1 引言

Ti6Al4V(TC4,6%、4%为对应组分的质量分数)钛合金因其密度小、强度高、耐蚀性好等特点而被广泛应用于各个领域 ^{[ 1 - 4 ]} 。激光选区熔化 (SLM)技术利用高能量激光熔化固体粉末,通过逐层铺粉、逐层固化叠加的方式,直接成形三维零件 ^{[ 5 ]} 。然而,与传统锻铸件相比,TC4钛合金在激光熔化快速凝固过程中会形成分布均匀的针状马氏体 ^{[ 6 - 8 ]} ,致密度和强度高但塑性差 ^{[ 9 ]} 。同时,SLM成形过程中极易积聚热应力,引起工件的变形和开裂。合适的热处理工艺可以释放快熔急凝过程中的残余应力,控制α→β相变,调整相的形状、尺寸和含量,优化组织和力学性能 ^{[ 10 ]} 。德国Concept Laser公司对SLM成形TC4钛合金进行830 ℃/2 h/炉冷(FC)处理后,试样抗拉强度为1100~1300 MPa,断后延伸率仅为5%~10%。德国EOS公司对SLM成形TC4钛合金进行800 ℃/2 h/空冷(AC)处理后,试样拉伸强度为1040 MPa,断后延伸率约为14%。 Vrancken等 ^{[ 11 ]} 研究了热处理工艺对SLM成形TC4钛合金零件力学性能和微观组织的影响,进行850 ℃/2 h/FC热处理后,可使试样的延伸率从(7.36±1.32)%提高到(12.84±1.36)%。梁晓康等 ^{[ 12 ]} 通过(750±20) ℃/90 min/AC退火处理,使试样的抗拉强度达到1110~1130 MPa,屈服强度为1080~1100 MPa,断后延伸率为11.0%~13.0%。为了进一步提高SLM成形TC4钛合金的塑性,实现强度/塑性的较佳匹配,本文研究了退火、两相区固溶、固溶时效三种热处理方案对SLM成形TC4钛合金组织和性能的影响规律,并通过实验与仿真相结合的方法,从残余应力角度分析了不同热处理工艺对SLM成形TC4钛合金性能的影响。

2 实验材料及方法

2.1 实验材料及试件成形设计

以无锡飞尔康公司生产的平均粒径为45 μm的TC4钛合金粉末作为SLM成形材料,其化学成分见 表1 。采用德国Concept Laser公司的M2激光成形机,以体积分数为99.99%的氩气为保护气体,扫描方式为蛇形扫描,成形参数见 表2 。拉伸件的具体尺寸参数如 图1 所示。 图2 为拉伸试样的实物图片。根据文献[ 13-14 ]可知,沿垂直于圆柱长轴方向成形拉伸件时,内部晶粒晶界与拉伸方向近似垂直,阻碍了拉伸过程中的塑性变形,故拉伸件强度较高而塑性较低;沿圆柱长轴方向成形拉伸件时,内部晶粒生长方向与拉伸方向近似平行,多层间晶界对变形的阻碍作用较弱,故拉伸件强度降低,塑性较高。考虑到 TC4 钛合金成形件的塑性是较为重要的力学性能参数,选择沿圆柱长轴方向成形拉伸件。

图 1. SLM成形TC4钛合金圆柱状拉伸件

Fig. 1. Cylindrical drawing part of TC4 titanium alloy formed by SLM

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图 2. SLM成形TC4钛合金拉伸件实物图

Fig. 2. Physical picture of drawing part of TC4 titanium alloy formed by SLM

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2.2 热处理工艺方案设计

对SLM成形TC4钛合金进行退火、固溶、固溶时效三种热处理实验,具体热处理参数见 表3 ,其中WQ表示水淬。退火处理可以消除试件在加工过程中产生的残余应力,稳定其组织结构,提高其塑性。为了避免形成魏氏体组织,使合金性能恶化,退火温度宜介于再结晶温度(750 ℃)和β相变温度(995 ℃ ^{[ 6 ]} )之间,本文取退火温度为840 ℃。固溶处理通过高温保温过程使合金中各相溶解,强化固溶体,提高试样韧性,消除其应力,为了防止β晶粒快速长大,固溶温度一般比β相变温度低40~100 ℃,本文固溶温度设为940 ℃。固溶时效处理可释放固溶处理产生的晶格畸变能,促进不稳定相的分解,弱化过饱和固溶体的饱和度,改变试样综合性能。为了避开W相脆化区同时保证强度,时效温度设为540 ℃。

