鈦合金因比強(qiáng)度高、不易腐蝕等優(yōu)異性能廣泛應(yīng)用于航空、航天等高端制造領(lǐng)域[1-3]。鈦合金以鈦為基本元素，鈦的存在形式主要是α相和β相兩種同素異構(gòu)體，而雙相鈦合金具有良好的塑韌性，且在高溫下組織和性能比較穩(wěn)定[4-5]。其中最常用的雙相鈦合金TC4，其用量幾乎占全部鈦合金加工件的 95%[6]。

然而，鈦合金的加工難度較大，且加工后表面狀態(tài)不佳[7-8]，導(dǎo)致其使用成本升高的同時(shí)零件的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)也受到制約。該問(wèn)題有望通過(guò)3D打印技術(shù)得到一定程度的解決。3D打印技術(shù)[9-10]又稱為增材制造技術(shù)，其主要利用金屬或塑料粉體等材料，通過(guò)分層制造，逐層疊加的方式來(lái)實(shí)現(xiàn)零件的加工制備，具有集成化高和精度高等優(yōu)點(diǎn)。3D打印技術(shù)采用不同于傳統(tǒng)減材制造的加工方法，有著極高的材料利用率[11-12]。

但是3D打印所制備出來(lái)的鈦合金構(gòu)件的微觀組織為尺寸不均勻的網(wǎng)籃組織，且宏觀組織存在明顯的各向異性，與普通鑄鍛態(tài)鈦合金均勻的等軸組織相比，網(wǎng)籃組織強(qiáng)度較低，且樣品內(nèi)部存在的孔隙和少量缺陷會(huì)影響構(gòu)件的力學(xué)性能。已有較多研究[13-15]表明熱處理可以有效改善3D打印鈦合金的組織結(jié)構(gòu)，從而達(dá)到提升其力學(xué)性能的目的。

本文在不同的溫度條件下對(duì)3D打印TC4鈦合金進(jìn)行固溶 + 時(shí)效處理，對(duì)比觀察其微觀組織在熱處理后相對(duì)原始沉積態(tài)發(fā)生的變化，并系統(tǒng)分析相應(yīng)的力學(xué)性能變化規(guī)律，以期得到具有良好綜合力學(xué)性能的3D打印鈦合金。

1、試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料選用電弧熔絲增材制造法制備的3D打印TC4鈦合金(Ti-6Al-4V)。將所有TC4鈦合金試樣分成 5 組，其中 1 組作為原始沉積態(tài)分析其組織特點(diǎn)和對(duì)應(yīng)的力學(xué)性能，另外 4 組分別進(jìn)行固溶 + 時(shí)效處理。TC4合金相變溫度約為(995 ± 15) ℃[16]，因此本研究選取相變溫度附近的溫度進(jìn)行固溶處理，熱處理工藝為 890、920、960、1020 ℃ ×1 h(水冷)固溶 +490 ℃ ×2 h(爐冷)時(shí)效處理，所采用的設(shè)備為 SRJX-4-13 箱式電阻爐。

采用 CMT-5105 三思萬(wàn)能電子試驗(yàn)機(jī)測(cè)試 5 組樣品的力學(xué)性能，并用 JSM-6510A 型掃描電鏡觀察其宏微觀斷口形貌，其中拉伸試驗(yàn)嚴(yán)格按照 GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第 1 部分:室溫試驗(yàn)方法》加工試樣，如圖1 所示，試樣厚度為2．5 mm，采用控制方式 GB/T228A224 確定施加載荷和加載速率并進(jìn)行試驗(yàn)。采用Olympus MODEL GX51 光學(xué)顯微鏡觀察鈦合金熱處理前后的微觀組織，以分析力學(xué)性能和斷口形貌的變化。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1顯微組織

圖 2 所示為3D打印TC4鈦合金在原始沉積態(tài)和經(jīng)不同溫度固溶 + 490 ℃ 時(shí)效處理后的顯微組織。可以看出，鈦合金沉積態(tài)組織形貌特征主要為兩相相互交錯(cuò)成類似編織狀的網(wǎng)籃組織。經(jīng)不同固溶時(shí)效工藝處理后，合金的微觀組織形貌表現(xiàn)為不同特征，雖仍為α相和β相，但α相的含量、形貌發(fā)生了明顯變化。具體表現(xiàn)為:當(dāng)固溶溫度為890 ℃時(shí)，可以發(fā)現(xiàn)合金時(shí)效后的組織中細(xì)長(zhǎng)片狀α相以集束的形式生長(zhǎng)于完整的原始晶界附近，但局部存在魏氏組織，如圖 2( b) 所示;隨著固溶溫度的升高，920 ℃ 時(shí)α相逐漸長(zhǎng)大成粗大的板條狀( 見(jiàn)圖2(c))，與 890 ℃ 時(shí)相比α相長(zhǎng)度變短、寬度增加，且魏氏組織基本消失;當(dāng)固溶溫度升高到 960 ℃ 時(shí)(見(jiàn)圖2(d))，由于此溫度接近α→β 相轉(zhuǎn)變溫度(995 ±15) ℃ [16]，粗大的板條狀α相組織在固溶處理過(guò)程中被溶解，初生α相的含量大大降低;而 1020 ℃ 的固溶溫度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于相變溫度，初生α相已經(jīng)被全部溶解，原始沉積態(tài)中魏氏組織形態(tài)已消除，原始α相的層片狀形貌也基本消失，僅能觀察到β相和部分次生馬氏體α相，如圖2(e) 所示。

