引言

TC4鈦合金是一種具有高強(qiáng)綜合性能的α+β型鈦合金，其具有密度小、綜合力學(xué)性能優(yōu)異、耐腐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、建筑、化工等領(lǐng)域[1-3]。然而，鈦合金構(gòu)件的傳統(tǒng)鍛造方法存在制造周期長、材料利用率低、可成形造型有限、成本高、結(jié)構(gòu)冗余等缺點(diǎn)，亟需提出一種新的成形工藝方法解決上述問題。與傳統(tǒng)鈦合金構(gòu)件鍛造方法相比，新興的激光增材技術(shù)——激光立體成形技術(shù)（lasersolidforming，LSF）具有周期短、效率高、可實(shí)現(xiàn)復(fù)雜零件成形等優(yōu)點(diǎn)[4]，將傳統(tǒng)鈦合金構(gòu)件的鍛造方法與激光增材制造技術(shù)相結(jié)合，能彌補(bǔ)傳統(tǒng)鍛造鈦合金構(gòu)件方法的缺點(diǎn)，在制造鈦合金構(gòu)件上具有良好的應(yīng)用前景。

基于鍛造和增材制造的復(fù)合成形技術(shù)的原理是根據(jù)構(gòu)件的結(jié)構(gòu)特征，分為鍛造制造區(qū)域和增材制造區(qū)域，對(duì)于簡單的造型區(qū)域采用鍛造制造，對(duì)于復(fù)雜造型如薄壁、腔體等造型采用增材制造，兼?zhèn)鋫鹘y(tǒng)鍛造和增材制造的優(yōu)點(diǎn)，同時(shí)在鈦合金構(gòu)件修復(fù)或再制造上使用增材制造技術(shù)[5]，也是本復(fù)合成形方法的重要應(yīng)用。

影響鍛造和增材制造的復(fù)合成形TC4鈦合金件性能的關(guān)鍵在于基體與增材的結(jié)合區(qū)域。熱處理對(duì)結(jié)合區(qū)的微觀形貌和性能都有很重要的影響，通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚳梢詢?yōu)化TC4復(fù)合制造件結(jié)合區(qū)的組織和性能，從而使整體復(fù)合制造件的組織和性能達(dá)到國家標(biāo)準(zhǔn)。關(guān)于鈦合金的熱處理研究，國內(nèi)外學(xué)者做了大量相關(guān)工作。Tian[6]研究了不同固溶溫度和冷卻速度對(duì)激光沉積鈦合金的影響，較高的冷卻速度能形成細(xì)薄的轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織從而提高鈦合金件的強(qiáng)度。Ren[7]研究了固溶熱處理對(duì)增材區(qū)組織的影響，轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織增多，且轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織里的次生α相比增材區(qū)的初生α相要小得多。Zhang[8]研究表明隨著固溶溫度的提高，初生條狀α相的寬度增加，同時(shí)體積分?jǐn)?shù)下降，導(dǎo)致TC4鈦合金強(qiáng)度下降，延伸率提高。目前，對(duì)增材制造的TC4鈦合金構(gòu)件熱處理的研究較為豐富，但多集中于研究熱處理對(duì)增材制造構(gòu)件微觀組織和性能影響。然而，對(duì)于增材和鍛造復(fù)合成形的TC4鈦合金件固溶處理研究相對(duì)較少。由于增材和鍛造復(fù)合成形的結(jié)構(gòu)件性能受結(jié)合區(qū)組織和性能影響，因此有必要研究固溶處理對(duì)復(fù)合成形件結(jié)合區(qū)的影響。

TC4鈦合金通過鍛/增復(fù)合成形制備時(shí)，對(duì)于?增材區(qū)域，固溶處理可以有效改善力學(xué)性能；但是，對(duì)于結(jié)合區(qū)域，需要考慮不同固溶處理工藝對(duì)各種力學(xué)性能的綜合影響，進(jìn)而獲得最合適的固溶處理方案。本文研究固溶處理對(duì)復(fù)合成形TC4鈦合金件結(jié)合區(qū)組織和性能的影響，并對(duì)不同固溶處理后結(jié)合區(qū)組織的形成機(jī)制進(jìn)行了分析，為提高和優(yōu)化復(fù)合成形TC4鈦合金件的熱處理工藝提供了參考。

1、材料及實(shí)驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)所采用的增材基體為鍛態(tài)TC4鈦合金，基體尺寸為20mm×30mm×100mm的長方體，鍛造工藝如下：950℃自由錘鍛，變形量為20％-40％，空冷，其微觀組織見圖1。

實(shí)驗(yàn)所采用的激光增材部分（AdditiveManufacturingarea,AMarea）的鈦合金粉末由旋轉(zhuǎn)電極霧化法制造，顆粒度為75-150μm（見圖2），成分見表1，使用前在真空爐中進(jìn)行烘干。