2.3 力学性能和微观组织测试

用砂纸对热处理后的拉伸试样进行打磨,使其表面光亮 ^{[ 15 ]} 。利用万能拉伸试验机(UTM/CMT5000型,深圳三思纵横科技股份有限公司,深圳),以0.6 mm·min ^-1 的加载速率对试样进行拉伸性能测试。通过线切割方法,切取热处理后试样的纵剖面作为金相试样。利用体积配比为 V_HF ∶ V_HNO3 ∶ V_H2O =1∶2∶7的凯勒试剂腐蚀金相试样 ^{[ 16 ]} 。借助金相显微镜(4XCE型,上海长方光学仪器有限公司,中国)和场发射环境扫描电子显微镜(SEM,Quant250FEG,FEI公司,美国)分别观察试样的微观组织和断口形貌。通过X射线应力测定仪(X-350A型,爱斯特应力技术有限公司,中国)测试TC4钛合金试样的残余应力,选择{213}晶面方向,衍射角2 θ 设定为152°~159°。采用定量金相分析法测定β相体积分数和α相晶粒厚度。

3 实验结果与分析

3.1 热处理工艺对SLM成形TC4钛合金微观组织的影响

图 3. 未热处理试样的微观组织。(a) OM照片(亮色部分为α'相,暗色部分为β相);(b) SEM照片

Fig. 3. Microstructure of untreated sample. (a) OM photo (light part is α' phase and dark part is β phase); (b) SEM photo

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TC4钛合金属于α+β型合金,其性能与组织结构密切相关 ^{[ 17 - 18 ]} 。密排六方结构的α相和体心立方结构的β相构成了TC4钛合金的基本相,两相的比例、形状和尺寸直接决定着TC4的力学性能 ^{[ 19 ]} 。TC4钛合金的初始微观组织形貌主要取决于成形工艺过程中的冷却速率,冷却速率越高,组织越细化。由于激光选区熔化技术的冷却速率高达10 ⁸ K· s-120 ,因此其成形试样的微观组织细密。 图3 所示为SLM成形TC4钛合金的微观组织,其中OM表示光学显微镜。可以看到,整体组织是由分布均匀的针状α'马氏体构成,α'相晶粒宽度为(1.08±0.07) μm,β相含量很少,经测定其体积分数约为1.5%,基本上不存在晶界。

图4 所示为试样经过840 ℃/2 h/AC热处理后获得的微观组织,可以看到,其由α+β混合组织构成,β相体积分数为21%,较未热处理时有显著提高。同时与未经热处理的显微组织相比,α相发生了粗化,晶粒宽度为(1.50±0.04) μm。粗化后的α相发生积聚,形成内部具有相同取向的α集束。

图 4. 840 ℃/2 h/AC退火处理后TC4钛合金的显微组织。(a) OM照片(亮色部分为α相,暗色部分为β相);(b) SEM照片

Fig. 4. Microstructure of TC4 titanium alloy after 840 ℃/2 h/AC annealing treatment. (a) OM photo (light part is α phase and dark part is β phase); (b) SEM photo

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经940 ℃/1 h/WQ两相区固溶处理后,TC4钛合金形成了交错编织排列的网篮组织,如 图5 所示。由 图5 可知,与成形态和退火态相比,试样微观组织中β相的含量增多,体积分数为41%;α相含量减少,且发生粗化,晶粒宽度变为(3.60±0.10) μm,长宽比例下降。组织中部分长直的α相发生了弯曲,如 图5 (a)中箭头处所示。

图 5. 940 ℃/1 h/WQ固溶处理后TC4钛合金的显微组织。(a) OM照片(亮色部分为α相,暗色部分为β相);(b) SEM照片

Fig. 5. Microstructure of TC4 titanium alloy after 940 ℃/1 h/WQ solution hardening. (a) OM photo(light part is α phase and dark part is β phase); (b) SEM photo

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图6 所示为TC4钛合金经940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC固溶时效处理后的微观组织。整体组织由均匀弥散的(α+β)相构成,条状α相发生粗化,晶粒宽度为(4.18±0.13) μm,与TC4钛合金成形态、退火态及固溶态相比,其晶粒宽度最大。断续α相勾勒的原始β晶界更加清晰,同时部分晶界内形成交错分布的短条状α相,如 图6 (b)中箭头处所示。

