熱處理時間對激光選區(qū)成形TC4鈦合金組織及力學性能的影響

高 星， 張 寧， 丁 燕， 蔣 波

(1. 北京科技大學 材料科學與工程學院， 北京 100083；2. 中航久遠科技(北京)有限公司， 北京 100095)

激光選區(qū)熔化(Selective laser melting，SLM)成形是一種新興的增材制造(Additive manufacturing，3D-printing)技術(shù)，其利用高能量激光熔化固體粉末，通過逐層鋪粉、逐層固化疊加的方式，直接獲得成形的三維零件[1-2]。與傳統(tǒng)鍛鑄件相比，SLM成形件的生產(chǎn)周期短、材料利用率高、致密度高且成本低。同時，SLM成形可實現(xiàn)高度自由成形，能夠直接生產(chǎn)具有復雜結(jié)構(gòu)的構(gòu)件，減少加工量。Ti-6Al-4V(TC4)鈦合金具有高的比強度、良好的耐蝕性、低密度和較好的生物相容性等特點，被廣泛運用于航空航天、生物醫(yī)藥、汽車、海洋工程等領(lǐng)域[3-7]。研究表明，SLM成形過程是一個快熔急凝的過程，TC4鈦合金在激光熔化快速凝固過程中會形成針狀的馬氏體α′，致密度和強度高但塑性差[8]。Thijs[9]、Simonelli[10]和Vilaro[11]等指出，SLM成形TC4鈦合金的顯微組織主要為細小的針狀馬氏體，試樣的抗拉強度均高于1100 MPa，而斷后伸長率不足10%。通過合適的熱處理工藝可以釋放快熔急凝過程中的殘余應力，控制α→β相變，調(diào)整相的含量、形貌和尺寸，優(yōu)化組織和力學性能[12]。

固溶時效處理是一種可以有效提高鈦合金綜合力學性能的熱處理手段，近年來，有關(guān)固溶時效工藝參數(shù)對激光3D打印TC4鈦合金組織和性能的影響已進行了許多研究。張勝雷等[13]較系統(tǒng)研究了固溶時效處理對電子束選區(qū)熔化制備的TC4合金組織與力學性能的影響。研究指出，在兩相區(qū)內(nèi)，隨著固溶溫度從900 ℃提高到950 ℃，在淬火時可以得到更多的α′相，經(jīng)時效處理后，也就可以得到更多細小的α+β相，使得試樣的抗拉強度從1030 MPa提升到1120 MPa，而斷后伸長率從7.0%下降到5.4%。隨著固溶時間從0.5 h增加至1.5 h，試樣的抗拉強度增加了86.1 MPa，斷后伸長率降低了5%。隨著時效溫度從500 ℃升高到600 ℃，有更多的α相片層厚度增加并向等軸狀轉(zhuǎn)變，試樣的抗拉強度降低，斷后伸長率可提升至16.3%；時效時間從2 h增加至6 h，次生α相(αS)的尺寸增大，試樣的抗拉強度降低，斷后伸長率提升到12.9%。王文博等[14]研究固溶時效處理對激光3D打印TC4合金組織和性能的影響表明，沉積態(tài)試樣經(jīng)過固溶時效處理后，試樣的組織由等軸α相、網(wǎng)籃α相及β相變組織(β+αS)的三重混合組織構(gòu)成；隨著固溶溫度由910 ℃升高到990 ℃，試樣的抗拉強度由866.1 MPa增加到930 MPa，斷后伸長率由13.5%減小為9.8%。隨著時效溫度由500 ℃升高到600 ℃，試樣的抗拉強度減小了110.9 MPa，斷后伸長率增加了7.6%。李文賢等[15]對比了不同固溶溫度處理SLM成形TC4鈦合金的力學性能，隨著固溶溫度從920 ℃升高到950 ℃，抗拉強度增長了89 MPa，斷后伸長率降低了5.5%。Galarraga等[16]研究熱處理對電子束熔煉制備的TC4 ELI鈦合金組織和性能的影響表明，試樣的拉伸性能均隨時效溫度和時效時間的增加而減小。當時效時間為8 h，時效溫度從550 ℃升高到600 ℃，試樣的抗拉強度降低了71 MPa。由上可知，可以通過調(diào)節(jié)固溶時效工藝中溫度和時間參數(shù)來調(diào)整3D打印TC4鈦合金的強度和塑性。此外，Sabban等[17]指出，具有雙態(tài)組織的SLM成形TC4鈦合金的強塑性匹配較好，其中，雙態(tài)組織的特點是β轉(zhuǎn)變組織(β+αS)的基體上分布有互不連接的初生α相，初生α相多為等軸狀。Zhang等[18]研究熱處理對激光固體成形TC4合金組織的影響表明，固溶時間的增加可使初生α相粗化，逐漸形成球狀α相，時效時間的增加，球狀α相的體積分數(shù)增加?？芍倘軙r效工藝中時間參數(shù)對增材制造工藝制備的TC4鈦合金的顯微組織中α相的球化有明顯影響。然而，有關(guān)時間參數(shù)對SLM成形TC4鈦合金組織與性能的影響的研究較少。

