Ti-6Al-4V(TC4)鈦合金因其具有優(yōu)異的比強(qiáng)度、高的斷裂韌度、低密度(僅為4.5g/cm³)以及良好的耐腐蝕性而廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域 [1?4]。然而,由 于其導(dǎo)熱性差、彈性模量低、化學(xué)活性高等特性導(dǎo)致傳統(tǒng)加工成形困難、材料利用率極低 [5?6]和制造成本高,限制了其進(jìn)一步的應(yīng)用。增材制造技術(shù)(Additive manufacturing,AM)利用激光等熱源將材料熔化，通過(guò)逐層累積的方式將材料沉積在基板上形成零件，與傳統(tǒng)成形方法相比能夠?qū)崿F(xiàn)近凈成形、節(jié)約材料、精簡(jiǎn)加工、降低成本[7]。其中，等離子弧增材制造技術(shù)是以等離子弧為熱源熔化絲材并按照規(guī)劃的路徑進(jìn)行逐層堆積的增材制造技術(shù)，具有能量密度集中、沉積率高、成形效率和精度高等優(yōu)勢(shì)，在鈦合金結(jié)構(gòu)件的快速成形領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[8-10]。

然而，等離子弧增材制造是一個(gè)快速加熱和冷卻的過(guò)程，由于其冷卻速度快、溫度梯度高，通過(guò)等離子弧增材制造的鈦合金零件通常具有微觀組織不均勻、力學(xué)性能各向異性、強(qiáng)度或伸長(zhǎng)率不達(dá)標(biāo)的缺陷，因此通過(guò)熱處理工藝調(diào)控鈦合金零件的微觀組織和力學(xué)性能成為國(guó)內(nèi)外研究的熱點(diǎn)[11-12]。Xie等[13]研究了熱處理對(duì)電弧增材制造Ti-6Al-4V合金顯微組織和拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)了再結(jié)晶和馬氏體分解引起的晶界不連續(xù)和組織演化的新現(xiàn)象，建立了顯微組織特征與拉伸性能改善之間的關(guān)系。王林等[14]對(duì)等離子電弧雙絲增材制造的Ti-48Al合金沉積件進(jìn)行1340℃x10h，爐冷的真空退火處理，發(fā)現(xiàn)枝晶間Al元素的偏析現(xiàn)象和交替分布的層帶狀組織特征完全消除，組織的均勻性獲得明顯改善，最終獲得了由片層晶團(tuán)和γ相組成的晶粒細(xì)小的雙態(tài)組織。王益可等[15]以電弧增材制造TC4鈦合金為研究對(duì)象，探究了固溶時(shí)效處理對(duì)其微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn)固溶時(shí)效處理可以提高電弧增材制造TC4鈦合金微觀組織的均勻性，顯著改善其各向異性，使其具有最佳的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率組合。Lin等[16]研究了脈沖等離子體電弧增材制造Ti-6Al-4V合金薄壁零件的組織演變及力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)減少焊頭的熱輸入和脈沖電流可有效細(xì)化晶粒，顯著提高薄壁零件的強(qiáng)度和韌性，平均屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到909MPa和988MPa,伸長(zhǎng)率達(dá)到7.5%左右。然而，目前國(guó)內(nèi)外對(duì)于熱處理工藝對(duì)增材制件性能影響的研究主要集中在激光和電弧增材制造領(lǐng)域，對(duì)于探究熱處理的工藝參數(shù)對(duì)等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金組織性能影響的報(bào)道較少。

因此,本研究基于Ti-6Al-4V合金再結(jié)晶退火溫度和β轉(zhuǎn)變溫度,開(kāi)展等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金制件的組織調(diào)控和應(yīng)力控制研究,選取了7組不同的熱處理制度,研究溫度、時(shí)間、冷卻速率等工藝參數(shù)對(duì)等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，以獲得使試樣微觀組織均勻、綜合力學(xué)性能優(yōu)異的熱處理工藝參數(shù)，為等離子弧增材制造鈦合金零件提供技術(shù)參考。

1、試驗(yàn)材料與方法

1.1增材制造試樣制備

采用直徑?1.2mm的Ti-6Al-4V合金焊絲,在尺寸為400mmx400mmx30mm的Ti-6Al-4V合金基板上通過(guò)等離子弧增材制造設(shè)備制備Ti-6Al-4V合金沉積試樣，沉積電流為135A，送絲速度為160cm/min，焊接速度為3.5mm/s，沉積方式為逐層沉積，采用99.999%的高純氬氣對(duì)沉積層進(jìn)行保護(hù)，最終沉積72層，獲得尺寸為200mmx130mmx12mm的Ti-6Al-4V沉積試樣，其化學(xué)成分如表1所示，形貌如圖1所示。