2.2力學(xué)性能

3D打印TC4鈦合金的力學(xué)性能隨固溶溫度的變化趨勢(shì)如圖 3 所示，其中室溫(25 ℃)代表的是未經(jīng)固溶時(shí)效處理的原始沉積態(tài)試樣。由圖 3(a)可以看出，經(jīng)固溶時(shí)效處理以后，鈦合金的抗拉強(qiáng)度在整體上相對(duì)原始沉積態(tài)的鈦合金均有所提高，說(shuō)明固溶時(shí)效處理可有效提高3D打印TC4鈦合金的強(qiáng)度。隨著固溶溫度的升高，抗拉強(qiáng)度先升后降，在固溶溫度為 920 ℃時(shí)達(dá)到最大值，為 1100 MPa，該值能夠與鑄鍛態(tài)TC4鈦合金的強(qiáng)度相媲美;當(dāng)固溶溫度超過(guò) 920 ℃以后，抗拉強(qiáng)度不但沒(méi)有增加反而急劇下降。結(jié)合顯微組織不 難發(fā)現(xiàn)，沉積態(tài)組織為網(wǎng)籃組織;經(jīng)固溶時(shí)效處理后，組織中開(kāi)始出現(xiàn)α相集束，同時(shí)快冷中產(chǎn)生針狀次生α 相，抗拉強(qiáng)度有所提高，而固溶溫度為 920 ℃ 時(shí)，魏氏組織基本消失，且組織內(nèi)部存在大量的位錯(cuò)塞積，使得抗拉強(qiáng)度大幅提高;但隨著固溶溫度繼續(xù)升高，大量α 相溶解，強(qiáng)化相減少，抗拉強(qiáng)度又明顯下降。

由圖 3(b)可以看出，原始沉積態(tài)的3D打印TC4鈦合金的伸長(zhǎng)率可達(dá) 13% ，經(jīng)固溶時(shí)效處理后，鈦合金的伸長(zhǎng)率整體明顯降低，說(shuō)明固溶時(shí)效處理后 3D打印鈦合金的塑性相較于原始沉積態(tài)變差了。尤其是當(dāng)固溶溫度大于 960 ℃時(shí)，伸長(zhǎng)率顯著減小，固溶溫度為 1020 ℃時(shí)甚至低于 6% ，此時(shí)材料的塑性變形能力很差，其工程意義變得不大。值得注意的是，當(dāng)固溶溫度從 890 ℃ 升高到 960 ℃ 時(shí)，伸長(zhǎng)率的變化趨勢(shì)也有一個(gè)小的回升，鈦合金的塑性變形能力有一定改善。

結(jié)合固溶溫度對(duì)3D打印TC4鈦合金強(qiáng)度和塑性兩者的影響規(guī)律可以得出，固溶溫度的升高可以提高鈦合金的強(qiáng)度，同時(shí)卻降低了其塑性�？傮w來(lái)看，當(dāng)固溶溫度為 920 ℃ 時(shí)，固溶時(shí)效處理后的3D打印TC4鈦合金可以獲得較好的綜合力學(xué)性能。

2.3斷口分析

對(duì)3D打印TC4鈦合金試樣拉伸斷口進(jìn)行宏微觀形貌觀察有利于了解固溶時(shí)效處理前后試樣的斷裂行為，與此同時(shí)，斷口形貌也可以從側(cè)面反映材料的力學(xué)性能。

2.3.1宏觀形態(tài)特征

圖 4 所示為3D打印TC4鈦合金經(jīng)不同溫度固溶 +490 ℃時(shí)效處理的拉伸斷口宏觀形貌。由圖 4(a ～ d)可以看出，宏觀斷口均呈暗灰色、纖維狀，且表面不平整，即邊緣區(qū)域較高、內(nèi)部較低。該形貌特征基本符合韌性斷裂的宏觀形態(tài)特征。韌性斷裂的宏觀斷口分為3 個(gè)區(qū)域:中心纖維區(qū)、裂紋擴(kuò)展放射區(qū)以及邊緣剪切唇區(qū)。在同一種材料中，這 3 個(gè)區(qū)域的大小和比例可以反映試樣力學(xué)性能的差異。放射區(qū)是裂紋快速擴(kuò)展的部分，其比例越小，說(shuō)明材料的塑性越好。換言之，材料的塑性越好，則纖維區(qū)和剪切唇區(qū)占的比例越大，放射區(qū)的占比越小甚至可能消失。

