鈦及其鈦合金具有密度低、比強度高、耐腐蝕性能好以及可焊性好等優點，廣泛用于航空航天、汽車船舶、醫藥化工等領域。目前，鈦合金的主要加工方法為鑄造和機械加工。然而鑄造容易造成孔隙和成分偏析，導致制造的零件力學性能較差[3]。而且由于鈦合金高熔點、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雜結構零件的加工非常困難。選區激光熔化(selected laser melting, SLM)是一種基于"離散-重構"的方式進行增材制造的新型制造技術。與傳統的制造方法相比(如鑄造、鍛造、機械加工)，SLM有許多優勢，例如材料利用率高，整體生產周期短，靈活性高等，尤其是適用于生產結構高度復雜的零件[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，通過優化工藝參數可以打印出接近全致密的Ti6Al4V構件[7-8]。
然而由于SLM增材制造過程熔化和冷卻速度快，因此打印的試件主要是由亞穩α'馬氏體組成，嵌入在亞穩相中的高密度晶格缺陷導致構建鈦合金具有高強度和低延展性，故需要對其進行熱處理改善微觀結構和性能[9]。郭連平等[10]研究了計算法和連續升溫金相法兩種方法測定激光3D打印TA15鈦合金相變點。南京理工大學的肖振楠等[11]對SLM成形TC4鈦合金進行了三種熱處理制度的研究，分別為退火態、固溶態和固溶時效，發現退火處理后試樣強塑性匹配良好。研究表明針對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轉變溫度(β?)的溫度下重復熱循環，以消除針狀馬氏體并生成球狀α晶粒，以提高室溫強度和韌性。
SLM制造方法加工溫度場演變與傳統加工方法有很大不同，因此有可能通過熱處理工序進一步改善SLM成形合金材料的組織性能[13-16]。中強度鈦合金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型鈦合金的眾多優點。本工作采用SLM制備了TA15樣品，并分別對比了未熱處理態，800、950℃和1050℃下退火微觀結構和性能，分析了熱處理對選區激光熔化TA15合金組織性能影響。
1、實驗材料與方法
1.1 材料
本研究采用了中國兵器科學研究院寧波分院提供的氣霧法粉末，牌號為TA15，其成分如表1所示。粉末形狀為規則球形，形貌如圖1所示，粒徑的范圍為13~53 μm。
表1 TA15合金粉末化學成分(質量分數/%)
| Al | Mo | Zr | V | C | O | Ti |
| 6.8 | 1.35 | 2.05 | 1.86 | ≤0.01 | ≤0.01 | Bal. |
1.2 SLM增材制造工藝及熱處理制度
采用為型號為SLM-260選區激光熔化設備，基板所用材料為鈦合金，打印之前以及打印過程中首先對基板進行預熱，預熱溫度為80~100℃之間，使用優化后的工藝參數打印出尺寸為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67°。采用阿基米德法測量了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，保溫時間30 min，冷卻方式為空冷(AC)。熱處理試樣分別標記為800℃+AC，950℃+AC和1050℃+AC。使用電阻爐在大氣環境條件下完成退火實驗。實驗冷卻后，利用機加工的方式去除試樣表面的氧化層。
1.3 顯微組織表征
將沉積態試樣以及經過不同溫度熱處理的試樣進行顯微組織表征。采用線切割沿試樣縱截面進行切割并鑲樣。然后分別用400，600，800，1000，1200，1500，2000的水砂紙進行打磨，用SO?拋光液在拋光機上進行拋光，拋光后采用體積比HF∶HNO?∶H?O=3∶7∶90的化學試劑進行化學腐蝕(其中氫氟酸質量分數≥40%、硝酸質量分數為65%~68%，硫酸質量分數為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)進行物相分析鑒定。為了提高準確率，EBSD樣品的拋光溫度為20℃，電壓為27 V，拋光液由體積分數為8%高氯酸和92%乙醇溶液組成。
1.4 力學性能表征