因此，本文以SLM成形的TC4鈦合金為研究對象，研究了固溶時效工藝中時間參數(shù)對激光選區(qū)成形TC4鈦合金組織及力學性能的影響，分析時間參數(shù)對α相球化的影響，試圖獲得雙態(tài)組織，分析組織與性能之間的關(guān)系，為進一步指導熱處理工藝設計，提高材料的綜合力學性能打下理論基礎(chǔ)。

1 試驗材料及方法

試驗采用粒徑為15～53 μm的TC4合金粉末作為SLM成形的原料，其化學成分如表1所示。以尺寸為350 mm×150 mm×10 mm的熱軋TC4合金板材作為基底，在EOS M290型金屬粉末燒結(jié)設備上進行TC4鈦合金試樣的制備。制備時，保護氣體為體積分數(shù)99.9%的氬氣，成形工件模型如圖1所示，BD(Building direction)為沉積方向，SP(Step direction)為步進方向，SD(Scanning direction)為掃描方向。每層鋪粉厚度為60 μm，預熱溫度為35 ℃；設定激光束的光斑直徑為φ90 μm，激光功率為340 W，掃描間隔設定為0.12 mm，掃描速度為1250 mm/s，各鋪粉層的層間轉(zhuǎn)角為67°。掃描方式為條帶式掃描，條帶寬度為5 mm。打印完成后立即將金屬試塊放到真空水平管式爐(SGL-1700)里進行去應力退火處理，退火溫度為800 ℃，保溫時間為4 h，保溫后隨爐冷卻。

表1 TC4合金粉末的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 工件模型示意圖和圓棒切取示意圖Fig.1 Schematic diagram of workpiece model and the way of cutting the round bars

從平行于3D打印掃描方向取3組φ12 mm×70 mm圓棒，每組取3個，取樣模型如圖1所示。將取樣圓棒進行不同時間的固溶時效處理，相應的熱處理工藝如表2所示。其中，WQ代表水淬，AC代表空冷，工藝A和工藝B用于對比固溶時間的影響，工藝A和工藝C對比時效時間的影響。隨后，采用線切割對熱處理后的圓棒試樣進行加工，制備成標準拉伸試樣，試樣尺寸如圖2所示。

表2 SLM成形TC4合金的熱處理工藝

圖2 拉伸試樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of the tensile specimen

在CMT4105型電子萬能試驗機上進行力學性能測試，并采用線切割放電加工的方法從拉伸試樣的拉桿夾持端獲得用于金相分析的試樣，試樣尺寸為φ12 mm×10 mm。采用Zeiss Scope A1光學顯微鏡(OM)和Zeiss Gemini 500 場發(fā)射掃描電鏡(FESMS)觀察合金的顯微組織，金相腐蝕劑配比為HF∶HNO3∶H2O=1∶2∶7(體積比)，侵蝕時間為30 s。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 退火態(tài)組織形貌特征

圖3為SLM成形TC4鈦合金退火后的顯微組織。由圖3可知，試樣的顯微組織主要由分布在β晶粒內(nèi)的基體為灰色的β轉(zhuǎn)變組織(βT)和長短不一且方向各異的白色片狀α相組成。同時，可以看見連續(xù)的αGB相，αGB相的晶粒寬度為1～1.3 μm。其中，β轉(zhuǎn)變組織由彌散的顆粒狀β相及其周圍的次生α相(αS)組成，片狀α相的平均寬度為2.1 μm。

圖3 退火態(tài)SLM成形TC4鈦合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of the annealed SLM-fabricated TC4 alloy(a) OM; (b) SEM