表1 Ti-6Al-4V鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

Table 1 Chemical composition of the Ti-6Al-4V titanium alloy(mass fraction,%)

1.2熱處理工藝

采用RX3-90-12A高溫箱式爐對(duì)等離子弧增材制備Ti-6Al-4V合金沉積試樣分別進(jìn)行去應(yīng)力退火處理和固溶時(shí)效處理兩種熱處理試驗(yàn)，具體的熱處理制度和工藝參數(shù)分別如表2和表3所示，其中溫度容差為±14℃,時(shí)間容差為(-0,+10)min,淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于10s。

表2去應(yīng)力退火工藝參數(shù)

Table 2 Parameters of stress relieving annealing process

表3固溶時(shí)效工藝參數(shù)

Table 3 Parameters of solution and aging treatments

1.3組織性能表征

采用線(xiàn)切割設(shè)備對(duì)試驗(yàn)件進(jìn)行機(jī)加工,分別沿X方向和Z方向截取拉伸試樣,利用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試室溫下的拉伸性能，同時(shí)在拉伸試樣中部截取金相試樣，用400號(hào)砂紙打磨測(cè)試面后進(jìn)行拋光，使用Kroll's試劑(50 mL HF+120 mL HNO3+830 mL H2O)對(duì)拋光后的樣品進(jìn)行表面腐蝕,利用光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣的顯微組織進(jìn)行表征,拉伸試樣的取樣方式及尺寸如圖2所示。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1沉積態(tài)試樣的微觀組織

圖3為等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金沉積態(tài)試樣的微觀組織，主要由β晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)槌跎尼槧罨虬鍡l狀 α相, α相呈片狀排列,相互交錯(cuò)形成典型的網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)。由圖3(a)可見(jiàn),試樣X(jué)Z截面的組織呈現(xiàn)出明暗的條帶特征,這是由于多道次沉積的熱循環(huán)導(dǎo)致每一沉積層晶粒尺寸略有差異,使得顯微組織呈現(xiàn)層狀分布。由圖3(d)可以看到，板條 α相尺寸較為粗大，最大厚度可達(dá)到4.88μm，這是沉積態(tài)試樣強(qiáng)度較低的原因，因此，需要通過(guò)合適的熱處理制度來(lái)進(jìn)行組織和性能的調(diào)控。

2.2不同熱處理工藝對(duì)微觀組織的影響

經(jīng)不同制度去應(yīng)力退火處理Ti-6Al-4V鈦合金的微觀組織如圖4所示?？梢钥闯觯嘶饝B(tài)試樣的微觀組織與沉積態(tài)相比沒(méi)有明顯變化，仍呈現(xiàn)為典型的網(wǎng)籃組織特征，由β晶粒內(nèi)分布板條狀α相和針狀α相交錯(cuò)排列組成。從圖4(a，b)可以看出，試樣經(jīng)800℃退火并空冷時(shí)(制度1),在冷卻過(guò)程中α相會(huì)沿著β晶界析出，形成晶界 α相( α GB ),在晶界 α相兩側(cè),大量集束α相(α colonies )生長(zhǎng)，成為基體相。值得注意的是,與XZ截面(見(jiàn)圖4(a,b))的組織結(jié)構(gòu)相比,XY截面(見(jiàn)圖4(c、d))的組織中，α相尺寸更加均勻細(xì)小。隨著退火溫度升高至850℃時(shí)(制度2),片層α相逐漸長(zhǎng)大， α板條的寬度逐漸增加，晶界 α相連續(xù)性增強(qiáng),晶界及晶內(nèi)組織呈現(xiàn)出明顯的粗化現(xiàn)象,如圖4(e,f)所示。將850℃退火時(shí)的冷卻方式由空冷改為爐冷后(制度3),板條α相有粗化的趨勢(shì),并形成了集束組織,如圖4(g,h)所示,這是由于爐冷的冷卻速度比空冷慢,使得初生α相有足夠的時(shí)間進(jìn)行析出和長(zhǎng)大。

經(jīng)不同制度固溶時(shí)效處理后Ti-6Al-4V鈦合金的微觀組織如圖5所示。可以看出，固溶時(shí)效態(tài)試樣的基體相仍為網(wǎng)籃組織特征,但精細(xì)結(jié)構(gòu)與退火態(tài)微觀形貌明顯不同，除板條狀和針狀的片層 α相外，還出

