不同熱處理工藝對(duì)選區(qū)激光熔化 TC4動(dòng)載性能及各向異性的影響*

竇 振，張安峰，王豫躍，黃 勝，吳夢(mèng)杰，王普強(qiáng)

（1.西安交通大學(xué)金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710049；2.西安交通大學(xué)機(jī)械制造系統(tǒng)工程國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710054）

鈦合金具有比重小、比強(qiáng)度高、耐蝕性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、造船、化工、醫(yī)療方面具有廣泛的應(yīng)用[1]。TC4是組織為 （α + β）的兩相合金，是鈦合金中較為常用的一種合金，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇、壓氣機(jī)輪盤、葉片和起落架等重要結(jié)構(gòu)件的首選材料之一[2-3]。但是傳統(tǒng)鈦合金加工工藝周期長(zhǎng)、材料利用率低，導(dǎo)致鈦合金結(jié)構(gòu)件的成本較高，阻礙了鈦合金結(jié)構(gòu)件的發(fā)展與應(yīng)用。選區(qū)激光熔化技術(shù)具有速度快、成本低、集成化高、近凈成形等優(yōu)點(diǎn)，成形的合金結(jié)構(gòu)件在工業(yè)領(lǐng)域有著廣泛應(yīng)用[3]。選區(qū)激光熔化技術(shù)通過(guò)系統(tǒng)自帶的切片軟件對(duì)模型切片，再運(yùn)用高能量激光束逐層熔化合金粉末，最終累加成三維零件，材料利用率很高，且適用于具有復(fù)雜型腔的零部件成形[4]，可以直接制備出力學(xué)性能好、致密度高的零件[5]，解決了傳統(tǒng)制造鈦合金材料利用率低、加工困難的問(wèn)題。隨著破損-安全設(shè)計(jì)概念和損傷容限設(shè)計(jì)準(zhǔn)則的建立，航空部件選材判據(jù)發(fā)生了變化，動(dòng)載性能與疲勞性能越發(fā)重要，對(duì)鈦合金的發(fā)展方向造成一定影響[6-7]。由于SLM技術(shù)具備快熱快冷、高的溫度梯度等特點(diǎn)，SLM TC4沉積態(tài)合金組織存在粗大的β柱狀晶以及大量細(xì)長(zhǎng)針狀馬氏體組織，這與傳統(tǒng)方式制造出來(lái)的TC4在尺寸、組織、分布方面具有明顯差異。柱狀晶組織導(dǎo)致SLM TC4具有明顯的各向異性，細(xì)長(zhǎng)狀的馬氏體又使得塑性較低，對(duì)TC4的斷裂韌性和低周疲勞性能的影響也很大，使得TC4結(jié)構(gòu)件在工程中的適用性較差，試驗(yàn)仿真困難，極大影響了TC4的應(yīng)用發(fā)展。

降低TC4動(dòng)載力學(xué)性能各向異性的研究方法主要有以下3種。（1）在成形過(guò)程中加入合金元素Fe。Chen[8]和石磊[9]等通過(guò)微合金化利用Fe對(duì)TC4合金進(jìn)行改性，最終結(jié)果表明，TC4合金不僅保持了與基準(zhǔn)TC4相似的強(qiáng)度、硬度和延伸率，而且在熱處理?xiàng)l件下表現(xiàn)出與TC4-ELI（超低間隙TC4合金）相當(dāng)甚至優(yōu)于TC4-DT（損傷容限TC4合金）的斷裂韌性；它開(kāi)辟了一條新的降低成本的途徑來(lái)提高斷裂韌性，微量鐵的加入使β相中V和Fe之間的成分重新分布，促進(jìn)晶格畸變，從而提高TC4樣件的楊氏模量和斷裂韌性。（2）通過(guò)對(duì)樣件等溫壓縮來(lái)提高其斷裂韌性。彭小娜等[10]通過(guò)研究發(fā)現(xiàn)，兩相區(qū)較低溫度等溫壓縮變形得到等軸組織，較高溫度得到雙態(tài)組織；相變點(diǎn)以上得到片層組織，斷裂韌性隨著等溫變形溫度的升高而增加，片層組織的斷裂韌性高于等軸組織的斷裂韌性。（3）通過(guò)熱處理來(lái)改善斷裂韌性及其各向異性和低周疲勞性能。Kumar等[11]研究了TC4合金在β相變溫度附近的4種雙重?zé)崽幚砉に嚕瑔为?dú)使用退火熱處理工藝就能提高合金的斷裂韌性和裂紋擴(kuò)展抗力，研究表明，當(dāng)實(shí)際加熱溫度高于相變溫度時(shí)，能夠完全消除原始β柱狀晶微觀結(jié)構(gòu)，但會(huì)導(dǎo)致粗大等軸β晶出現(xiàn)。采用在β相變溫度下的這種兩步熱處理后，TC4成形件斷裂韌性KIC提高了將近1倍。這些性能明顯優(yōu)于相同晶粒度的鍛造TC4合金。

