鈦及其鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能好以及可焊性好等優(yōu)點(diǎn)，廣泛用于航空航天、汽車船舶、醫(yī)藥化工等領(lǐng)域。目前，鈦合金的主要加工方法為鑄造和機(jī)械加工。然而鑄造容易造成孔隙和成分偏析，導(dǎo)致制造的零件力學(xué)性能較差[3]。而且由于鈦合金高熔點(diǎn)、高活性、高的變形抗力以及切削性能差[4]，使得鈦合金的加工尤其是復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件的加工非常困難。選區(qū)激光熔化(selected laser melting, SLM)是一種基于"離散-重構(gòu)"的方式進(jìn)行增材制造的新型制造技術(shù)。與傳統(tǒng)的制造方法相比(如鑄造、鍛造、機(jī)械加工)，SLM有許多優(yōu)勢(shì)，例如材料利用率高，整體生產(chǎn)周期短，靈活性高等，尤其是適用于生產(chǎn)結(jié)構(gòu)高度復(fù)雜的零件[5-6]。鈦合金的SLM增材制造主要集中在α+β型合金，如Ti6Al4V的SLM增材制造，通過(guò)優(yōu)化工藝參數(shù)可以打印出接近全致密的Ti6Al4V構(gòu)件[7-8]。

然而由于SLM增材制造過(guò)程熔化和冷卻速度快，因此打印的試件主要是由亞穩(wěn)α'馬氏體組成，嵌入在亞穩(wěn)相中的高密度晶格缺陷導(dǎo)致構(gòu)建鈦合金具有高強(qiáng)度和低延展性，故需要對(duì)其進(jìn)行熱處理改善微觀結(jié)構(gòu)和性能[9]。郭連平等[10]研究了計(jì)算法和連續(xù)升溫金相法兩種方法測(cè)定激光3D打印TA15鈦合金相變點(diǎn)。南京理工大學(xué)的肖振楠等[11]對(duì)SLM成形TC4鈦合金進(jìn)行了三種熱處理制度的研究，分別為退火態(tài)、固溶態(tài)和固溶時(shí)效，發(fā)現(xiàn)退火處理后試樣強(qiáng)塑性匹配良好。研究表明針對(duì)SLM成形鈦合金，采用熱處理手段尤其是退火，可顯著改善SLM成形鈦合金的微觀組織和性能。Sabban等[12]探索了一種新的熱處理工藝，包括在接近但低于β轉(zhuǎn)變溫度(β?)的溫度下重復(fù)熱循環(huán)，以消除針狀馬氏體并生成球狀α晶粒，以提高室溫強(qiáng)度和韌性。

SLM制造方法加工溫度場(chǎng)演變與傳統(tǒng)加工方法有很大不同，因此有可能通過(guò)熱處理工序進(jìn)一步改善SLM成形合金材料的組織性能[13-16]。中強(qiáng)度鈦合金TA15是一種名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V的近α型鈦合金，其兼具α+β型鈦合金的眾多優(yōu)點(diǎn)。本工作采用SLM制備了TA15樣品，并分別對(duì)比了未熱處理態(tài)，800、950℃和1050℃下退火微觀結(jié)構(gòu)和性能，分析了熱處理對(duì)選區(qū)激光熔化TA15合金組織性能影響。

1、實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 材料

本研究采用了中國(guó)兵器科學(xué)研究院寧波分院提供的氣霧法粉末，牌號(hào)為TA15，其成分如表1所示。粉末形狀為規(guī)則球形，形貌如圖1所示，粒徑的范圍為13~53 μm。

表1 TA15合金粉末化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2 SLM增材制造工藝及熱處理制度

采用為型號(hào)為SLM-260選區(qū)激光熔化設(shè)備，基板所用材料為鈦合金，打印之前以及打印過(guò)程中首先對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱，預(yù)熱溫度為80~100℃之間，使用優(yōu)化后的工藝參數(shù)打印出尺寸為50 mm×1.6 mm×50 mm的薄板。其掃描路徑為直線，層與層之間相互偏轉(zhuǎn)67°。采用阿基米德法測(cè)量了SLM增材件的致密度，致密度為99.8%。

其熱處理制度如圖2所示，退火溫度分別是800，950℃和1050℃，其升溫速度為7℃/min，保溫時(shí)間30 min，冷卻方式為空冷(AC)。熱處理試樣分別標(biāo)記為800℃+AC，950℃+AC和1050℃+AC。使用電阻爐在大氣環(huán)境條件下完成退火實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)冷卻后，利用機(jī)加工的方式去除試樣表面的氧化層。