試驗(yàn)增材部分采用的是鉑力特C1000同軸送粉增材設(shè)備制備的LSF成形件。試驗(yàn)前對(duì)基體表面進(jìn)行處理，用砂紙打磨基體表面去掉氧化層，然后用丙酮清洗后吹干。激光增材部分采用表2的激光工藝參數(shù)，在基體上堆積5mm×30mm×80mm的單道薄壁，掃描方式為往復(fù)掃描。樣件實(shí)物圖以及拉伸試樣選取如圖3所示，拉伸試樣選取位置見圖3(a)，拉伸件尺寸見圖3(b)。采用不同的工藝對(duì)復(fù)合成形的TC4鈦合金的工件進(jìn)行固溶處理，其溫度分別為800℃、880℃、960℃和1040℃，保溫時(shí)間均為1h，冷卻方式分別為爐冷和空冷。

2、結(jié)果與討論

2.1固溶處理下的微觀組織演變

2.1.1微觀組織演變

圖4(a)是1000倍SEM電鏡下未經(jīng)任何熱處理的復(fù)合成形件結(jié)合處微觀組織圖，上部分為增材區(qū)域，下部分為鍛造基體。結(jié)合處上部分的增材區(qū)域?yàn)榈湫偷木W(wǎng)籃組織[9-10]，激光熱源使粉末融化熔池溫度到達(dá)2000℃以上，形成粗大的β晶粒組織，隨著熱源遠(yuǎn)去，從β晶內(nèi)析出的棒狀α相和針狀α'相[11-12]，互相交錯(cuò)分布且截?cái)嘈纬伞?/p>

圖4(b)為增材區(qū)域的放大，通過圖4(b)可知，短棒狀α相的寬度在0.5μm左右。在結(jié)合區(qū)下方，基體受激光增材前面幾層產(chǎn)生的熱量影響，初生α相回復(fù)成逐漸溶解的中間狀態(tài)，尺寸大小為10μm~30μm之間，稱為“陰影α相”[13-14]。圖5、圖6分別為空冷和爐冷條件下不同固溶溫度下的電鏡微觀組織形貌，圖中黃色點(diǎn)畫線為增材區(qū)域和基體區(qū)域的分界。空冷條件下，初始α相長大，β相轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)板條狀[6]。空冷冷卻速度較快，形成的α相沒有互相融合的過程，冷卻過程中互相截?cái)啵瑢?dǎo)致相比于爐冷的片層狀α相更細(xì)更短，見圖5(a)、5(b)、5(c)。而在爐冷條件下，較低的冷卻速度導(dǎo)致原先細(xì)小的片層狀α相生長合并從而粗化[15]，見圖6(a)、6(b)、6(c)。在1040℃固溶溫度下，爐冷和空冷的基體區(qū)域的微觀組織和增材區(qū)區(qū)域的微觀組織已經(jīng)沒有明顯的界限，都是較大片的片層狀α相，這是因?yàn)?040℃已經(jīng)超過Tβ，原先結(jié)合區(qū)附近的細(xì)小短棒狀α相和基體雙態(tài)組織都重新經(jīng)歷了α相向β相轉(zhuǎn)變?cè)僦匦吕鋮s形成片層狀的α相的過程，見圖5(d)和圖6(d)。在1040℃固溶處理?xiàng)l件下，相比空冷，爐冷的次生α相更粗大，見圖8(e)和圖8(i)。

由圖5(c)和圖6(c)可知，爐冷條件下的冷卻速度較慢，存在一定的保溫效果，在爐冷的過程中原子擴(kuò)散進(jìn)行的更充分，有利于次生α相的形核、生長和融合，形成的片層狀α相更粗[16]。隨著固溶溫度升高，最后形成的α相片層變得粗大[14,17,18]，這是因?yàn)樵诠倘芡嘶疬^程中，晶界差異較小的α相可能受熱發(fā)生融合，導(dǎo)致新生成的α相長大。

圖7為不同固溶溫度條件下結(jié)合處附近的XRD圖譜。在空冷條件下，見圖7(a)，未做任何熱處理的樣件結(jié)合處β相占比非常小，800℃固溶處理后樣件相比于未熱處理的樣件其β相比例略有升高，在960℃和1040℃固溶1小時(shí)空冷以后，基本上不存在β相，1040℃固溶熱處理后樣件晶面取向?yàn)?101?0)的α/α'相占比較高。在爐冷條件下，見圖7(b)，800℃/880℃固溶溫度下β相比例隨著固溶溫度升高而升高，960℃固溶溫度下β相的比例下降，1040℃固溶溫度下β相的比例上升且晶面取向?yàn)?211)的β相較多。