綜上，國(guó)內(nèi)外有學(xué)者對(duì)SLM TC4的動(dòng)載力學(xué)性能進(jìn)行研究，但是通過(guò)在成形過(guò)程中添加元素和機(jī)械變形對(duì)TC4成形件動(dòng)載力學(xué)性能的影響較小，循環(huán)熱處理和固溶時(shí)效能夠很好地改善TC4的微觀組織，從而提高其動(dòng)載力學(xué)性能[12]。本次試驗(yàn)設(shè)計(jì)了4種不同的熱處理工藝，在相轉(zhuǎn)變溫度附近進(jìn)行熱處理，結(jié)合固溶時(shí)效處理，希望在降低TC4殘余應(yīng)力與改善動(dòng)載性能的同時(shí)，降低各向異性。通過(guò)對(duì)不同熱處理SLM TC4成形件進(jìn)行斷裂韌性和低周疲勞的性能測(cè)試與各向異性分析，最終獲得能夠有效提高SLM TC4合金動(dòng)載力學(xué)性能并降低各向異性的熱處理工藝[13-16]。

1 試驗(yàn)及方法

SLM TC4成形件在自主研發(fā)的SLM-500A型激光熔化沉積成形系統(tǒng)上進(jìn)行。試驗(yàn)所用粉末為TC4合金粉末，粒徑范圍是27～63 μm，成分如表1所示，所用基板為TC4軋制板材。試驗(yàn)前先將粉末置于干燥箱中，在120 ℃下干燥24 h，去除TC4粉末中的水分，以提高SLM TC4的成形質(zhì)量和致密度，成形過(guò)程中使用99.9%高純氬氣對(duì)樣件進(jìn)行保護(hù)，防止樣件在成形過(guò)程中被氧化。

表1 TC4粉末化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of TC4 powder (mass fraction) %

表 2 SLM TC4 沉積態(tài)及不同熱處理工藝下斷裂韌性與各向異性Table 2 Fracture toughness and anisotropy of SLM TC4 asdeposited and under different heat treatments

影響SLM TC4成形件力學(xué)性能的成形工藝參數(shù)主要有激光功率、掃描速度、掃描間距和單層提升量。對(duì)以上4個(gè)工藝參數(shù)設(shè)計(jì)四因素四水平的正交試驗(yàn)，通過(guò)阿基米德排水法確定成形件的致密度，當(dāng)激光功率280 W、填充掃描速度1200 mm/s、掃描間距0.14 mm、提升量0.03 mm時(shí)，SLM TC4成形件致密度最高，為99.76%。后續(xù)試驗(yàn)中的SLM TC4樣件的成形皆采用此參數(shù)。外輪廓掃描速度800 mm/s、掃描功率280 W。光斑直徑0.043 mm、工作室氧含量≤1.3×10-3，10 h后氧含量≤3×10-4，填充角度為67°。