1.3 顯微組織表征

將沉積態(tài)試樣以及經(jīng)過(guò)不同溫度熱處理的試樣進(jìn)行顯微組織表征。采用線切割沿試樣縱截面進(jìn)行切割并鑲樣。然后分別用400，600，800，1000，1200，1500，2000的水砂紙進(jìn)行打磨，用SO?拋光液在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光，拋光后采用體積比HF∶HNO?∶H?O=3∶7∶90的化學(xué)試劑進(jìn)行化學(xué)腐蝕(其中氫氟酸質(zhì)量分?jǐn)?shù)≥40%、硝酸質(zhì)量分?jǐn)?shù)為65%~68%，硫酸質(zhì)量分?jǐn)?shù)為95%~98%)。利用SU8230掃描電子顯微鏡觀察焊縫的形貌和顯微組織。使用X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析鑒定。為了提高準(zhǔn)確率，EBSD樣品的拋光溫度為20℃，電壓為27 V，拋光液由體積分?jǐn)?shù)為8%高氯酸和92%乙醇溶液組成。

1.4 力學(xué)性能表征

采用XHVT-1000Z智能化顯微硬度計(jì)測(cè)量沉積態(tài)和不同退火工藝薄板縱截面的顯微硬度，負(fù)載為4.9 N，持續(xù)時(shí)間為10 s，每個(gè)試樣的硬度至少測(cè)量5次。在Instron拉伸機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸載荷加載速率為0.6 mm/min，拉伸試樣尺寸和位置如圖3所示。為了保證實(shí)驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性，每組實(shí)驗(yàn)采用3個(gè)試樣，結(jié)果求平均值。

2、結(jié)果與討論

2.1 熱處理對(duì)SLM TA15組織的影響

2.1.1 物相

未熱處理態(tài)和不同溫度熱處理后TA15試樣的XRD圖譜如圖4所示，試樣均出現(xiàn)密排六方(HCP)相的衍射峰。未熱處理態(tài)試樣沒(méi)有明顯的β相的峰，800℃+AC和950℃+AC試樣出現(xiàn)了明顯的β相峰，而1050℃+AC試樣的β相峰強(qiáng)度明顯降低。這是因?yàn)門A15合金在SLM冷卻過(guò)程中，冷卻速度大于410 K/s，β相來(lái)不及通過(guò)擴(kuò)散形成穩(wěn)定的α相，只能通過(guò)切變形成亞穩(wěn)態(tài)的過(guò)飽和固溶體馬氏體α'相。800℃和950℃熱處理后，亞穩(wěn)態(tài)的馬氏體α'相逐漸分解為穩(wěn)定的α相+β相。而試樣在加熱至1050℃后，原始馬氏體α'相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵诤罄m(xù)的空冷過(guò)程中β相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗪蜕倭康臍堄唳孪唷?/p>

(a)XRD圖譜；(b)圖(a)局部放大圖

另外，與未熱處理態(tài)和1050℃+AC試樣相比，800℃+AC和950℃+AC試樣的α相峰值略微向較低的角度偏移。因?yàn)門i，Zr，Mo和V的原子半徑分別是1.45，1.60，1.40 nm和1.35 nm，原子擴(kuò)散會(huì)引起固溶畸變，導(dǎo)致衍射角度發(fā)生變化。800℃和950℃熱處理后，α'相分解為α相，原子半徑更大的Ti和Zr替換了Mo和V，增加了平面間的間距。而1050℃熱處理后，Mo和V進(jìn)入密排六方晶格內(nèi)，形成穩(wěn)定的α相，平面間的間距與未熱處理態(tài)接近。

2.1.2 顯微組織

未熱處理態(tài)和不同溫度熱處理下的顯微組織如圖5所示。未熱處理態(tài)SLM TA15組織為大量相互交錯(cuò)的細(xì)小針狀α'馬氏體，這是在SLM冷卻過(guò)程中β相通過(guò)切變形成的。退火熱處理是元素?cái)U(kuò)散、亞穩(wěn)態(tài)馬氏體相逐漸分解和α相長(zhǎng)大的過(guò)程。