2.1.2EBSD分析

分別取未做熱處理、固溶溫度為800℃/880℃/960℃/1040℃空冷、固溶溫度為800℃/880℃/960℃/1040℃爐冷條件下的樣件結(jié)合區(qū)域做EBSD分析，得到圖8。圖8(a)為未做任何處理的樣件結(jié)合處附近，上方為增材區(qū)，為網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)，組織為針狀α相，下方為鍛造基體，為雙態(tài)組織。圖8(b)、8(c)、8(d)、8(e)為空冷條件下固溶溫度為800℃、880℃、960℃和1040℃結(jié)合處附近的EBSD圖，隨著溫度的升高，結(jié)合處下方的鍛造基體的雙態(tài)組織逐漸溶解消失形成新的片層狀α相，球狀等軸α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀料啵医Y(jié)合處附近的針狀α相逐漸變粗變長，形成類似于增材區(qū)網(wǎng)籃組織的棒狀α相，而原先增材區(qū)的細(xì)小的棒狀α相，變長變粗，見圖8(e)。圖8(f)、8(g)、8(h)、8(i)為爐冷條件下固溶溫度為800℃、880℃、960℃和1040℃結(jié)合處附近的EBSD圖，爐冷和空冷不同，冷卻速度較慢，隨著溫度升高增材區(qū)域的棒狀α相變長變粗(見圖8(h)和圖8(i))，結(jié)合區(qū)域的針狀α相也逐漸長大變粗[19,20]。爐冷和空冷條件下，隨著固溶溫度的升高，增材區(qū)域的α相都粗化；結(jié)合處的α相都逐漸消失，轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪嗬鋮s后再次轉(zhuǎn)變?yōu)棣料啵ù紊料啵藭r(shí)增材區(qū)域和鍛造區(qū)域已經(jīng)形成一體；固溶處理過程中，當(dāng)溫度超過Tβ，鍛造基體的等軸α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵鋮s過程中隨著溫度降低β相轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊料唷?/p>

空冷和爐冷不同之處在于溫度下降的速度不一樣，爐冷溫度下降的速度較慢，新形成的次生α相在冷卻過程中逐漸長大。

2.2固溶處理對(duì)力學(xué)性能的影響

2.2.1單向拉伸

在空冷和爐冷條件下，不同固溶溫度與強(qiáng)度之間的關(guān)系見圖9。無論是空冷條件還是爐冷條件下，800℃的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均最大，空冷抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為924MPa和847MPa，爐冷條件下抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為966MPa和881MPa。隨著固溶溫度升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都呈現(xiàn)一定程度的降低，這是因?yàn)橥ㄟ^固溶處理后，細(xì)小的α相轉(zhuǎn)變?yōu)檩^粗的次生α相，導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的下降。固溶溫度為1040℃時(shí)，空冷的平均強(qiáng)度為768MPa，爐冷的平均強(qiáng)度為676MPa，空冷的強(qiáng)度比爐冷強(qiáng)度高，這是因?yàn)榭绽涞玫浇M織為網(wǎng)籃組織，爐冷得到的組織為大量片狀α相和少量β相，爐冷得到α相的寬度比空冷的α相大[14]，所以1040℃固溶處理后空冷得到的復(fù)合成形件強(qiáng)度要高于爐冷的強(qiáng)度。延伸率和固溶溫度之間的關(guān)系見圖10，固溶處理后試樣的塑性下降[21]，空冷條件下800℃溫度優(yōu)良，整體趨勢也是隨著溫度的增高而下降。

這是因?yàn)闇囟仍礁撸ЯＴ酱螅冃螀f(xié)調(diào)性越差，塑性越低。未作任何熱處理的復(fù)合成形件其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為940MPa和840MPa，經(jīng)過800℃爐冷固溶熱處理后其抗拉強(qiáng)度和和屈服強(qiáng)度分別提高了26MPa和41MPa。