圖1（a）所示為斷裂韌性成形件示意圖，圖1（b）和（c）所示為斷裂韌性和低周疲勞成形塊體實(shí)物圖，圖1（d）和（e）為成形塊體積加工后的標(biāo)準(zhǔn)樣件實(shí)物圖。斷裂韌性試樣成形尺寸為45 mm×38 mm×18 mm，共分為5組，每組5個(gè)水平試樣5個(gè)豎直試樣。第1組沉積態(tài)不作任何處理，作為對(duì)照組；另外4組采用熱處理工藝加工，如圖2所示，依次命名為HM1、HM2、HM3、HM4，循環(huán)退火過(guò)程中伴隨著α、β相的多次轉(zhuǎn)變，可以降低α相的長(zhǎng)寬比，從而提高動(dòng)載性能，但長(zhǎng)時(shí)間加熱容易引起晶粒粗化，因此HM2、HM3、HM4進(jìn)行了固溶時(shí)效處理，從而細(xì)化晶粒。低周疲勞試樣尺寸為74 mm×14 mm×14 mm，低周疲勞試樣共成形36個(gè)，兩組各15個(gè)進(jìn)行試驗(yàn)。采用的熱處理工藝如圖2（a）和（b）所示，斷裂韌性KIC的測(cè)試遵循GB/T 4161—2007《金屬材料平面應(yīng)變斷裂韌度KIC試驗(yàn)方法》。得到斷裂韌性數(shù)據(jù)之后，對(duì)試樣進(jìn)行切割鑲樣，之后進(jìn)行拋光腐蝕，用Kroll試劑 （HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶50）進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為5 s，之后分別用酒精和純凈水沖洗試樣表面。沉積態(tài)試樣β柱狀晶及晶界的觀察采用倍數(shù)較低的光學(xué)顯微鏡KEYENCEVH-600，晶內(nèi)組織和斷口觀察采用倍數(shù)較高的掃描電子顯微鏡TESCAN MIRA3LMH。

圖1 SLM TC4成形塊體及實(shí)物圖Fig.1 SLM TC4 samples and real object drawing

圖 2 熱處理工藝流程示意圖Fig.2 Schematic diagram of heat treatment process

2 結(jié)果與討論

2.1 沉積態(tài)和不同熱處理TC4微觀組織分析

圖3為SLM TC4沉積態(tài)組織圖，圖3（a）是SLM TC4沉積態(tài)試樣平行于沉積方向 （縱剖面、SLM-V）的宏觀組織圖，可以觀察到穿過(guò)多個(gè)熔覆層生長(zhǎng)的粗大柱狀晶。由于激光成形過(guò)程中溫度梯度高且晶粒經(jīng)過(guò)多次重熔，β相的自擴(kuò)散系數(shù)較大，晶粒生長(zhǎng)激活能較小，部分位錯(cuò)和殘留β相被保留和繼承，這些位錯(cuò)和殘余應(yīng)力為馬氏體提供了優(yōu)先形核位點(diǎn)，提高了形核速率，從而使晶粒外延生長(zhǎng)[17]。α板條存在擇優(yōu)取向，因此組織圖呈現(xiàn)明暗交替的現(xiàn)象[18-19]。圖3（b）是SLM TC4沉積態(tài)縱剖面和橫剖面（左下）放大100倍的微觀組織形貌，能夠觀察到連續(xù)α晶界，隨機(jī)選取橫剖面和縱剖面的低倍光鏡圖4張，每張圖上做3條穿過(guò)完整柱狀晶的截線，參考GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》進(jìn)行測(cè)量計(jì)算后取平均值，最終得出β柱狀晶的寬度為200 ～ 400 μm，由圖3（c）可知β柱狀晶的亞結(jié)構(gòu)主要由馬氏體α′和馬氏體α″組成。對(duì)馬氏體α″的寬度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)并取平均值，得出α″相寬度約為3 μm。

圖3 SLM TC4沉積態(tài)不同放大倍數(shù)組織形貌Fig.3 Microstructure of SLM TC4 deposited at different magnifications

圖4 SLM TC4 4種不同熱處理工藝下微觀組織形貌Fig.4 Microstructure of SLM TC4 after four different heat treatments