图 6. 940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC固溶时效处理后TC4钛合金的显微组织。 (a) OM照片(亮色部分为α相,暗色部分为β相);(b) SEM照片

Fig. 6. Microstructure of TC4 titanium alloy after 940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC solution and aging treatment. (a) OM photo (light part is α phase and dark part is β phase); (b) SEM photo

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TC4钛合金成形态针状马氏体在加热时会发生分解。在840 ℃/2 h/AC退火温度下,亚稳α'组织通过形核和长大过程分解,形成(α+β)稳定组织。在该分解过程中,β相在马氏体边界和内部亚组织处产生不均匀形核,α'相逐渐转变为该加热温度下与β相处于平衡状态的α相。组织中β相的体积分数增大,保温过程使得组织内部晶粒不断长大,晶粒尺寸相较于成形态有小幅度提高。940 ℃/1 h/WQ固溶在两相区保温的过程是冷却的逆过程,其加热温度接近β相变温度,β相成为合金的基体,β相中合金元素溶解度随温度的升高而增加,更多的α相稳定元素固溶到β基体中,促进了晶内α→β相变,α相的体积分数减小;同时,由于固溶温度低于β相变温度,α相未完全转变为β相,部分α晶粒保留下来同时发生粗化。在随后的水冷过程中,长条状α相在β相基体上析出,形成过饱和β固溶体;同时,由于冷却速率快,温度梯度大,α相和残余β相得以保留。在940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/ 4 h/AC固溶时效的时效阶段,可释放固溶处理后产生的晶格畸变能,通过过渡相在体心立方点阵的β相基体中生核,促进不稳定残余β相分解形成均匀弥散的(α+β)相,减小过饱和β固溶体的饱和度。较低的时效温度及较长的保温时间为α相的长大提供了条件,因此晶界内α相发生粗化。

图7 所示为不同热处理工艺下TC4钛合金的X射线衍射(XRD)图谱。由 图7 可知,在4种工艺下,代表β相的衍射峰峰值强度较小,且随着加热温度的升高,峰值强度不断增大。说明SLM成形TC4钛合金微观组织中β相的体积分数较小,且β相体积分数随着加热温度的升高而增大,与SEM微观分析结果一致。代表α相的衍射峰强度,按照成形态、退火态、固溶态、固溶时效态的顺序依次增加,说明试样经过三种热处理后,α相发生粗化,且940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/ 4 h/AC固溶时效处理后,其晶粒尺寸最大。

图 7. 不同热处理工艺下SLM成形TC4钛合金试样XRD图谱

Fig. 7. XRD patterns of TC4 titanium alloy samples produced by SLM after different heat treatment processes

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以上结果表明,SLM成形TC4钛合金经热处理后,其α相晶粒按照退火、固溶、固溶时效的顺序依次粗化,晶界愈加清晰;同时随着加热温度的升高,β相的体积分数不断增大。

3.2 热处理工艺对SLM成形TC4钛合金力学性能的影响

对热处理后的TC4钛合金试样进行力学性能测试,测试结果见 表4 。

由参考文献[ 21 ]可知,普通热轧退火TC4钛合金的抗拉强度为996.43 MPa,屈服强度为945.86 MPa,延伸率为18.80%,断面收缩率为30.00%。由 表4 可知,与普通热轧退火TC4钛合金相比,SLM成形TC4钛合金具有强度高、塑性低的特点。而SLM成形TC4钛合金试样经过840 ℃/2 h/AC退火处理后,针状α'马氏体转变为粗化的(α+β)相,对塑性的损伤作用减弱;同时, Al和O等强化元素富集在α相中 ^{[ 22 ]} ,β转变相的强度会低于α相的强度,因此最终试件的强度降低而塑性显著提高。试件经940 ℃/1 h/WQ两相固溶处理后,α相粗化,β相的体积分数大幅度增大,部分长直的α相发生了弯曲,破坏了β相构成的连续晶界,进行拉伸时,对滑移阻碍作用减弱,滑移较容易在晶界处发生位错积塞,因此试样强度明显下降,塑性提高;与未经热处理的SLM成形TC4钛合金试件相比,试件经940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC固溶时效处理后,强度降低,塑性增大;与固溶态相比,固溶时效态β相晶界清晰,但晶界两侧晶粒取向不同,在进行拉伸时,会阻碍滑移在晶粒间的延续,强度/塑性匹配性能提高。对于SLM成形TC4钛合金件,840 ℃/2 h/AC退火是比较合适的热处理工艺,会提升其综合力学性能,获得较佳的强度/塑性匹配。