采用XHVT-1000Z智能化顯微硬度計測量沉積態和不同退火工藝薄板縱截面的顯微硬度，負載為4.9 N，持續時間為10 s，每個試樣的硬度至少測量5次。在Instron拉伸機進行拉伸試驗，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。為了保證實驗結果的準確性，每組實驗采用3個試樣，結果求平均值。
2、結果與討論
2.1 熱處理對SLM TA15組織的影響
2.1.1 物相
未熱處理態和不同溫度熱處理后TA15試樣的XRD圖譜如圖4所示，試樣均出現密排六方(HCP)相的衍射峰。未熱處理態試樣沒有明顯的β相的峰，800℃+AC和950℃+AC試樣出現了明顯的β相峰，而1050℃+AC試樣的β相峰強度明顯降低。這是因為TA15合金在SLM冷卻過程中，冷卻速度大于410 K/s，β相來不及通過擴散形成穩定的α相，只能通過切變形成亞穩態的過飽和固溶體馬氏體α'相。800℃和950℃熱處理后，亞穩態的馬氏體α'相逐漸分解為穩定的α相+β相。而試樣在加熱至1050℃后，原始馬氏體α'相全部轉變為β相，在后續的空冷過程中β相逐漸轉變為α相和少量的殘余β相。
(a)XRD圖譜；(b)圖(a)局部放大圖
另外，與未熱處理態和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。因為Ti，Zr，Mo和V的原子半徑分別是1.45，1.60，1.40 nm和1.35 nm，原子擴散會引起固溶畸變，導致衍射角度發生變化。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進入密排六方晶格內，形成穩定的α相，平面間的間距與未熱處理態接近。
2.1.2 顯微組織
未熱處理態和不同溫度熱處理下的顯微組織如圖5所示。未熱處理態SLM TA15組織為大量相互交錯的細小針狀α'馬氏體，這是在SLM冷卻過程中β相通過切變形成的。退火熱處理是元素擴散、亞穩態馬氏體相逐漸分解和α相長大的過程。
如圖5(b)，(d)，(f)所示，當試樣為熱處理態以及退火溫度為800，950℃時，原始β晶粒不會發生變化，均為粗大的柱狀晶。當退火溫度為800℃時，部分針狀馬氏體開始逐漸分解為細條狀α+β相，這些條狀結構和針狀馬氏體交錯在一起，呈現出與未熱處理態組織相似的網籃結構，說明800℃退火后具有很強的組織遺傳特性。另外，在未熱處理態組織中觀察到了氣孔缺陷。當退火溫度進一步升高至950℃時，已經不能看到針片狀馬氏體結構，針片狀馬氏體基本完全轉變為α+β組織，依舊為交織的網籃結構。如圖5(g)，(h)所示，當溫度升高到1050℃，原始β柱狀晶形貌發生變化，展現類似等軸晶的特征，其溫度高于TA15的β轉變溫度(982℃[17])，TA15樣品的組織結構為粗大的魏氏組織，呈現出大的塊狀α相和相互平行的α集束。
為了進一步分析不同狀態下SLM TA15試樣的組織結構，進行了EBSD觀察。不同狀態試樣的極圖如圖6所示。未熱處理態試樣極圖的織構比較弱，最大的強度為6.36。沿[11?20]方向出現微弱的織構，與Y0平行。800℃和950℃熱處理后，組織織構沒有發生明顯變化，最大強度分別為6.85和6.66，織構比較分散。這說明在β轉變溫度下的退火處理并不會明顯改變試樣的取向和織構。1050℃熱處理后，沿[0001]方向出現明顯織構，與Z0軸夾角約為23.0°，最大強度為9.18。1050℃熱處理后α相的取向與其他試樣相比出現明顯差異。
不同狀態TA15試樣反極圖和取向差角度如圖7所示。β相轉變為α相時，遵循伯格斯取向關系((0001)α//(110)β，(11?20)α//(111)β)。根據β相晶格結構的對稱性，同一個β可以轉變為12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]。通過觀察不同試樣取向差可以發現，實際取向差角度集中在55°~65°，這與理論值相符合，也是造成組織沒有明顯織構的一個原因。
不同狀態試樣中α相的寬度和長寬比如圖8所示。未熱處理態、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℃熱處理過程中，合金元素逐漸擴散，馬氏體α'相分解為穩態的α相+β相，α相尺寸無明顯變化。950℃熱處理過程是α相逐漸長大的過程，α相寬度增加19.3%。1050℃熱處理后，相比未熱處理態α相寬度增加46.2%，長寬比下降32.3%。
