(duì)穩(wěn)定的階段，此時(shí)隨著固溶溫度的升高，平均摩擦系數(shù)呈增加趨勢（圖6b）。從樣品磨痕截面輪廓圖（圖6c）可以看出，沉積態(tài)樣品具有最小的磨痕寬度和深度（0.96 mm和 20.81 μm）。經(jīng)過800 ℃固溶后，磨痕寬度和深度顯著增加，分別為1.13 mm和26.36 μm。隨著固溶溫度的升高，磨痕寬度和深度增加。與沉積態(tài)樣品相比，1000 ℃固溶后樣品的磨痕寬度和深度分別增加了31%和57%。從圖6d可知，磨損率隨著固溶溫度的升高而增加，這與硬度隨著固溶溫度的變化趨勢正好相反。其中，沉積態(tài)樣品具有最小的磨損率，為9.271×10-4mm3/(N·m)。當(dāng)固溶溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，樣品具有最大的磨損率，為19.958×10-4mm3/(N·m)，與沉積態(tài)樣品相比，磨損率增大了115%。磨損率的上升主要體現(xiàn)在以下3個(gè)方面：首先，根據(jù)Hall-Petch方程[24]，材料的硬度與其晶粒尺寸成反比，固溶溫度升高導(dǎo)致晶粒尺寸增加，從而硬度降低，最終使耐磨性下降；第二，α相晶粒粗化會(huì)顯著降低耐磨性[25]；第三，固溶溫度升高會(huì)導(dǎo)致較軟的β相增多，降低材料的耐磨性。圖7為Ti6Al4V合金經(jīng)過不同溫度熱處理后的表面磨損形貌。從圖7可知，在900 ℃及以下溫度固溶處理時(shí)，試樣磨損面均沿磨損方向有著較深的犁溝，且覆蓋著疏松的黑色磨屑，磨損機(jī)制為磨粒磨損。固溶溫度為1000 ℃時(shí)，磨損面開始出現(xiàn)大塊黑色氧化膜，表明發(fā)生了氧化磨損。同時(shí)，產(chǎn)生的磨屑量隨著固溶溫度的升高而增加。

圖6 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的摩擦磨損性能Fig.6 Friction and wear properties of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) real-time friction coefficient;(b) average friction coefficient; (c) section profiles of wear traces; (d) wear rate

圖7 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的表面磨損形貌Fig.7 Surface wear trace morphologies of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built;(b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

圖8為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的磨痕三維形貌。從圖8可以更直觀地看出，隨著固溶溫度的升高，磨痕深度和寬度略有增加，說明隨著固溶溫度的升高，試樣表面剝落量增大。這是由于固溶溫度升高導(dǎo)致鈦合金氧化膜的Pilling-Bedworth比增大，熱膨脹不穩(wěn)定，進(jìn)而引起氧化膜開裂和剝落，形成破碎的氧化物磨屑，從而增加磨損率[26-27]。而當(dāng)固溶溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，磨痕表面的磨屑數(shù)量減少，并出現(xiàn)一些即將分層或分層的區(qū)域，表明發(fā)生了氧化磨損。氧化磨損主要是由于摩擦過程中產(chǎn)生的高溫使新暴露的基體與大氣中的氧發(fā)生反應(yīng)而導(dǎo)致的[28]。

圖8 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的磨痕三維形貌Fig.8 Three-dimensional wear traces of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

3 結(jié) 論

(1) 通過SLM制備的沉積態(tài)Ti6Al4V合金組織以針狀α′馬氏體為主。經(jīng)固溶處理后，α相層狀晶粒粗大化，β相含量增加，轉(zhuǎn)變?yōu)棣粒孪唷?/p>

(2) 隨著固溶處理溫度的升高，針狀α'馬氏體分解，β相增加，合金硬度降低。當(dāng)固溶溫度達(dá)到800 ℃時(shí)，合金強(qiáng)度和延伸率同時(shí)增加，超過800 ℃時(shí)，強(qiáng)度和延伸率同時(shí)下降，這主要是由于α/α'結(jié)構(gòu)的存在。同時(shí)，晶粒尺寸的增大在一定程度上也降低了強(qiáng)度。

(3) COF值和磨損率隨著固溶溫度的升高呈線性上升趨勢。當(dāng)固溶溫度低于900 ℃時(shí)，磨損機(jī)制為磨粒磨損；當(dāng)固溶溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，磨損機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp和氧化磨損。