現(xiàn)了大量短小粒狀α相和短棒狀α相,呈彌散分布,并且出現(xiàn)了少量的蟹爪狀α相[17]。關(guān)于蟹爪狀α相的形成原因,有研究[18]表明是由于α相的各個(gè)部位與β相之間的界面結(jié)構(gòu)和界面能的差異導(dǎo)致的,α相僅端面與β相之間為高界面能易移動(dòng)的非共格界面,在固溶時(shí)，β相向α板條內(nèi)生長(zhǎng)，從而使板條出現(xiàn)蟹爪狀結(jié)構(gòu)。另外，經(jīng)固溶時(shí)效處理后試樣中出現(xiàn)大量的細(xì)長(zhǎng)α集束組織，相互平行或交錯(cuò)，呈現(xiàn)出魏氏結(jié)構(gòu)。與退火態(tài)相比，固溶時(shí)效處理后試樣的微觀組織更加細(xì)小均勻，因此其力學(xué)性能更加優(yōu)異。

2.3不同熱處理工藝對(duì)力學(xué)性能的影響

不同狀態(tài)下等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金的室溫拉伸性能如表4所示。總體來(lái)看，退火處理試樣的力學(xué)性能與沉積態(tài)試樣基本一致，固溶時(shí)效處理試樣的強(qiáng)度與沉積態(tài)和退火態(tài)試樣相比得到了大幅度的提升，而伸長(zhǎng)率卻相對(duì)降低，這也符合熱處理調(diào)控性能遵循強(qiáng)度與塑性的反比關(guān)系。

表4不同狀態(tài)下Ti-6Al-4V鈦合金的拉伸性能

Table 4 Tensile properties of the Ti-6Al-4V titanium alloy under different conditions

對(duì)比分析不同去應(yīng)力退火制度下Ti-6Al-4V鈦合金的室溫拉伸性能，如圖6所示。對(duì)比制度1和制度2可以看出，退火溫度由800℃升至850℃時(shí)，試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度略有降低，但是X方向的伸長(zhǎng)率明顯升高，這與微觀組織的變化有密切關(guān)系。由圖4可知，隨著退火溫度升高，片層α相逐漸長(zhǎng)大，板條α相的寬度逐漸增加，晶粒粗化，晶界α相連續(xù)性增強(qiáng)，導(dǎo)致可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的α/β相界面積減少，強(qiáng)度降低。而α板條寬度的增加導(dǎo)致其長(zhǎng)寬比減小，較小的長(zhǎng)寬比使得板條α相之間的協(xié)調(diào)變形更加容易，因此伸長(zhǎng)率提高。對(duì)比制度2和制度3可以看出，當(dāng)退火冷卻方式由空冷改為爐冷時(shí)，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的變化均不明顯，說(shuō)明冷卻速率對(duì)試樣的拉伸性能影響不大，由圖4可知，其微觀組織的變化也不大，因此拉伸性能的變化不大。

對(duì)比分析不同固溶時(shí)效制度下Ti-6Al-4V鈦合金的室溫拉伸性能，如圖7所示。對(duì)比制度4和制度5可以看出，當(dāng)固溶溫度為890℃、時(shí)效溫度由500℃升至550℃時(shí)，試樣X(jué)方向的抗拉強(qiáng)度由1071.3MPa降至1040.9MPa,伸長(zhǎng)率由5.7%升至7.7%,而Z方向的性能變化較小，抗拉強(qiáng)度僅降低了13.9MPa,伸長(zhǎng)率僅提高了0.8%。從微觀組織來(lái)看,由圖5(a,b)可知,500℃時(shí)效試樣(制度4)的XY截面存在連續(xù)的 α GB 相,導(dǎo)致了變形過(guò)程中β晶界處的位錯(cuò)塞積,使得應(yīng)力在連續(xù)的晶界α相處積累,形成了沿晶裂紋,故而伸長(zhǎng)率較低。而試樣中存在少量呈細(xì)小而彌散分布的顆粒狀α相,有利于在變形過(guò)程中起到彌散強(qiáng)化作用，進(jìn)而提高強(qiáng)度。

對(duì)比制度4和制度6可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度為500℃、固溶溫度由890℃升至920℃時(shí)，試樣不同方向的強(qiáng)度均有降低，X方向的抗拉強(qiáng)度降低了42.4MPa,屈服強(qiáng)度降低了54.8MPa,Z方向的抗拉強(qiáng)度降低了13.9MPa,屈服強(qiáng)度降低了186.1MPa,變化較為明顯。對(duì)于伸長(zhǎng)率，X方向的伸長(zhǎng)率大幅提高，由5.7%提高到了11.0%，Z方向的伸長(zhǎng)率僅提高了0.3%，可以認(rèn)為幾乎沒(méi)有變化。從微觀組織來(lái)看，對(duì)比圖5(a，b)和圖5(e，f)可知，隨固溶溫度由890℃(制度4)升至920℃(制度6),板條α相的尺寸變得粗大，存在較多的尺寸不一的短棒狀α相，晶界及晶內(nèi)組織粗化現(xiàn)象明顯，因此強(qiáng)度降低，塑性相對(duì)較好。