2.2 熱處理對SLM TA15力學性能的影響
2.2.1 顯微硬度
未熱處理態、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。未熱處理態試樣中含有大量的過飽和固溶體，晶格的畸變造成高的顯微硬度。隨著熱處理溫度的升高，合金元素發生擴展，過飽和的馬氏體逐漸分解為穩態的α相，固溶強化效應降低，導致顯微硬度下降。950℃+AC試樣中α相尺寸明顯增加，晶界數量的減少也使顯微硬度值下降。
圖10是不同狀態試樣中幾何必要位錯密度(GND)的分布圖。未熱處理態、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，隨著熱處理溫度的升高和殘余應力的釋放，α相內的位錯密度逐漸降低，這會使顯微硬度值進一步降低。1050℃+AC試樣顯微組織發生的明顯的變化，在片狀α相間生成了塊狀的α相。Mo，V元素重新固溶進入α晶格內，導致顯微硬度增加。
2.2.2 拉伸性能
圖11顯示了室溫下TA15未熱處理態試樣和不同溫度熱處理的拉伸力學性能。未熱處理態、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC試樣的抗拉強度分別是1239，1123，1057 MPa和994 MPa，樣品的抗拉強度和屈服強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TA15試樣的微觀結構為α'馬氏體，其中的V元素和Mo元素起到了固溶強化的作用，并且有很大的位錯密度，故其強度最高。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相的晶體結構為BCC，其滑移系多于α/α'的HCP結構，位錯更容易運動，故隨退火溫度升高強度會降低。樣的伸長率隨熱處理溫度的升高先升高后降低，950℃時伸長率最大。這是由于α'馬氏體組織發生了α'→α+β相轉變析出塑性較好的β，同時退火消除了試樣的殘余應力，使得試樣的伸長率得到提高。而隨著熱處理溫度的升高，微觀組織發生明顯的粗化，從而抵消了β相對伸長率的影響，故伸長率降低。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性能。
TA15沉積態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)為未熱處理態試樣的斷口形貌，可以看到出現了韌窩和解離臺階，呈現混合斷裂特征。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試樣的韌窩深度進一步降低，如圖12(c)所示，呈現韌性斷裂特征。當熱處理溫度增大到1050℃時，可以觀察到大量的解離面(圖12(d))，呈現脆性斷裂特征。
3、結論
(1)未熱處理態SLM TA15合金顯微組織是相互交叉的細小馬氏體α'相，寬度為1.71 μm，呈現網籃組織特征；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α相的取向和織構；1050℃熱處理后，沿[0001]方向出現最大強度為9.18的織構。
(3)未熱處理態、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、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。固溶強化、晶界強化和位錯強化效應的降低導致硬度下降；Mo和V元素重新固溶進入α相，導致顯微硬度升高。
(5)隨著退火溫度的升高，TA15試樣強度逐漸下降，伸長率先上升后下降。未熱處理態拉伸試樣呈現混合斷裂特征；800℃+AC和950℃+AC呈現塑性斷裂特征；1050℃+AC為脆性斷裂。
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（注，原文標題：_熱處理對激光選區熔化TA15組織性能的影響）
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