图8 所示为SLM成形TC4钛合金在4种处理方案下的断口形貌。未经热处理的试样,其断口既有河流状的解理特征花样,又存在韧窝特征,断裂机制为韧脆性混合断裂。对于退火态、固溶态和固溶时效态试样,其断裂机制均为韧性断裂;在拉伸过程中,滑移作用使材料内部分离形成的显微空洞不断聚集合并形成等轴韧窝,塑性较好。

图 8. 不同热处理工艺下试样的断口形貌。(a)未热处理;(b) 840 ℃/2 h/AC; (c) 940 ℃/1 h/WQ;(d) 940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC

Fig. 8. Fracture morphologies of samples after different heat treatment processes. (a) Untreated; (b) 840 ℃/2 h/AC; (c) 940 ℃/1 h/WQ; (d) 940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC

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3.3 热处理工艺对SLM成形TC4钛合金残余应力的影响

在试样上下两端的夹持部位、中间拉伸部分及圆弧过渡处各取一点,对SLM成形TC4钛合金成形态及热处理试样的残余应力进行测定, 图9 所示为测量点示意图。借助Simufact Additive有限元软件对热处理前后试样的残余应力进行仿真,获得残余应力云图,如 图10 所示。实测结果及仿真数据见 表5 ,可以发现,残余应力实际测量值与仿真结果之间的误差约为10%,残余应力变化趋势基本一致,即最高残余应力位于成形方向上端的圆弧过渡处;经过退火热处理、固溶或固溶时效处理后,试样各处残余应力均大幅度减小。TC4钛合金SLM成形过程是一个急剧升温和快速凝固的过程,材料在短时间内剧烈地热膨胀和冷却收缩,产生了较大的温度梯度,造成加工试样内积聚了不均匀的热应力;同时,由于材料相变,受热材料与周围已凝固材料之间形成了结构上的不匹配 ^{[ 23 - 24 ]} ,产生了相变应力,热应力和相变应力的存在导致试样产生较大的残余应力。退火、固溶或固溶时效这三种热处理方式,均通过加热升温过程提高了TC4钛合金原子活动能力,实现了原子的重新排列组合,促使亚稳定非平衡组织逐步转变为稳定平衡组织,消除了晶粒中位错的聚集,从而减小了试样的残余应力。因此,热处理会减小SLM成形TC4钛合金试样的残余应力,减少零件在工程应用中的变形开裂缺陷。

图 9. TC4钛合金试样残余应力测量点示意图

Fig. 9. Schematic of residual stress measurement points on TC4 titanium alloy sample

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图 10. 不同热处理工艺下TC4钛合金试样应力仿真。(a)未热处理;(b) 840 ℃/2 h/AC; (c) 940 ℃/1 h/WQ;(d) 940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC

Fig. 10. Stress simulation of TC4 titanium alloy samples after different heat treatment processes. (a) Untreated; (b) 840 ℃/2 h/AC; (c) 940 ℃/1 h/WQ; (d) 940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC

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4 结论

研究了SLM成形TC4钛合金的三种热处理工艺,分析了三种热处理方法下试样组织和力学性能的差异,得到如下结论。

1) SLM成形TC4钛合金为细针状马氏体组织,强度高,塑性低。经过840 ℃/2 h/AC退火处理后,SLM成形TC4钛合金的显微组织由(α+β)相构成,试样的抗拉强度大于950 MPa,断后延伸率高于18%,获得了较佳的强度/塑性匹配。

2) 通过940 ℃/1 h/WQ两相区固溶处理,SLM成形TC4钛合金形成了交错的(α+β)网篮组织,随着加热温度的升高,β相的含量增大,晶粒粗化,试样强度明显下降,塑性提高。

3) SLM成形TC4钛合金经过940 ℃/1 h/WQ+540 ℃/4 h/AC固溶时效处理后,生成均匀弥散的(α+β)相,α相粗化,强度降低,塑性小幅提高。

4) SLM成形TC4钛合金经过热处理后,残余应力大幅减小,试样变形开裂倾向降低。

今后需要进一步研究热处理加热温度、保温时间、冷却速度等工艺参数对SLM成形TC4钛合金微观组织和宏观力学性能的影响规律,以建立便于工程应用的热处理制度及与零件性能匹配的数据库。