如圖5(b)，(d)，(f)所示，當(dāng)試樣為熱處理態(tài)以及退火溫度為800，950℃時(shí)，原始β晶粒不會(huì)發(fā)生變化，均為粗大的柱狀晶。當(dāng)退火溫度為800℃時(shí)，部分針狀馬氏體開(kāi)始逐漸分解為細(xì)條狀α+β相，這些條狀結(jié)構(gòu)和針狀馬氏體交錯(cuò)在一起，呈現(xiàn)出與未熱處理態(tài)組織相似的網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)，說(shuō)明800℃退火后具有很強(qiáng)的組織遺傳特性。另外，在未熱處理態(tài)組織中觀察到了氣孔缺陷。當(dāng)退火溫度進(jìn)一步升高至950℃時(shí)，已經(jīng)不能看到針片狀馬氏體結(jié)構(gòu)，針片狀馬氏體基本完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?β組織，依舊為交織的網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)。如圖5(g)，(h)所示，當(dāng)溫度升高到1050℃，原始β柱狀晶形貌發(fā)生變化，展現(xiàn)類似等軸晶的特征，其溫度高于TA15的β轉(zhuǎn)變溫度(982℃[17])，TA15樣品的組織結(jié)構(gòu)為粗大的魏氏組織，呈現(xiàn)出大的塊狀α相和相互平行的α集束。

為了進(jìn)一步分析不同狀態(tài)下SLM TA15試樣的組織結(jié)構(gòu)，進(jìn)行了EBSD觀察。不同狀態(tài)試樣的極圖如圖6所示。未熱處理態(tài)試樣極圖的織構(gòu)比較弱，最大的強(qiáng)度為6.36。沿[11?20]方向出現(xiàn)微弱的織構(gòu)，與Y0平行。800℃和950℃熱處理后，組織織構(gòu)沒(méi)有發(fā)生明顯變化，最大強(qiáng)度分別為6.85和6.66，織構(gòu)比較分散。這說(shuō)明在β轉(zhuǎn)變溫度下的退火處理并不會(huì)明顯改變?cè)嚇拥娜∠蚝涂棙?gòu)。1050℃熱處理后，沿[0001]方向出現(xiàn)明顯織構(gòu)，與Z0軸夾角約為23.0°，最大強(qiáng)度為9.18。1050℃熱處理后α相的取向與其他試樣相比出現(xiàn)明顯差異。

不同狀態(tài)TA15試樣反極圖和取向差角度如圖7所示。β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料鄷r(shí)，遵循伯格斯取向關(guān)系((0001)α//(110)β，(11?20)α//(111)β)。根據(jù)β相晶格結(jié)構(gòu)的對(duì)稱性，同一個(gè)β可以轉(zhuǎn)變?yōu)?2種α相變體。理論上，不同α變體間的夾角約72.7%分布在60°~65°之間[18]。通過(guò)觀察不同試樣取向差可以發(fā)現(xiàn)，實(shí)際取向差角度集中在55°~65°，這與理論值相符合，也是造成組織沒(méi)有明顯織構(gòu)的一個(gè)原因。

不同狀態(tài)試樣中α相的寬度和長(zhǎng)寬比如圖8所示。未熱處理態(tài)、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC試樣α相寬度分別為1.71，1.68，2.04 μm和2.50 μm。隨著溫度的升高晶粒趨向于等軸化。800℃熱處理過(guò)程中，合金元素逐漸擴(kuò)散，馬氏體α'相分解為穩(wěn)態(tài)的α相+β相，α相尺寸無(wú)明顯變化。950℃熱處理過(guò)程是α相逐漸長(zhǎng)大的過(guò)程，α相寬度增加19.3%。1050℃熱處理后，相比未熱處理態(tài)α相寬度增加46.2%，長(zhǎng)寬比下降32.3%。

2.2 熱處理對(duì)SLM TA15力學(xué)性能的影響

2.2.1 顯微硬度

未熱處理態(tài)、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC試樣的維氏硬度均值分別是(397.2±10.0)HV，(390.6±8.9)HV，(379.0±6.5)HV和(396.4±4.1)HV，如圖9所示。硬度值隨著熱處理溫度的升高，先下降后升高。未熱處理態(tài)試樣中含有大量的過(guò)飽和固溶體，晶格的畸變?cè)斐筛叩娘@微硬度。隨著熱處理溫度的升高，合金元素發(fā)生擴(kuò)展，過(guò)飽和的馬氏體逐漸分解為穩(wěn)態(tài)的α相，固溶強(qiáng)化效應(yīng)降低，導(dǎo)致顯微硬度下降。950℃+AC試樣中α相尺寸明顯增加，晶界數(shù)量的減少也使顯微硬度值下降。