圖4是SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1、HM2、HM3、HM4熱處理后的SEM圖，由圖4（a）可以看出，經(jīng)過(guò)5次循環(huán)退火，β相幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡lα相和少量等軸α相，部分α晶粒變形破裂，有碎晶出現(xiàn)，少量破碎的細(xì)晶長(zhǎng)大成為等軸α相。利用Image J測(cè)得板條α相的尺寸為5 μm左右，長(zhǎng)寬比為4左右，板條α相主要通過(guò)熱開(kāi)槽和邊界分裂機(jī)制引發(fā)球化[20]，在加熱循環(huán)過(guò)程中，部分α相的分解使凹槽進(jìn)一步加深，同時(shí)晶粒受到壓應(yīng)力作用而斷裂為幾個(gè)部分。在冷卻循環(huán)過(guò)程中，晶粒開(kāi)始變厚，晶粒長(zhǎng)寬比減小，因此組織更加均勻，在4種熱處理微觀組織中均勻化程度最高。圖4（b）是SLM TC4經(jīng)過(guò)HM2熱處理后的微觀組織圖，主要由板條α相、等軸α相及網(wǎng)籃狀二次析出α相組成，與循環(huán)退火相比，α相長(zhǎng)寬比變大。HM1熱處理后在700 ℃保溫過(guò)程中板條α相可以充分長(zhǎng)大[21]，因此SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1熱處理后得到的板條α相寬度大于HM2處理。圖4（c）為SLM TC4經(jīng)過(guò)HM3處理后的SEM圖，950 ℃空冷，最高加熱溫度高于HM1、HM2，加熱過(guò)程中α′+α″→α+β相轉(zhuǎn)變程度比HM1、HM2熱處理更高，空冷后殘留β相含量較高。之后進(jìn)行固溶時(shí)效，殘余的β相向二次α相轉(zhuǎn)變，最終組織中二次α相含量高于HM1，但是β相轉(zhuǎn)變更加完全，板條α相長(zhǎng)寬比進(jìn)一步降低，分離程度更高[22]。圖4（d）為SLM TC4經(jīng)過(guò)HM4處理后的微觀組織圖，板條α相的組織較為粗大，已無(wú)較為明顯的取向。板條α相寬度大約為6 μm，長(zhǎng)寬比為3左右，由于進(jìn)行循環(huán)退火之后，在800 ℃保溫30 min又進(jìn)行爐冷，殘余應(yīng)力大幅度減小[23]，在4種熱處理工藝中，SLM TC4經(jīng)過(guò)HM4處理后的板條α相的球化程度最高。SLM TC4經(jīng)過(guò)HM4熱處理后的組織相對(duì)于HM3有較大的差異，HM4總體熱處理溫度高于HM3，SLM TC4經(jīng)過(guò)熱處理后組織中等軸α相含量高于HM3，α相向β相的轉(zhuǎn)變程度更高，從而殘余β相含量和二次α相含量均高于HM3熱處理。