對(duì)比制度6和制度7可以看出，當(dāng)固溶溫度為920℃、時(shí)效溫度為500℃、固溶時(shí)間由1.5h延長(zhǎng)至2.0h時(shí)，試樣X(jué)方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了2.6MPa和0.9MPa,變化較小,而伸長(zhǎng)率降低了2.7%，塑性變差。試樣Z方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了1.8MPa和5.9MPa,伸長(zhǎng)率降低了0.7%,性能變化不明顯。從微觀組織來(lái)看，對(duì)比圖5(e，f)和圖5(g,h)可以明顯看出,經(jīng)1.5h固溶處理(制度6)的試樣組織主要由尺寸較大的板條α相組成,而經(jīng)2.0h固溶處理(制度7)的試樣組織由均勻且細(xì)小的 α集束相互平行或交錯(cuò)構(gòu)成網(wǎng)籃組織,說(shuō)明固溶時(shí)間的延長(zhǎng)使得板條 α相有細(xì)化的趨勢(shì),因此試樣的強(qiáng)度得到略微提升，伸長(zhǎng)率相對(duì)降低。

總體來(lái)說(shuō)，無(wú)論是沉積態(tài)試樣，還是去應(yīng)力退火試樣和固溶時(shí)效處理試樣，其拉伸性能各向異性明顯，Z方向的伸長(zhǎng)率遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于X方向，而強(qiáng)度則相反，這是由于Ti-6Al-4V鈦合金是典型的α+β雙相組織,在快速冷卻條件下，原始β晶粒通常沿著垂直基體方向向上生長(zhǎng)，并且組織中體積分?jǐn)?shù)較大的密排立方α相本身具有各向異性的特征，進(jìn)而導(dǎo)致采用高能量密度沉積的零件表現(xiàn)出更明顯的各向異性。對(duì)比XZ截面(見(jiàn)圖4(a,b))和XY截面(見(jiàn)圖4(c,d))的微觀組織可以看出，XY截面的組織均勻性更好，因此X方向的強(qiáng)度更高，伸長(zhǎng)率較低。

綜上所述，經(jīng)固溶時(shí)效處理的試樣強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于去應(yīng)力退火試樣，但塑性較差?？紤]到試樣的綜合性能，發(fā)現(xiàn)經(jīng)制度6固溶時(shí)效處理后的試樣強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都比較好，并且X方向和Z方向性能差異不明顯，因此推薦等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金制件的最佳熱處理工藝為920℃固溶1.5h,水淬+500℃時(shí)效2h,空冷。

3、結(jié)論

1)等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金經(jīng)去應(yīng)力退火處理后的微觀組織整體呈現(xiàn)為典型的網(wǎng)籃組織特征，由β晶粒內(nèi)分布板條狀α相和針狀α相交錯(cuò)排列組成，并且存在明顯的晶界α相。隨著退火溫度的升高，片層α相逐漸長(zhǎng)大，組織粗化，試樣的強(qiáng)度降低，伸長(zhǎng)率提高。但是冷卻速率的變化對(duì)試樣微觀組織和力學(xué)性能的影響不大。

2)等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金經(jīng)固溶時(shí)效處理后的基體相亦為網(wǎng)籃組織，但是板條 α相出現(xiàn)了不同程度的碎斷，形成了粒狀、短棒狀和蟹爪狀組織,更加均勻細(xì)小,因此力學(xué)性能與退火態(tài)相比得到了明顯改善，并且固溶溫度、時(shí)間以及時(shí)效溫度的變化均對(duì)力學(xué)性能有不同程度的影響。

3)無(wú)論是去應(yīng)力退火熱處理，還是固溶時(shí)效處理,Ti-6Al-4V鈦合金試樣的拉伸性能均表現(xiàn)出明顯的各向異性，即Z方向的伸長(zhǎng)率遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于X方向，而強(qiáng)度則相反。采用920℃固溶1.5h,水淬+500℃時(shí)效2h,空冷的熱處理制度時(shí),Ti-6Al-4V鈦合金的綜合力學(xué)性能最佳,故推薦其為等離子弧增材制造Ti-6Al-4V制件的最佳熱處理工藝。

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（注，原文標(biāo)題：熱處理對(duì)等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織與力學(xué)性能的影響_王亞齊）