2.2 時間參數(shù)對SLM成形TC4鈦合金組織的影響

圖4 不同固溶時效工藝處理SLM成形TC4鈦合金的顯微組織Fig.4 Microstructure of the SLM-fabricated TC4 alloy after different solution and aging treatments(a,b) 920 ℃×2 h，WQ +550 ℃×3 h，AC； (c,d) 920 ℃×6 h，WQ +550 ℃×3 h，AC； (e,f) 920 ℃×2 h，WQ +550 ℃×8 h，AC

圖4為SLM成形TC4鈦合金經(jīng)不同固溶時效工藝處理后的微觀組織。由圖4可知，退火態(tài)試樣經(jīng)固溶時效處理后，組織由初生α相(αP)、片狀α相、少量球狀α相、斷續(xù)的αGB相以及βT轉(zhuǎn)變組織(β+αS)組成，整體組織呈現(xiàn)為典型的網(wǎng)籃組織。由圖4(a～d)可知，固溶溫度和時效工藝參數(shù)一定時，隨著固溶時間從2 h增加到6 h，初生α相粗化明顯，晶粒寬度由2.6 μm增長為6.6 μm，部分呈現(xiàn)為粗大的球狀，晶粒徑長可達16 μm。片狀α相也有明顯的粗化，α相的晶粒長度由5～15 μm增長為20～30 μm，平均寬度由1.4 μm增長為2.1 μm。其次，可以看出，部分片狀α相取向一致，形成了粗大的α集束，如圖4(c)所示。此外，連續(xù)的晶界α相(αGB)變得不連續(xù)，但殘留的αGB相發(fā)生粗化，晶粒寬度由2.7 μm增長為4.4 μm。由圖4(a，e)可知，時效溫度和固溶工藝參數(shù)一定時，隨著時效時間從3 h增加到8 h，初生α相的長度由40～60 μm減小為30～40 μm，晶粒寬度由2.6 μm增長為3.8 μm。片狀α相的長度無明顯變化，平均寬度由1.4 μm增長為2.0 μm。α片層之間的β轉(zhuǎn)變組織的尺寸較大，晶粒寬度多為3～4 μm。由此可知，當時效時間由3 h延長到8 h，α相沒有等軸化的趨勢。此外，試樣的組織中也可看見連續(xù)的αGB相，晶粒寬度由2.7 μm增長為4.5 μm，如圖4(f)所示。

圖5為退火態(tài)SLM成形TC4鈦合金在固溶時效過程中的組織轉(zhuǎn)變示意圖。由圖5可知，在固溶過程中，發(fā)生α/αS→β轉(zhuǎn)變，形成了飽和態(tài)的β相，經(jīng)淬火，飽和態(tài)β基體上析出針狀馬氏體α′[12]。同時，由于淬火時冷速較快，飽和態(tài)β相中的合金元素來不及擴散，形成了亞穩(wěn)態(tài)的飽和β相[12, 19]。在時效過程中，馬氏體α′發(fā)生分解形成了片狀α相，亞穩(wěn)態(tài)的過飽和β基體上析出次生α相(αS)，如圖4(b)所示。其次，由圖5可以看出，隨著固溶時間增加，固溶過程中，α/αS→β轉(zhuǎn)變比例增加，未完全溶解的αP相進一步長大，αP相的長度減小而寬度增加。晶界處連續(xù)的αGB相也進一步發(fā)生轉(zhuǎn)變而變得不連續(xù)，且不連續(xù)的αGB相發(fā)生長大粗化。因此，延長固溶時間會形成粗化的不連續(xù)的αGB相和粗大的αP相，如圖4(c，d)所示。由于α/αS→β轉(zhuǎn)變比例增加，使得飽和β相的比例增大，經(jīng)淬火，可形成尺寸較大的馬氏體α′。在時效過程中，馬氏體分解形成的片狀α相的尺寸也相應較大，如圖4(c)所示。隨著時效時間的延長，如圖5所示，組織中初生α相、片狀α相和連續(xù)的晶界αGB相進一步長大粗化，β轉(zhuǎn)變組織中αS相的析出比例增加，αS相的體積分數(shù)增加[18]。

圖5 不同固溶時效工藝下SLM成形TC4鈦合金的組織轉(zhuǎn)變示意圖Fig.5 Schematic diagram of microstructure evolution of the SLM-fabricated TC4 alloy under different solution and aging processes