2.2 不同熱處理狀態(tài)斷裂韌性性能與斷口分析

斷裂韌性反映了裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力，裂紋在顯微組織中的擴(kuò)展路徑及曲折程度主要受α相含量與形態(tài)的影響，其中形態(tài)影響更強(qiáng)，α相的形態(tài)是決定斷裂韌性件的主要因素。表2為SLM TC4樣件沉積態(tài)與熱處理態(tài)的斷裂韌性試驗(yàn)數(shù)據(jù)，其中H表示拉伸方向平行于沉積方向的試樣，V表示拉伸方向垂直于沉積方向的試樣，沉積態(tài)水平試樣和豎直試樣的斷裂韌性分別為41.7 MPa·m0.5和31.0 MPa·m0.5，各向異性達(dá)25.7%。沉積態(tài)亞結(jié)構(gòu)主要由馬氏體α′和馬氏體α″組成，尺寸較小，裂紋穿過(guò)晶粒所需的能量較低，斷裂主要為穿晶斷裂，因此斷裂韌性數(shù)據(jù)相對(duì)較低。因?yàn)槌练e態(tài)SLM TC4組織有連續(xù)α晶界的存在，晶界附近能量較高，容易對(duì)裂紋的擴(kuò)展造成阻礙，水平試樣的裂紋擴(kuò)展多為沿晶斷裂，裂紋擴(kuò)展路徑長(zhǎng)于豎直試樣，因此斷裂韌性高于豎直試樣[24-26]。經(jīng)過(guò)熱處理后，馬氏體α′和馬氏體α″轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^大的板條α相和等軸α相，長(zhǎng)寬比大幅下降，此時(shí)亞結(jié)構(gòu)中裂紋穿晶擴(kuò)展所需能量較高，裂紋擴(kuò)展更傾向于沿晶斷裂，裂紋擴(kuò)展路徑變長(zhǎng)，擴(kuò)展需要更多能量，因此斷裂韌性增加。熱處理后的SLM TC4成形件在斷裂韌性測(cè)試的過(guò)程中無(wú)法滿足標(biāo)準(zhǔn)KIC的條件，因此最終得到的斷裂韌性為條件斷裂韌性Kq。由表2可知，4種熱處理樣件的斷裂韌性相對(duì)于沉積態(tài)大幅提升，經(jīng)過(guò)HM3熱處理的樣件斷裂韌性最好，因?yàn)槠錈崽幚斫M織在保持了較高α相含量的同時(shí)又保證了板條α相寬度。HM1、HM2處理后的板條α相厚度低于HM3、HM4，所以其斷裂韌性略低于HM3、HM4，而HM4的保溫處理時(shí)間更長(zhǎng)，α相含量降低，等軸α相和二次α相含量提高，等軸α相對(duì)斷裂韌性起降低作用，但是二次α相對(duì)裂紋擴(kuò)展起提高作用，在兩者綜合作用下，其斷裂韌性略低于HM3。SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1、HM3、HM4熱處理后斷裂韌性的各向異性降低明顯（≤5%），HM2熱處理后的斷裂韌性各向異性相對(duì)較高，因?yàn)镠M2熱處理時(shí)間較長(zhǎng)，加熱和固溶溫度較低，所以對(duì)原始組織影響較小，斷裂韌性各向異性的值較高[27-29]。

圖5為沉積態(tài)SLT TC4斷口形貌，圖5（a）和（b）為沉積態(tài)不同沉積方向的SLM TC4斷口宏觀形貌，主要由加工缺口區(qū)、預(yù)制裂紋區(qū)及裂紋擴(kuò)展區(qū)3部分組成。圖5（c）和（d）為水平和豎直試樣預(yù)制裂紋區(qū)的微觀形貌，圖5（e）和（f）分別是水平試樣和豎直試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)的韌窩形貌。馬氏體α′和馬氏體α″導(dǎo)致SLM TC4脆性很強(qiáng)，預(yù)制裂紋區(qū)在交變載荷的作用下相互擠壓摩擦，表面較為平整光亮。試樣受到載荷作用時(shí)，預(yù)制裂紋尖端發(fā)生變形，產(chǎn)生鈍化效應(yīng)[30]，從而阻礙裂紋擴(kuò)展。隨著應(yīng)力進(jìn)一步增大，裂紋鈍化達(dá)到臨界程度，產(chǎn)生微孔，微孔長(zhǎng)大連接，裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展導(dǎo)致斷裂[31]。由于在擴(kuò)展過(guò)程中裂紋尖端應(yīng)力集中過(guò)大，主裂紋向試樣內(nèi)部相對(duì)脆弱的α/β相界面擴(kuò)展而產(chǎn)生分支，產(chǎn)生的分支為二次裂紋，二次裂紋可以有效釋放集中在裂紋尖端的應(yīng)力，降低裂紋擴(kuò)展速率，提高成形件斷裂韌性[31]。對(duì)比圖5（c）和 （d）可知，水平試樣斷口中二次裂紋數(shù)高于豎直試樣，裂紋擴(kuò)展區(qū)的韌窩形貌整體小而均勻，豎直試樣斷口中存在解理臺(tái)階，更偏向于脆性斷裂，因此，可以判斷水平試樣斷裂韌性高于豎直試樣，與實(shí)測(cè)結(jié)果相吻合。