按此理論，圖 4(a)和(d)的塑性好于其他 3 個(gè)，而圖 4(c)的塑性稍好于圖 4(b)，圖 4(e)的塑性最差。原因在于:在圖 4(a)和(d)中可以發(fā)現(xiàn)其斷口呈現(xiàn)為纖維狀，并且不平整，具有邊緣較高，中心區(qū)域較低的特征，而且在中心區(qū)域可以看到明顯的同心圓狀紋理，而且在圖 4(a)中更是可以直觀地看到剪切唇和明顯的頸縮，這些都是典型的韌性斷裂的特征，說(shuō)明原始沉積態(tài) 3D打印TC4鈦合金的塑性最好;而圖 4(e)中幾乎觀察不到剪切唇區(qū)和纖維區(qū)所組成的同心圓形貌，斷口較為平整，其宏觀形態(tài)基本呈現(xiàn)不出典型的韌性斷裂特征。

2.3.2微觀形態(tài)特征

進(jìn)一步觀察拉伸斷口的微觀形態(tài)特征，可以確定鈦合金經(jīng)不同固溶時(shí)效處理后的斷裂機(jī)制，針對(duì)中心部位的纖維區(qū)和邊緣部位的剪切唇區(qū)分別進(jìn)行了詳細(xì)觀察，分別如圖 5 和圖 6 所示。

圖 5 顯示了不同固溶溫度下拉伸斷口纖維區(qū)的微觀形態(tài)，均可觀察到清晰的韌窩，這是韌性斷裂的典型微觀特征。說(shuō)明無(wú)論塑性好壞，本組試樣的斷裂機(jī)制均是韌性斷裂，驗(yàn)證了斷口宏觀形態(tài)分析對(duì)斷裂機(jī)理的判斷。位于斷口中心的纖維區(qū)是試樣發(fā)生斷裂的起始處，在拉伸載荷的作用下，此區(qū)域發(fā)生塑性變形并逐漸產(chǎn)生顯微空洞，經(jīng)長(zhǎng)大聚集并相互連接并形成裂紋，最終造成鈦合金的斷裂失效。相比之下，在原始沉積態(tài)的鈦合金斷口纖維區(qū)可觀察到大而深的韌窩，如圖 5(a) 所示，說(shuō)明未經(jīng)熱處理時(shí)鈦合金的塑性變形能力較強(qiáng)。經(jīng)過(guò) 890 ℃ 熱處理后，斷口纖維區(qū)的韌窩變得較淺，而當(dāng)固溶溫度從 890 ℃升高到 960 ℃時(shí)，韌窩又逐漸變大變深，如圖 5(b ～ d)所示，說(shuō)明其塑性變形能力又有一個(gè)提升，這與試樣力學(xué)性能分析中塑性的變化趨勢(shì)一致。而當(dāng)固溶溫度為 1020 ℃時(shí)，其微觀形態(tài)雖然是小而淺且不均勻的韌窩，如圖 5(e)所示，但這也只是說(shuō)明其塑性變差了，而其斷裂機(jī)制仍可以確定為韌性斷裂。

當(dāng)材料中出現(xiàn)裂紋并快速擴(kuò)展以后，斷口邊緣的剪切唇區(qū)便是斷裂的最后階段，通常表現(xiàn)為撕裂過(guò)程。從圖 4 中的宏觀照片來(lái)看，該區(qū)域較為平齊，不像中心纖維區(qū)凹凸不平，其具體的微觀形貌如圖 6 所示。在圖 6(a ～ d)中，可以看到明顯的韌窩，雖然其大小明顯小于中心纖維區(qū)的韌窩，但該區(qū)域仍可判斷為韌性斷裂。而在圖 6(e)中沒(méi)有觀察到明顯的韌窩，說(shuō)明該試樣已不具備韌性斷裂的特征，這與圖 3(b)中塑性變化的趨勢(shì)是一致的。由于斷口邊緣剪切唇區(qū)的面積較小，因此該區(qū)域?qū)︹伜辖鹚苄缘挠绊懸�小于斷口中心的纖維區(qū)。

3、結(jié)論

1) 與原始沉積態(tài)3D打印TC4鈦合金相比，經(jīng)固溶時(shí)效處理后強(qiáng)度得到顯著提高;且隨著固溶溫度的升高，強(qiáng)度值先增后降，在 920 ℃ × 1 h 固溶 + 490 ℃ ×2 h 時(shí)效條件下達(dá)到最大值，為 1100 MPa，同時(shí)具有一定的塑性。

2) 未經(jīng)熱處理與經(jīng) 890 ～ 960 ℃ 固溶 + 490 ℃ 時(shí)效處理的TC4鈦合金，其斷口的宏觀形態(tài)顯示出明顯的纖維區(qū)和剪切唇區(qū);其微觀形態(tài)則由韌窩組成，為典型的韌性斷裂特征。

3) 通過(guò)顯微組織觀察可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過(guò)固溶 + 時(shí)效處理可消除3D打印TC4鈦合金中的魏氏組織，使其強(qiáng)度提高;但隨著固溶溫度的升高，初生α相減少、針狀次生α相增加，材料的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率又會(huì)下降。

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