2.3 時間參數(shù)對SLM成形TC4鈦合金力學性能的影響

圖6為SLM成形TC4鈦合金經(jīng)不同固溶時效工藝處理后的室溫拉伸性能。由圖6可知，固溶溫度和時效工藝參數(shù)一定時，當固溶時間從2 h增加到6 h，試樣的抗拉強度增加由1045.2 MPa增加為1156.9 MPa，但試樣的斷后伸長率明顯下降，由13.6%降低為6.7%。由圖4(a，c)可知，固溶時間從2 h增加為6 h，試樣的組織中初生α相粗化嚴重，降低了試樣的塑性。不連續(xù)的晶界αGB相對位錯的阻礙作用減弱，對合金的塑性有利[20]。片狀α相尺寸增大，會導致位錯穿過片狀α相所需的能量增加，且片狀α相的長度增長，增加了位錯的滑移距離，增大了位錯塞積的程度，使合金的強度有所提升[15]。其次，試樣的組織中可見尺寸較大的α集束，研究表明，α集束的存在使得其界面處易產(chǎn)生嚴重的位錯塞積，對合金的強度有利，但造成塑性下降，使得合金過早發(fā)生斷裂[18,21]。由此可知，隨著固溶時間延長，初生α相的嚴重粗化和α集束的出現(xiàn)是導致試樣塑性嚴重降低的主要原因，而片狀α相長大使得試樣的強度有所提升。

圖6 固溶時效處理對SLM成形TC4鈦合金 力學性能的影響Fig.6 Effect of solution and aging treatment on mechanical properties of the SLM-fabricated TC4 alloy

當時效溫度和固溶工藝參數(shù)一定，隨著時效時間從3 h增加到8 h，試樣的抗拉強度增加由1045.2 MPa增加為1080.2 MPa，斷后伸長率由13.6%降低為12.8%。由圖4(a，e)可知，時效時間從3 h增加為8 h，初生α相的長度減小但寬度增加，長寬比降低，使得位錯的有效滑移長度增加，試樣的塑性增加而強度降低[22]。片狀α相的粗化，則會使試樣的強度增加而塑性降低。同時，組織中α相的比例減少，β轉(zhuǎn)變組織的比例增加，次生α相的體積分數(shù)也相應增加，導致試樣的強度增加而塑性降低[19]。其次，試樣的組織中也存在連續(xù)的αGB相，且αGB相的寬度有一定的增加，因此，在連續(xù)αGB相的交界面處易產(chǎn)生位錯堆積，產(chǎn)生嚴重的應力集中，對塑性的影響不利。由此可知，隨著時效時間延長，初生α相長寬比降低，片狀α相的粗化，β轉(zhuǎn)變組織的增加以及連續(xù)αGB相的粗化，使得試樣的強度稍有增加，但塑性無明顯變化。

3 結(jié)論

1) 退火態(tài)SLM成形TC4鈦合金的顯微組織主要由連續(xù)的晶界α相(αGB)、網(wǎng)籃α相和β轉(zhuǎn)變組織組成。其中，β轉(zhuǎn)變組織是由彌散的β相和β相周圍的αS相組成。

2) 在固溶溫度為920 ℃，時效工藝為550 ℃×3 h，AC時，隨著固溶時間從2 h增加為6 h，試樣的組織中初生α相粗化嚴重，晶粒平均寬度由2.6 μm增長為6.6 μm，且部分初生α相的長度可達16 μm。片狀α相的長度增長明顯，由5～15 μm增長至20～30 μm，晶粒寬度增長稍有長大。連續(xù)的晶界α相(αGB)變得不連續(xù)，晶粒寬度由2.7 μm增長為4.4 μm。同時，組織中出現(xiàn)尺寸較大的α集束。試樣的強度由1045.2 MPa 增加為1156.9 MPa，斷后伸長率由13.6%降低為6.7%。

3) 在時效溫度為550 ℃，固溶工藝為920 ℃×2 h，WQ的條件下，隨著時效時間從3 h增加為8 h，試樣的組織中β轉(zhuǎn)變組織的比例增加，初生α相的長度由40～60 μm減少為30～40 μm。片狀α相稍有長大，α相沒有等軸化的趨勢。晶界處連續(xù)的αGB相寬度由2.7 μm增長為4.5 μm。試樣的抗拉強度由1045.2 MPa增加為1080.2 MPa，塑性無明顯變化。對于SLM成形TC4鈦合金而言，在該工藝下，改變熱處理時間參數(shù)難以獲得等軸α相+β相雙態(tài)組織，且對綜合力學性能的提高無顯著影響。