圖10是不同狀態(tài)試樣中幾何必要位錯(cuò)密度(GND)的分布圖。未熱處理態(tài)、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC試樣的GND均值分別是2.58，2.28，2.11，1.94×101? m?2。馬氏體中存在高密度的位錯(cuò)，隨著熱處理溫度的升高和殘余應(yīng)力的釋放，α相內(nèi)的位錯(cuò)密度逐漸降低，這會(huì)使顯微硬度值進(jìn)一步降低。1050℃+AC試樣顯微組織發(fā)生的明顯的變化，在片狀α相間生成了塊狀的α相。Mo，V元素重新固溶進(jìn)入α晶格內(nèi)，導(dǎo)致顯微硬度增加。

2.2.2 拉伸性能

圖11顯示了室溫下TA15未熱處理態(tài)試樣和不同溫度熱處理的拉伸力學(xué)性能。未熱處理態(tài)、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC試樣的抗拉強(qiáng)度分別是1239，1123，1057 MPa和994 MPa，樣品的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度與熱處理溫度呈反比，由圖4和圖9可以看出，未熱處理態(tài)TA15試樣的微觀結(jié)構(gòu)為α'馬氏體，其中的V元素和Mo元素起到了固溶強(qiáng)化的作用，并且有很大的位錯(cuò)密度，故其強(qiáng)度最高。而隨退火溫度的升高α'馬氏體逐漸分解為軟的α相和β相，其中β相的晶體結(jié)構(gòu)為BCC，其滑移系多于α/α'的HCP結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)更容易運(yùn)動(dòng)，故隨退火溫度升高強(qiáng)度會(huì)降低。樣的伸長(zhǎng)率隨熱處理溫度的升高先升高后降低，950℃時(shí)伸長(zhǎng)率最大。這是由于α'馬氏體組織發(fā)生了α'→α+β相轉(zhuǎn)變析出塑性較好的β，同時(shí)退火消除了試樣的殘余應(yīng)力，使得試樣的伸長(zhǎng)率得到提高。而隨著熱處理溫度的升高，微觀組織發(fā)生明顯的粗化，從而抵消了β相對(duì)伸長(zhǎng)率的影響，故伸長(zhǎng)率降低。TA15試樣在800℃退火，保溫30 min后空冷的熱處理方式可以得到較好的綜合力學(xué)性能。

TA15沉積態(tài)試樣和不同溫度熱處理的拉伸斷口形貌如圖12所示，圖12(a)為未熱處理態(tài)試樣的斷口形貌，可以看到出現(xiàn)了韌窩和解離臺(tái)階，呈現(xiàn)混合斷裂特征。圖12(b)為800℃+AC試樣的斷口形貌，斷口中存在大量小而淺的韌窩。950℃+AC試樣的韌窩深度進(jìn)一步降低，如圖12(c)所示，呈現(xiàn)韌性斷裂特征。當(dāng)熱處理溫度增大到1050℃時(shí)，可以觀察到大量的解離面(圖12(d))，呈現(xiàn)脆性斷裂特征。

3、結(jié)論

(1)未熱處理態(tài)SLM TA15合金顯微組織是相互交叉的細(xì)小馬氏體α'相，寬度為1.71 μm，呈現(xiàn)網(wǎng)籃組織特征；800℃+AC和950℃+AC試樣組織為片狀α+β相，α相寬度分別為1.68 μm和2.04 μm；1050℃+AC試樣的組織為α集束+塊狀α相，以及少量殘余的β相，α相寬度為2.50 μm。

(2)800℃和950℃熱處理未明顯改變?chǔ)料嗟娜∠蚝涂棙?gòu)；1050℃熱處理后，沿[0001]方向出現(xiàn)最大強(qiáng)度為9.18的織構(gòu)。

(3)未熱處理態(tài)、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC試樣的GND分別是2.58×101? m?2，2.28×101? m?2，2.11×101? m?2，1.94×101? m?2。

(4)隨著熱處理溫度的升高，試樣維氏硬度值先下降、后上升。未熱處理態(tài)、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC試樣的維氏硬度均值分別是(397.2±10.0)HV，(390.6±8.9)HV，(379.0±6.5)HV和(396.4±4.1)HV。固溶強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化效應(yīng)的降低導(dǎo)致硬度下降；Mo和V元素重新固溶進(jìn)入α相，導(dǎo)致顯微硬度升高。

(5)隨著退火溫度的升高，TA15試樣強(qiáng)度逐漸下降，伸長(zhǎng)率先上升后下降。未熱處理態(tài)拉伸試樣呈現(xiàn)混合斷裂特征；800℃+AC和950℃+AC呈現(xiàn)塑性斷裂特征；1050℃+AC為脆性斷裂。

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（注，原文標(biāo)題：_熱處理對(duì)激光選區(qū)熔化TA15組織性能的影響）