熱處理工藝對Ti-6Al-4V等離子弧熔絲增材鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響

禹東，喬柳平，鄒楠，夏令，王玉華，杜勇剛

上海飛機(jī)制造有限公司航空制造技術(shù)研究所 上海 201324

1 序言

鈦合金由于其高比強(qiáng)度、優(yōu)良的耐蝕性和耐熱性等優(yōu)點(diǎn)[1]，在航空航天領(lǐng)域受到了極大的關(guān)注。其中，Ti-6Al-4V（TC4）鈦合金作為最常用的航空制件材料，在飛機(jī)機(jī)身、發(fā)動機(jī)、座艙窗戶框架、起落架及緊固件等結(jié)構(gòu)中獲得了廣泛的使用[2，3]。本次試驗(yàn)主要采用增材制造技術(shù)制造鈦合金零件，能夠有效地規(guī)避傳統(tǒng)方法制造鈦合金零件機(jī)加工能力差、材料利用率低和制造周期長的缺點(diǎn)[4]。但是，由于增材制造技術(shù)具有急冷、急熱特性，熔池快速形成后又快速冷卻凝固成形，存在很大的溫度梯度，使零件內(nèi)部產(chǎn)生較大的內(nèi)應(yīng)力，為了消除內(nèi)應(yīng)力并提高材料的綜合力學(xué)性能，通常對鈦合金增材制造樣件進(jìn)行熱處理[5，6]。王斌等[7]研究了3種不同退火工藝對電弧增材制造TC4鈦合金試樣的影響，獲取了不同退火溫度下試樣顯微組織演變和拉伸性能變化規(guī)律。陳清勇等[8]對電弧復(fù)合成形工藝進(jìn)行系統(tǒng)研究，研究了不同焊接工藝、軋制工藝以及熱處理工藝下TC4鈦合金電弧增材件的微觀組織及力學(xué)性能，得到軋制＋退火工藝下零件的性能最優(yōu)。VAZQUEZ 等[9]研究了710℃下保溫4h、850℃下保溫5h和920℃下保溫5h共3種熱處理工藝對TC4鈦合金電弧增材件組織及性能的影響，得到在920℃溫度下對試樣進(jìn)行熱處理為改善整體性能最合適的熱處理方式，試件伸長率可提升約70%，屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度的降低保持在8%以下。

根據(jù)以上國內(nèi)外研究現(xiàn)狀，現(xiàn)階段關(guān)于鈦合金增材件熱處理工藝的研究主要集中于電弧增材制造技術(shù)工藝，對等離子弧增材工藝的相關(guān)研究報(bào)道較少。因此，本文針對鈦合金等離子弧熔絲增材零件開展了熱處理工藝研究，研究了5種不同的熱處理工藝參數(shù)對鈦合金顯微組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律，以獲取適用于等離子弧熔絲增材TC4鈦合金的熱處理工藝參數(shù)。

2 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)采用等離子弧熔絲增材設(shè)備制造鈦合金零件，工藝參數(shù)見表1，成形尺寸為220mm×14mm×126m m，成形試樣如圖1所示。所用絲材為直徑1.2mm的TC4實(shí)芯金屬絲材，所用基板材料為30mm厚的TC4板材（熱處理狀態(tài)為退火態(tài)），其中焊絲和基板化學(xué)成分見表2。試驗(yàn)中所用的保護(hù)氣體為99.999 %高純氬氣。

圖1 增材成形試樣

表1 等離子弧熔絲增材工藝參數(shù)

表2 TC4鈦合金焊絲、基板化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

熱處理工藝均在真空爐內(nèi)進(jìn)行，熱處理工藝參數(shù)見表3。熱處理完成后對成形件進(jìn)行機(jī)加工、檢測，研究熱處理工藝參數(shù)對鈦合金顯微組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律。在X方向及Z方向上截取力學(xué)性能檢測試樣，并在中部截取金相試樣，取樣位置如圖2所示。

圖2 檢測試樣取樣及拉伸試樣示意

表3 熱處理工藝參數(shù)

3 結(jié)果與討論

3.1 單道多層沉積態(tài)鈦合金顯微組織

等離子弧熔絲增材鈦合金沉積態(tài)的微觀組織如圖3所示。由圖3可知，沉積態(tài)的微觀組織主要由細(xì)長針狀α相交織排布的網(wǎng)籃組織、集束式α板條結(jié)構(gòu)和板條間β相組成。由圖3a可看出，試樣表面有明顯的明暗區(qū)分且具有層帶結(jié)構(gòu)特征，層帶的厚度約為200μm。其中白亮組織主要為細(xì)網(wǎng)籃組織，黑色區(qū)域的內(nèi)部組織主要由細(xì)長針狀α相＋魏氏組織＋粗網(wǎng)籃組織構(gòu)成，細(xì)長針狀集束式的α相之間分布著短棒狀α相，不同生長方向的初生α相互相接觸后，其中一方停止生長，造成生長速度快的α相呈長針狀，而生長速度緩慢的α相呈短棒狀。

