引言
TC4鈦合金是一種具有高強綜合性能的α+β型鈦合金，其具有密度小、綜合力學性能優異、耐腐蝕性好等優點，廣泛應用于航空航天、建筑、化工等領域[1-3]。然而，鈦合金構件的傳統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、結構冗余等缺點，亟需提出一種新的成形工藝方法解決上述問題。與傳統鈦合金構件鍛造方法相比，新興的激光增材技術——激光立體成形技術（lasersolidforming，LSF）具有周期短、效率高、可實現復雜零件成形等優點[4]，將傳統鈦合金構件的鍛造方法與激光增材制造技術相結合，能彌補傳統鍛造鈦合金構件方法的缺點，在制造鈦合金構件上具有良好的應用前景。
基于鍛造和增材制造的復合成形技術的原理是根據構件的結構特征，分為鍛造制造區域和增材制造區域，對于簡單的造型區域采用鍛造制造，對于復雜造型如薄壁、腔體等造型采用增材制造，兼備傳統鍛造和增材制造的優點，同時在鈦合金構件修復或再制造上使用增材制造技術[5]，也是本復合成形方法的重要應用。
影響鍛造和增材制造的復合成形TC4鈦合金件性能的關鍵在于基體與增材的結合區域。熱處理對結合區的微觀形貌和性能都有很重要的影響，通過適當的熱處理工藝可以優化TC4復合制造件結合區的組織和性能，從而使整體復合制造件的組織和性能達到國家標準。關于鈦合金的熱處理研究，國內外學者做了大量相關工作。Tian[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薄的轉變β組織從而提高鈦合金件的強度。Ren[7]研究了固溶熱處理對增材區組織的影響，轉變β組織增多，且轉變β組織里的次生α相比增材區的初生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，同時體積分數下降，導致TC4鈦合金強度下降，延伸率提高。目前，對增材制造的TC4鈦合金構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件微觀組織和性能影響。然而，對于增材和鍛造復合成形的TC4鈦合金件固溶處理研究相對較少。由于增材和鍛造復合成形的結構件性能受結合區組織和性能影響，因此有必要研究固溶處理對復合成形件結合區的影響。
TC4鈦合金通過鍛/增復合成形制備時，對于?增材區域，固溶處理可以有效改善力學性能；但是，對于結合區域，需要考慮不同固溶處理工藝對各種力學性能的綜合影響，進而獲得最合適的固溶處理方案。本文研究固溶處理對復合成形TC4鈦合金件結合區組織和性能的影響，并對不同固溶處理后結合區組織的形成機制進行了分析，為提高和優化復合成形TC4鈦合金件的熱處理工藝提供了參考。
1、材料及實驗方法
本實驗所采用的增材基體為鍛態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。
實驗所采用的激光增材部分（AdditiveManufacturingarea,AMarea）的鈦合金粉末由旋轉電極霧化法制造，顆粒度為75-150μm（見圖2），成分見表1，使用前在真空爐中進行烘干。
試驗增材部分采用的是鉑力特C1000同軸送粉增材設備制備的LSF成形件。試驗前對基體表面進行處理，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，在基體上堆積5mm×30mm×80mm的單道薄壁，掃描方式為往復掃描。樣件實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)。采用不同的工藝對復合成形的TC4鈦合金的工件進行固溶處理，其溫度分別為800℃、880℃、960℃和1040℃，保溫時間均為1h，冷卻方式分別為爐冷和空冷。
2、結果與討論
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電鏡下未經任何熱處理的復合成形件結合處微觀組織圖，上部分為增材區域，下部分為鍛造基體。結合處上部分的增材區域為典型的網籃組織[9-10]，激光熱源使粉末融化熔池溫度到達2000℃以上，形成粗大的β晶粒組織，隨著熱源遠去，從β晶內析出的棒狀α相和針狀α'相[11-12]，互相交錯分布且截斷形成。
圖4(b)為增材區域的放大，通過圖4(b)可知，短棒狀α相的寬度在0.5μm左右。在結合區下方，基體受激光增材前面幾層產生的熱量影響，初生α相回復成逐漸溶解的中間狀態，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，圖中黃色點畫線為增材區域和基體區域的分界。空冷條件下，初始α相長大，β相轉變為細板條狀[6]。空冷冷卻速度較快，形成的α相沒有互相融合的過程，冷卻過程中互相截斷，導致相比于爐冷的片層狀α相更細更短，見圖5(a)、5(b)、5(c)。而在爐冷條件下，較低的冷卻速度導致原先細小的片層狀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域的微觀組織和增材區區域的微觀組織已經沒有明顯的界限，都是較大片的片層狀α相，這是因為1040℃已經超過Tβ，原先結合區附近的細小短棒狀α相和基體雙態組織都重新經歷了α相向β相轉變再重新冷卻形成片層狀的α相的過程，見圖5(d)和圖6(d)。在1040℃固溶處理條件下，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散進行的更充分，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]，這是因為在固溶退火過程中，晶界差異較小的α相可能受熱發生融合，導致新生成的α相長大。
