固溶處理對鍛/增復(fù)合成形TC4鈦合金件的顯微組織和力學(xué)性能的影響

中圖分類號：TG146.2

DOI：10.3969/j.issn.1004-132X.2025.06.018 開放科學(xué)（資源服務(wù)）標(biāo)識碼（OSID）：

Effects of Solution Treatment on Microstructure and Mechanics Properties of TC4 Titanium Alloy Parts Formed by Forging/Additive Manufacturing Composite Forming

WANG Yahui1，2，3 HUANG Liangl，2 * LIU Xiang1，2 1.School of Materials Science and Engineering，Huazhong University of Science and Technology， Wuhan， 2.State Key Laboratory of Materials Processing and Die amp; Mould Technology，Huazhong University of Science and Technology，Wuhan， 3.Engineering Practice Innovation Center，Huazhong University of Science and Technology， Wuhan，

Abstract： Laser solid forming（LSF） technology was used to perform compound forming on the forged TC4 titanium aloy substrates. The microstructure evolution of LSF additive manufacturing areas and the joint parts of forged substrates under different solid solution heat treatment conditions and the properties of TC4 titanium alloy were studied. The results show that under the conditions of furnace cooling or air cooling，the higher the solution heat treatment temperature，the a/α ‘phase at the joints of composite forming gradually grows and coarsens. Under the condition of solution treatment at 1040^°C ，the original obvious joint zones are transformed into a homogeneous α -colony structure. With the increase of solution temperature， the yield strength and tensile strength of the composite parts decrease. The cooling mode of solution treatment has effects on the microstructure of the joint zones，the width of α phase under air cooling conditions is smaller than that under furnace cooling conditions.Under the conditions of furnace cooling，the higher the solution temperature the lower the hardness of the joint zones，and the microhardness near the joint zones is higher than that far away from the joint zones.

Key words： TC4 alloy;mechanics property; microstructure; solution treatment

0 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，具有密度小、綜合力學(xué)性能優(yōu)、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)一—激光立體成形（lasersolidforming，LSF）技術(shù)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，能夠彌補(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。鍛造和增材制造復(fù)合成形技術(shù)的原理是根據(jù)構(gòu)件的結(jié)構(gòu)特征將其分為鍛造制造區(qū)域和增材制造區(qū)域，對簡單的造型區(qū)域采用鍛造制造，對復(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]，也是該復(fù)合成形方法的重要應(yīng)用。

影響鍛造和增材制造復(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)者也做了大量相關(guān)工作。TIAN等[6研究了不同固溶溫度和冷卻速度對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 β 組織，從而提高鈦合金件的強(qiáng)度。REN等研究了固溶熱處理對增材區(qū)組織的影響，轉(zhuǎn)變 β 組織增多，且轉(zhuǎn)變 β 組織里的次生 α 相比增材區(qū)的初生 α 相要小得多。ZHANG等[8]研究表明，隨著固溶溫度的升高，初生條狀 α 相的寬度增加，同時(shí)體積分?jǐn)?shù)減小，導(dǎo)致TC4鈦合金強(qiáng)度下降，延伸率提高。目前，對增材制造的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增材制造構(gòu)件微觀組織和性能的影響，對增材和鍛造復(fù)合成形的TC4鈦合金構(gòu)件固溶處理研究相對較少。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)，對于增材區(qū)域，固溶處理可以有效改善其力學(xué)性能，但對于結(jié)合區(qū)域，需要考慮不同固溶處理工藝對各種力學(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。

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，基體為 20mm×30mm×100mm 的長方體。

鍛造工藝如下： 950°C 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（additivemanu-facturingarea，AMarea）的鈦合金粉末由旋轉(zhuǎn)電極霧化法制造，顆粒度為 75～150μm （圖2），成分見表1，使用前在真空爐中進(jìn)行烘干。

實(shí)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。實(shí)驗(yàn)前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所示的激光工藝參數(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3a，拉伸件尺寸見圖 3b 。采用不同工藝對復(fù)合成形TC4鈦合金的工件進(jìn)行固溶處理，其溫度分別為""和 1040°C ，保溫時(shí)間均為"¹h ，冷卻方式分別為爐冷和空冷。

表2激光沉積工藝參數(shù)

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4a為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]，激光熱源使粉末熔化熔池溫度達(dá)到 2000°C 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 ∝ 相和針狀 α^′"相[11-12]互相交錯(cuò)分布且截?cái)嘈纬?。圖4b為增材區(qū)域的放大圖，由圖4b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材料產(chǎn)生的熱量影響，初生 α 相恢復(fù)成逐漸溶解的中間狀態(tài)，尺寸大小為 10～30μm ，稱為“陰影α相\"[13-14]。

圖5、圖6所示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)劃線為增材區(qū)域和基體區(qū)域的分界?？绽錀l件下，初始 α 相長大，β相轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)板條狀[6]。空冷卻速度較快，形成的 α 相沒有互相融合的過程，冷卻過程中互相截?cái)?，?dǎo)致相比于爐冷的片層狀α 相更細(xì)更短，見圖5a、圖5b、圖 5c 。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6a、圖6b、圖 6c 。在 1040^°C 固溶溫度下，爐冷和空冷的基體區(qū)域微觀組織和增材區(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°C 已經(jīng)超過 T_β（β 相轉(zhuǎn)變溫度），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)變再重新冷卻形成片層狀的 α 相的過程，見圖5d和圖 6d 。在 1040°C 固溶處理?xiàng)l件下，相比于空冷，爐冷的次生 α 相更粗大。