圖11為未做任何熱處理的復(fù)合成形件拉伸樣件的斷口，斷口在增材區(qū)和鍛造基體區(qū)均有出現(xiàn)，圖11(a)為斷裂位置在增材區(qū)域的斷口，圖11(b)為斷裂在鍛造區(qū)域的斷口。增材區(qū)域的組織為針狀α相，在拉伸過程中容易造成應(yīng)力集中，加速裂紋的產(chǎn)生，進(jìn)而過早斷裂。靠近增材區(qū)域的基體，由于往復(fù)增材的熱量導(dǎo)致靠近結(jié)合區(qū)的組織不均勻，容易斷裂。斷裂在鍛造基體的斷口形貌，韌窩更淺更大，表現(xiàn)出來的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度比斷裂在增材區(qū)域的拉伸件要低。空冷條件下，800℃和880℃拉伸試樣斷口位于增材區(qū)域斷裂，960℃和1080℃拉伸試樣斷口位于結(jié)合區(qū)附近斷裂。爐冷條件下，800℃和880℃拉伸試樣斷口位于增材區(qū)域斷裂，960℃拉伸試樣斷口位置為結(jié)合區(qū)附近偏增材區(qū)斷裂，1080℃拉伸試樣斷口位于結(jié)合區(qū)附近偏鍛造基底區(qū)。在800℃和880℃固溶條件下，增材區(qū)組織長大，韌性下降，拉伸時(shí)容易出現(xiàn)斷口。在固溶溫度接近或超過Tβ溫度時(shí)，結(jié)合區(qū)和增材區(qū)組織基本一致，拉伸時(shí)斷口容易出現(xiàn)在結(jié)合區(qū)附近。圖12和圖13分別是空冷和爐冷條件下，不同固溶溫度熱處理后拉伸試樣的斷口，圖12(a)、12(b)和圖13(a)、13（b）都是韌性斷裂，有較多的韌窩，隨著熱處理固溶溫度的升高，斷面的韌窩逐漸減少變淺，圖12(c)、12(d)和圖13(c)、13(d)均為混合斷裂[22]，既有解理臺(tái)階，也有韌窩，這些斷裂類型與他們所表現(xiàn)出來的拉伸性能相符合，即隨著固溶熱處理溫度升高，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度下降，到1040℃固溶溫度時(shí)主要為脆性斷裂[23]。

2.2.2微觀硬度

圖14為不同固溶溫度熱處理后樣件結(jié)合區(qū)域附近的硬度，橫坐標(biāo)為到結(jié)合處的位移，負(fù)值表示往鍛造基體方向，正值表示往增材制造區(qū)域方向。針狀α'相和短棒狀的α相組織能增加結(jié)合區(qū)的硬度[24]，但是同時(shí)降低了結(jié)合區(qū)的延展性。

空冷條件下的結(jié)合區(qū)附近大部分區(qū)域硬度范圍在300HV~315HV之間。爐冷條件下，冷卻速度較慢，固溶溫度在相變溫度以下的微觀組織里的α相尺寸較小，硬度較高，微觀組織成分比較穩(wěn)定，800℃固溶熱處理?xiàng)l件下α相尺寸最小，所以硬度最高。1040℃固溶熱處理?xiàng)l件下硬度最低，這是因?yàn)樗麄兊奈⒂^組織形成的α相的寬度要粗大且長。

3、結(jié)論

對(duì)增材和鍛造結(jié)合的復(fù)合成形TC4鈦合金件進(jìn)行不同條件的固溶熱處理，并將性能和微觀組織進(jìn)行對(duì)比研究，結(jié)果表明：

(1)固溶處理溫度會(huì)影響結(jié)合區(qū)微觀組織形貌，隨著固溶溫度升高，復(fù)合成形的TC4鈦合金件結(jié)合處的組織由細(xì)小短棒狀α相逐漸長大變粗。在Tβ溫度以下，增材和鍛造區(qū)域的微觀分區(qū)仍比較明顯，但隨著固溶溫度升高，微觀組織逐漸趨于一致。固溶溫度超過Tβ以后，原本明顯的基體和增材區(qū)分界已經(jīng)變?yōu)橐惑w的轉(zhuǎn)變?chǔ)孪嘟M織（次生α相和少量保留β相）。

(2)隨著固溶溫度升高，無論冷卻方式是空冷還是爐冷，復(fù)合成形的TC4鈦合金件屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨著溫度升高而下降。當(dāng)固溶溫度超過Tβ溫度以后，拉伸試樣主要為脆性斷裂。

(3)固溶溫度800℃、保溫1小時(shí)爐冷條件下的鍛增復(fù)合成形TC4鈦合金件抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度優(yōu)良，硬度優(yōu)良，但延伸率一般。空冷條件樣品的片層α相寬度要小于爐冷條件的樣品。同時(shí)爐冷條件下，固溶溫度越高，硬度越低，且結(jié)合處周圍的硬度要高于遠(yuǎn)離結(jié)合處的硬度。

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作者簡介:王亞輝，男，1990 年生，碩士研究生。研究方向?yàn)樵霾闹圃臁㈠懺斐尚巍-mail:wangyahui@hust.edu.cn。黃亮（通信作者），男，1981 年生，教授、博士研究生導(dǎo)師。研究方向?yàn)楦邚?qiáng)韌金屬材料及其特殊能場（電、磁、超聲等）作用下大型高性能金屬構(gòu)件熱成形理論和技術(shù)。E-mail:huangliang@hust.edu.cn。

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