圖5 沉積態(tài)SLM TC4斷口形貌Fig.5 Fracture morphology of as-deposited SLM TC4

圖6為SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1、HM2、HM3、HM4熱處理后的斷裂韌性斷口組織圖，由于斷裂韌性測(cè)試過(guò)程中為緩慢拉伸，因此大部分?jǐn)嗫跒榱鸭y擴(kuò)展區(qū)。與沉積態(tài)相比，熱處理后斷口形貌較為粗糙，有較多細(xì)小的微裂紋，經(jīng)過(guò)熱處理后，α相寬度變大，長(zhǎng)寬比降低，對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙能力提高，斷裂方式多為沿晶斷裂，因此宏觀形貌較為粗糙。在預(yù)制裂紋的過(guò)程中需要反復(fù)摩擦，速度較為緩慢[32]，因此預(yù)制裂紋區(qū)出現(xiàn)較多二次裂紋，HM3裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌最為粗糙，因此其斷裂韌性最好。

圖6 SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1、HM2、HM3、HM4熱處理后斷裂韌性和斷口組織Fig.6 Fracture toughness and fracture structure of SLM TC4 after heat treatment of HM1, HM2, HM3 and HM4

2.3 HM1、HM2低周疲勞性能及斷口分析

根據(jù)GB/T 15248—2008《金屬材料軸向等幅低循環(huán)疲勞試驗(yàn)方法》中所給的數(shù)據(jù)處理方法，采用Basquin-Manson-Coffin方程擬合得到應(yīng)變-疲勞壽命關(guān)系式?？倯?yīng)變幅度為彈性應(yīng)變幅和塑性應(yīng)變幅的和，如式（1）所示。Basquin方程（式（2））和Coffin-Manson方程（式（3））分別反映了對(duì)應(yīng)總應(yīng)變幅下彈性應(yīng)變分量和塑性應(yīng)變分量與失效反向次數(shù)的關(guān)系。而根據(jù)式（1）～（3）可以得到應(yīng)變振幅與疲勞壽命之間的總關(guān)系式（式（4）），并以此方程預(yù)測(cè)材料的疲勞壽命[33-34]。

式中，Δε/2為總應(yīng)變幅值；Δεe/2為彈性應(yīng)變幅值；Δεp/2為塑性應(yīng)變幅值；σf′為疲勞強(qiáng)度系數(shù)；εf′為疲勞延性系數(shù)；b為疲勞強(qiáng)度指數(shù)；c為疲勞延性指數(shù)； 2Nf為失效反向次數(shù)。

根據(jù)Basquin-Manson-Coffin方程，通過(guò)所得的低周疲勞測(cè)試數(shù)據(jù)，利用Origin軟件在對(duì)數(shù)坐標(biāo)系中對(duì)失效反向次數(shù)和應(yīng)變幅值進(jìn)行擬合，得到低周疲勞應(yīng)變幅-壽命關(guān)系式。SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1、HM2熱處理后的應(yīng)變幅-壽命關(guān)系式為

TC4合金棒材室溫應(yīng)變控制低周疲勞應(yīng)變幅-壽命關(guān)系式為

將SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1、HM2熱處理后的應(yīng)變幅-壽命關(guān)系式與鍛件的應(yīng)變幅-壽命關(guān)系式在同一對(duì)數(shù)坐標(biāo)系中進(jìn)行繪制，結(jié)果如圖7所示?？芍?，當(dāng)應(yīng)變幅≥0.9%時(shí)，熱處理件低周疲勞性能高于鍛件；當(dāng)應(yīng)變幅為0.7%～0.9%時(shí)，其低周疲勞性能與鍛件相當(dāng)，失效反向次數(shù)約為3000次；當(dāng)應(yīng)變幅≤0.7%時(shí)，其低周疲勞性能小于鍛件；當(dāng)應(yīng)變幅≤1%時(shí)，920 ℃循環(huán)退火+固溶時(shí)效的低周疲勞性能高于920 ℃循環(huán)退火。當(dāng)應(yīng)變幅≥0.9%時(shí)，TC4鈦合金退火態(tài)鍛件組織主要由等軸α相和少量β相組成，由圖4（a）和（b）可知，熱處理后微觀形貌組織主要為板條α相，有更長(zhǎng)的晶界，需要消耗更多的能量進(jìn)行擴(kuò)展，因此低周疲勞性能更高[35]。當(dāng)應(yīng)變幅≤0.7%時(shí)，低周疲勞性能可能受綜合力學(xué)性能影響較大[1]。