Fig.5 Microstructures in bonding area of different solution temperatures under air cooling condition

由圖5c和圖6c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)行得更充分，有利于次生 a 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，未作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作熱處理的樣件其 β 相比例略有升高，在 960^°C 和 1040^°C 固溶"^1h"空冷以后，基本上不存在 β 相， 1040^°C 固溶熱處理后樣件晶面取向?yàn)椋?010）的 α/α^′"相占比較高（圖7a）。在爐冷條件下， 800^°C/880^°C 固溶溫度下 β 相比例隨著固溶溫度升高而升高， 960^°C 固溶溫度下 β 相的比例下降， 1040°C 固溶溫度下 β 相的比例升高且晶面取向?yàn)椋?11）的 β 相較多（圖7b）。

2.1.2 EBSD分析

分別取未作熱處理、固溶溫度為""^°C/960^°C/1040^°C 空冷、固溶溫度為"""爐冷條件下的樣件結(jié)合區(qū)域做EBSD分析，得到圖8。圖8a為未作任何處理的樣件結(jié)合處附近區(qū)域EBSD圖，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8b、圖8c、圖8d、圖8e為空冷條件下固溶溫度為 800^°C.880^°C.960^°C 和1040°C 結(jié)合處附近的EBSD圖，隨著溫度的升高，結(jié)合處下方鍛造基體的雙態(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?α 相，且結(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8e。圖8f、圖 8g 、圖8h、圖8i為爐冷條件下固溶溫度為800"和 1040°C 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（圖8h和圖8i），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 相均粗化；結(jié)合處的 α 相均逐漸消失，轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相冷卻后再次轉(zhuǎn)變?yōu)?α 相（次生 α 相），此時(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 T_s"時(shí)，鍛造基體的等軸 α 相轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，冷卻過程中隨著溫度降低 β 相轉(zhuǎn)變?yōu)榇紊?α 相。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， 800^°C 下的抗拉強(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)一定程度的減小，這是因?yàn)榻?jīng)過固溶處理后，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)度下降。固溶溫度為 1040^°C 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)榭绽涞玫降慕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 相寬度大[14]，所以 1040°C 固溶處理后空冷得到的復(fù)合成形件強(qiáng)度要高于爐冷得到的復(fù)合成形件強(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^°C 延伸率最好，整體趨勢也是隨著溫度的升高而下降。這是因?yàn)闇囟仍礁?，晶粒越大，變形協(xié)調(diào)性越差，塑性越差。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^°C 爐冷固溶熱處理后其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了26MPa 和 41MPa 。

圖11所示為未作任何熱處理的復(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11a所示為斷裂位置在增材區(qū)域的斷口，圖11b所示為斷裂位置在鍛造區(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?？拷霾膮^(qū)域的基體，由于增材過程中多次逐層往復(fù)沉積會產(chǎn)生熱量，循環(huán)受熱導(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?？绽錀l件下， 800^°C 和 880^°C 下拉伸試樣斷口位于增材區(qū)域， 960^°C 和 1080°C 下拉伸試樣斷口位于結(jié)合區(qū)附近。爐冷條件下， 800^°C 和 880^°C 下拉伸試樣斷口位于增材區(qū)域， 960^°C 下拉伸試樣斷口位置為結(jié)合區(qū)附近偏增材區(qū)， 1080^°C 下拉伸試樣斷口位于結(jié)合區(qū)附近偏鍛造基底區(qū)。在 800^°C 和880^°C 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T_β"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所示分別為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形貌，圖12a、圖12b和圖13a、圖13b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12c、圖12d和圖13c、圖13d均為混合斷裂[22]，既有解理臺階，也有韌窩，這些斷裂類型與它們所表現(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^°C 固溶溫度時(shí)主要為脆性斷裂[23]。

2.2.2 微觀硬度

圖14所示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)為測量點(diǎn)到結(jié)合處的位移，負(fù)值表示鍛造基體方向，正值表示增材制造區(qū)域方向。針狀 α^′"相和短棒狀 α 相組織能增加結(jié)合區(qū)的硬度[24]，但是同時(shí)會降低結(jié)合區(qū)的延展性?？绽錀l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^°C 固溶熱處理?xiàng)l件下 α 相尺寸最小，所以硬度最高。 1040^°C 固溶熱處理?xiàng)l件下硬度最低，這是因?yàn)樗鼈兊奈⒂^組織形成的 α 相粗大且長。

3結(jié)論

對增材制造和鍛造結(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)行對比研究，結(jié)果表明：

1）固溶處理溫度會影響結(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 β 相轉(zhuǎn)變溫度（ T_s"）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 T_s"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 β 相組織（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 T_s"溫度后，拉伸試樣主要為脆性斷裂。

3）固溶溫度 800^°C 、保溫"¹h 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)度最大，硬度最高，但延伸率一般?？绽錀l件下樣品的片層 α 相寬度要小于爐冷條件下的樣品片層α 相寬度。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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（編輯 王艷麗）