圖7為不同固溶溫度條件下結合處附近的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為(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為(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合區域做EBSD分析，得到圖8。圖8(a)為未做任何處理的樣件結合處附近，上方為增材區，為網籃狀結構，組織為針狀α相，下方為鍛造基體，為雙態組織。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℃結合處附近的EBSD圖，隨著溫度的升高，結合處下方的鍛造基體的雙態組織逐漸溶解消失形成新的片層狀α相，球狀等軸α相逐漸轉變為針狀α相，且結合處附近的針狀α相逐漸變粗變長，形成類似于增材區網籃組織的棒狀α相，而原先增材區的細小的棒狀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域的棒狀α相變長變粗(見圖8(h)和圖8(i))，結合區域的針狀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，增材區域的α相都粗化；結合處的α相都逐漸消失，轉變為β相冷卻后再次轉變為α相（次生α相），此時增材區域和鍛造區域已經形成一體；固溶處理過程中，當溫度超過Tβ，鍛造基體的等軸α相轉變為β相，冷卻過程中隨著溫度降低β相轉變為次生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，不同固溶溫度與強度之間的關系見圖9。無論是空冷條件還是爐冷條件下，800℃的抗拉強度和屈服強度均最大，空冷抗拉強度和屈服強度分別為924MPa和847MPa，爐冷條件下抗拉強度和屈服強度分別為966MPa和881MPa。隨著固溶溫度升高，抗拉強度和屈服強度都呈現一定程度的降低，這是因為通過固溶處理后，細小的α相轉變為較粗的次生α相，導致拉伸強度和屈服強度的下降。固溶溫度為1040℃時，空冷的平均強度為768MPa，爐冷的平均強度為676MPa，空冷的強度比爐冷強度高，這是因為空冷得到組織為網籃組織，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合成形件強度要高于爐冷的強度。延伸率和固溶溫度之間的關系見圖10，固溶處理后試樣的塑性下降[21]，空冷條件下800℃溫度優良，整體趨勢也是隨著溫度的增高而下降。
這是因為溫度越高，晶粒越大，變形協調性越差，塑性越低。未作任何熱處理的復合成形件其抗拉強度和屈服強度分別為940MPa和840MPa，經過800℃爐冷固溶熱處理后其抗拉強度和和屈服強度分別提高了26MPa和41MPa。
圖11為未做任何熱處理的復合成形件拉伸樣件的斷口，斷口在增材區和鍛造基體區均有出現，圖11(a)為斷裂位置在增材區域的斷口，圖11(b)為斷裂在鍛造區域的斷口。增材區域的組織為針狀α相，在拉伸過程中容易造成應力集中，加速裂紋的產生，進而過早斷裂。靠近增材區域的基體，由于往復增材的熱量導致靠近結合區的組織不均勻，容易斷裂。斷裂在鍛造基體的斷口形貌，韌窩更淺更大，表現出來的抗拉強度和屈服強度比斷裂在增材區域的拉伸件要低。空冷條件下，800℃和880℃拉伸試樣斷口位于增材區域斷裂，960℃和1080℃拉伸試樣斷口位于結合區附近斷裂。爐冷條件下，800℃和880℃拉伸試樣斷口位于增材區域斷裂，960℃拉伸試樣斷口位置為結合區附近偏增材區斷裂，1080℃拉伸試樣斷口位于結合區附近偏鍛造基底區。在800℃和880℃固溶條件下，增材區組織長大，韌性下降，拉伸時容易出現斷口。在固溶溫度接近或超過Tβ溫度時，結合區和增材區組織基本一致，拉伸時斷口容易出現在結合區附近。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]，既有解理臺階，也有韌窩，這些斷裂類型與他們所表現出來的拉伸性能相符合，即隨著固溶熱處理溫度升高，屈服強度和抗拉強度下降，到1040℃固溶溫度時主要為脆性斷裂[23]。
2.2.2微觀硬度
圖14為不同固溶溫度熱處理后樣件結合區域附近的硬度，橫坐標為到結合處的位移，負值表示往鍛造基體方向，正值表示往增材制造區域方向。針狀α'相和短棒狀的α相組織能增加結合區的硬度[24]，但是同時降低了結合區的延展性。
空冷條件下的結合區附近大部分區域硬度范圍在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定，800℃固溶熱處理條件下α相尺寸最小，所以硬度最高。1040℃固溶熱處理條件下硬度最低，這是因為他們的微觀組織形成的α相的寬度要粗大且長。
3、結論
對增材和鍛造結合的復合成形TC4鈦合金件進行不同條件的固溶熱處理，并將性能和微觀組織進行對比研究，結果表明：
(1)固溶處理溫度會影響結合區微觀組織形貌，隨著固溶溫度升高，復合成形的TC4鈦合金件結合處的組織由細小短棒狀α相逐漸長大變粗。在Tβ溫度以下，增材和鍛造區域的微觀分區仍比較明顯，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分界已經變為一體的轉變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，復合成形的TC4鈦合金件屈服強度和抗拉強度均隨著溫度升高而下降。當固溶溫度超過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小時爐冷條件下的鍛增復合成形TC4鈦合金件抗拉強度和屈服強度優良，硬度優良，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。同時爐冷條件下，固溶溫度越高，硬度越低，且結合處周圍的硬度要高于遠離結合處的硬度。
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作者簡介:王亞輝，男，1990 年生，碩士研究生。研究方向為增材制造、鍛造成形。E-mail:wangyahui@hust.edu.cn。黃亮（通信作者），男，1981 年生，教授、博士研究生導師。研究方向為高強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件熱成形理論和技術。E-mail:huangliang@hust.edu.cn。
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