圖3 單道多層鈦合金沉積態(tài)微觀組織

由圖3c可發(fā)現(xiàn)，β晶界上生長著平直排列的集束式α相，并整體呈片層狀向晶內(nèi)生長，主要是由于在凝固偏析的作用下造成β晶界處比β晶內(nèi)含有更多的α穩(wěn)定元素，所以在冷卻過程中α相在晶界處優(yōu)先形核析出，然后在晶界處以α相集束形式向晶內(nèi)生長。

3.2 不同熱處理對TC4鈦合金顯微組織的影響

等離子弧熔絲增材制造TC4鈦合金經(jīng)不同熱處理的顯微組織如圖4～圖8所示。如圖4a、圖5a、圖6a所示，3種不同的退火制度下，鈦合金的微觀組織仍主要為網(wǎng)籃組織。黑色區(qū)域?yàn)棣料啵孪鄤t存在于α相之間。α相呈細(xì)長針狀和短棒狀，整體呈網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)或板條狀，并且α相多以平行束出現(xiàn)，各組平行束之間互呈一定的角度，在平行束之間也能發(fā)現(xiàn)大量的短棒狀或圓形α相，表明在退火過程中，不同方向的α相同樣會發(fā)生長大并相互截?cái)嗟默F(xiàn)象。

圖4 經(jīng)熱處理制度一處理的鈦合金顯微組織

圖5 經(jīng)熱處理制度二處理的鈦合金顯微組織

圖6 經(jīng)熱處理制度三處理的鈦合金顯微組織

結(jié)合上文對于沉積態(tài)的顯微組織，經(jīng)過退火處理后，塊狀組織明顯減少，魏氏組織含量也明顯降低。隨著退火溫度的升高，α相逐漸長大，相鄰不同方向α相互相接觸，α相會對阻礙其生長的α相進(jìn)行沖擊并截?cái)啵稍瓉淼募?xì)長針狀變成短棒狀，寬度由1μm增大至4～5μm，長寬比也明顯降低，組織中的圓形α相也逐漸變多。其中，734℃/2h和800℃/2h兩組退火制度下鈦合金組織差異變化不大，整體上都呈網(wǎng)籃狀組織，僅發(fā)生了α相生長及相互截?cái)啵蚩赡苁沁@兩種退火溫度均未達(dá)到TC4鈦合金的相變溫度（β轉(zhuǎn)變溫度）。

當(dāng)退火溫度上升到920℃時，接近TC4鈦合金β轉(zhuǎn)變溫度，β轉(zhuǎn)變組織呈現(xiàn)增多的趨勢，β相比例升高，在隨后的冷卻過程中，會在基體上析出針狀的次生α′相，α相在生長過程中會進(jìn)一步被相鄰α′相沖擊截?cái)啵瑢?dǎo)致部分α相以短集束的形式存在。同時初生α相也會明顯長大粗化，有等軸化的趨向，并有貫穿其他組織的現(xiàn)象。

固溶時效處理后的鈦合金組織形貌與沉積態(tài)、退火態(tài)有明顯的差異。其中圖7為固溶：920℃，保溫1.5h、水淬；時效：500℃/2h，爐冷后的鈦合金顯微組織，圖8為去應(yīng)力退火：800℃，保溫2h，爐冷；固溶：920℃，保溫1.5h、水淬；時效：500℃，保溫2h，爐冷后的鈦合金顯微組織。由圖7、圖8可發(fā)現(xiàn)，晶粒內(nèi)部組織主要由魏氏組織和細(xì)長的α＋β集束組成，集束尺寸大小不一，差異較大且相互交錯在一起（見圖7c、圖8c），集束的長寬比減少；同時還在圖中觀察到少量粗化的初生α相，形狀主要表現(xiàn)為層片狀（見圖8c）和蟹爪狀（見圖7d、圖8d）。蟹爪狀組織的形成據(jù)相關(guān)學(xué)者的研究表明：固溶溫度為920℃，還未達(dá)到β轉(zhuǎn)變溫度，因此，初生α相將不會完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵栽嚇觾?nèi)部主要為α＋β混合組織，含有豐富的Al元素，在隨后水淬急冷，發(fā)生馬氏體相變，使得次生α′相以針狀形式在Al元素濃度高的的區(qū)域形核并外延生長形成獨(dú)特的蟹爪狀結(jié)構(gòu)。

圖7 經(jīng)熱處理制度四處理的鈦合金顯微組織

圖8 經(jīng)熱處理制度五處理的鈦合金顯微組織

相比沉積態(tài)、退火態(tài)，固溶時效后沉積層中粗大的α板條組織被溶解，微觀上組織致密均勻，晶粒內(nèi)部還出現(xiàn)了許多圓形結(jié)構(gòu)。這些分散分布的圓形也是α＋β相混合組織，原因主要為初生α相保留的亞穩(wěn)態(tài)α′相和β′相經(jīng)過時效后空冷處理發(fā)生分解，生成彌散分布的α＋β相，鈦合金的性能得到提升。若鈦合金僅進(jìn)行固溶時效和退火后固溶時效，則顯微組織差異不大，只是退火后固溶時效的α相相比僅進(jìn)行固溶時效的寬度和長寬比較大。