圖7 SLM TC4經(jīng)HM1、HM2熱處理和鍛件的應(yīng)變幅–壽命曲線Fig.7 Strain amplitude - life curves of SLM TC4 after HM1, HM2 heat treatments and forging

圖8為HM1、HM2熱處理試樣的低周疲勞拉伸斷口形貌，圖8（a）～（d）為SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1熱處理后低周疲勞斷口形貌，圖8（e）～（h）為SLM TC4經(jīng)過(guò)HM2熱處理后的低周疲勞斷口形貌。由8（a）和（e）可知，斷口主要分3部分，分別是疲勞源區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)。觀察圖8（a）和（e）可知，疲勞裂紋多萌生于試樣表面，這是因?yàn)樵诩庸み^(guò)程中表面產(chǎn)生的缺陷造成應(yīng)力集中，從而更易形成裂紋擴(kuò)展源，同樣的原理，也有少部分裂紋起源于缺陷處。

圖8 SLM TC4經(jīng)HM1、HM2熱處理后低周疲勞試樣拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphology of low cycle fatigue samples of SLM TC4 after HM1 and HM2 heat treatments

從圖8（b）和（f）可以看出，裂紋從試樣表面以放射狀河流花紋向內(nèi)部擴(kuò)展，裂紋源區(qū)裂紋擴(kuò)展速率較低，經(jīng)受較多的循環(huán)加載過(guò)程，因此形貌相對(duì)來(lái)說(shuō)光亮平坦。從圖8（c）和 （g）可以看出，在裂紋擴(kuò)展的過(guò)程中有垂直于裂紋擴(kuò)展方向的二次裂紋產(chǎn)生，二次裂紋可以吸收斷裂能量，從而減緩主裂紋的擴(kuò)展速度。圖8（d）和 （h）是SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1、HM2熱處理后瞬斷區(qū)的斷口形貌，整體呈韌性斷裂形貌，HM1的瞬斷區(qū)韌窩相對(duì)于HM2小而均勻。

3 結(jié)論

（1）SLM TC4沉積態(tài)β柱狀晶的亞結(jié)構(gòu)主要由馬氏體α′和馬氏體α′′組成，SLM TC4經(jīng)過(guò)HM1熱處理后，組織主要有板條α相和少量等軸α相，長(zhǎng)寬比降低，經(jīng)過(guò)HM2、HM3、HM4熱處理之后，組織主要由板條α相、等軸α相與二次α相組成，在循環(huán)加熱過(guò)程中部分α相溶解，等軸α相含量升高。

（2）沉積態(tài)SLM TC4水平試樣和豎直試樣的斷裂韌性較差，分別為41.7 MPa·m0.5和31.0 MPa·m0.5，各向異性高達(dá)25.7%；經(jīng)過(guò)4種熱處理后，樣件斷裂韌性總體提高至80 MPa·m0.5以上，且各向異性大幅下降，HM3熱處理后的樣件斷裂韌性最好。沉積態(tài)斷裂韌性斷口較為光滑，經(jīng)過(guò)熱處理后斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐嗔?。根?jù)Basquin-Manson-Coffin方程擬合得到HM1、HM2熱處理后TC4鈦合金的應(yīng)變壽命曲線，得出結(jié)論：在應(yīng)變幅≥0.9%時(shí)，熱處理件低周疲勞性能高于鍛件；當(dāng)應(yīng)變幅為0.7% ～ 0.9%時(shí)，其低周疲勞性能與鍛件相當(dāng)，失效反向次數(shù)約為3000次；當(dāng)應(yīng)變幅≤0.7%時(shí)，其低周疲勞性能小于鍛件。