3.3 不同熱處理對TC4鈦合金力學(xué)性能的影響

表4和圖9給出了沉積態(tài)和經(jīng)過5種不同熱處理工藝后X、Z方向的室溫拉伸性能數(shù)據(jù)。在試樣編號A～C退火溫度逐漸升溫的過程中，鈦合金抗拉強(qiáng)度較為穩(wěn)定，均在800～850MPa內(nèi)變化，無論X和Z方向，總體上均呈現(xiàn)下降的趨勢，且X方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度優(yōu)于Z方向的性能數(shù)據(jù)。其中試樣經(jīng)732℃退火后抗拉強(qiáng)度最高為849.3MPa；X方向的屈服強(qiáng)度隨著退火溫度升高逐漸降低，而Z方向屈服強(qiáng)度雖略有提升，但數(shù)值變化不大；伸長率隨著退火溫度的提升，呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢。與沉積態(tài)相比，除了退火溫度為732℃和800℃抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度有少許提升，900℃退火處理后強(qiáng)度降低；退火處理后X方向的試樣塑性得到提升，Z方向的塑性呈現(xiàn)差異化，僅900℃退火處理Z方向伸長率遠(yuǎn)高于沉積態(tài)，為16.3%。

圖9 不同熱處理工藝后力學(xué)性能統(tǒng)計(jì)

表4 不同熱處理工藝后鈦合金拉伸性能

在732～920℃退火處理過程中，鈦合金試樣的平均抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度總體上呈下降趨勢，與組織的演變有著密切關(guān)系，隨著退火溫度升高，α相組織逐漸粗化，晶界隨晶粒尺寸的增大而減少，阻礙滑移的作用減弱，變形更加容易，因此試樣的強(qiáng)度隨溫度升高呈現(xiàn)下降趨勢。從退火800℃的鈦合金微觀組織來看，片層α相的寬度明顯低于其他兩種退火工藝，使得滑移距離變短，不利于塑性變形，因而伸長率低于其他兩種。

與沉積態(tài)和退火態(tài)相比，固溶時效后兩個方向上鈦合金的強(qiáng)度明顯提高，最高達(dá)110MPa，在塑性方面，固溶時效后Z方向的伸長率變大，X方向的伸長率降低。這是因?yàn)楣倘軙r效后β相發(fā)生轉(zhuǎn)變，經(jīng)過時效后冷卻，生成彌散的α＋β相，甚至析出次生強(qiáng)化相，使相界面增多，并且集束尺寸的寬度減小，位錯可供滑移的有效距離減小，界面阻礙位錯的作用增強(qiáng)，造成位錯塞積，進(jìn)而產(chǎn)生裂紋，塑性下降。而位錯塞積的程度越大，材料的強(qiáng)度越高，同時彌散的相分布也會使強(qiáng)度提升。直接固溶時效強(qiáng)度略高于去應(yīng)力退火后固溶時效，塑性相差不大。由于去應(yīng)力退火溫度接近相變溫度，因此晶粒尺寸逐漸變大，并且β相轉(zhuǎn)變程度越嚴(yán)重，次生α′相依附初生α相生長導(dǎo)致集束尺寸變大，強(qiáng)度降低。

而無論是退火處理、直接固溶時效還是去應(yīng)力退火后固溶時效，X方向的強(qiáng)度均高于Z方向，但是塑性卻相反，主要?dú)w因于增材制造成形的逐層累積的特點(diǎn)，晶粒通常垂直于基體向上生長，因此X方向上的晶界多于Z方向，對試樣拉伸變形的阻礙作用越強(qiáng)，越容易產(chǎn)生斷裂，導(dǎo)致伸長率降低。

4 結(jié)束語

本文主要研究了退火處理、固溶時效和去應(yīng)力后固溶時效共5種不同熱處理工藝參數(shù)對TC4鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。

通過研究得出以下結(jié)論。

1）經(jīng)過5種不同的熱處理工藝后，X方向的強(qiáng)度優(yōu)于Z方向，但是Z方向的塑性強(qiáng)于X方向。

2）退火處理不會明顯改變鈦合金的微觀組織，僅發(fā)生了晶粒尺寸長大現(xiàn)象，并且隨著退火溫度的提高，材料的強(qiáng)度逐漸下降，塑性呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢。

3）固溶時效處理后晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯變化。基體結(jié)構(gòu)主要由魏氏組織和細(xì)長的α＋β集束組成，初生α相明顯減少，并且α相的長寬比明顯低于沉積態(tài)和退火態(tài)。材料的強(qiáng)度得到明顯的提升，其中僅進(jìn)行固溶時效鈦合金各向異性低于去應(yīng)力退火后固溶時效，強(qiáng)度和塑性相當(dāng)。因此TC4鈦合金的熱處理參數(shù)建議選擇：固溶，（ 920±14）℃，保溫1.5h，水淬；時效，（500±14）℃，保溫2h，爐冷。