Ti-6Al-4V(TC4)鈦合金因其具有優異的比強度、高的斷裂韌度、低密度(僅為4.5g/cm³)以及良好的耐腐蝕性而廣泛應用于航空航天領域 [1?4]。然而,由 于其導熱性差、彈性模量低、化學活性高等特性導致傳統加工成形困難、材料利用率極低 [5?6]和制造成本高,限制了其進一步的應用。增材制造技術(Additive manufacturing,AM)利用激光等熱源將材料熔化，通過逐層累積的方式將材料沉積在基板上形成零件，與傳統成形方法相比能夠實現近凈成形、節約材料、精簡加工、降低成本[7]。其中，等離子弧增材制造技術是以等離子弧為熱源熔化絲材并按照規劃的路徑進行逐層堆積的增材制造技術，具有能量密度集中、沉積率高、成形效率和精度高等優勢，在鈦合金結構件的快速成形領域應用廣泛[8-10]。

然而，等離子弧增材制造是一個快速加熱和冷卻的過程，由于其冷卻速度快、溫度梯度高，通過等離子弧增材制造的鈦合金零件通常具有微觀組織不均勻、力學性能各向異性、強度或伸長率不達標的缺陷，因此通過熱處理工藝調控鈦合金零件的微觀組織和力學性能成為國內外研究的熱點[11-12]。Xie等[13]研究了熱處理對電弧增材制造Ti-6Al-4V合金顯微組織和拉伸性能的影響，發現了再結晶和馬氏體分解引起的晶界不連續和組織演化的新現象，建立了顯微組織特征與拉伸性能改善之間的關系。王林等[14]對等離子電弧雙絲增材制造的Ti-48Al合金沉積件進行1340℃x10h，爐冷的真空退火處理，發現枝晶間Al元素的偏析現象和交替分布的層帶狀組織特征完全消除，組織的均勻性獲得明顯改善，最終獲得了由片層晶團和γ相組成的晶粒細小的雙態組織。王益可等[15]以電弧增材制造TC4鈦合金為研究對象，探究了固溶時效處理對其微觀組織和力學性能的影響規律，發現固溶時效處理可以提高電弧增材制造TC4鈦合金微觀組織的均勻性，顯著改善其各向異性，使其具有最佳的強度和伸長率組合。Lin等[16]研究了脈沖等離子體電弧增材制造Ti-6Al-4V合金薄壁零件的組織演變及力學性能，發現減少焊頭的熱輸入和脈沖電流可有效細化晶粒，顯著提高薄壁零件的強度和韌性，平均屈服強度和極限抗拉強度分別達到909MPa和988MPa,伸長率達到7.5%左右。然而，目前國內外對于熱處理工藝對增材制件性能影響的研究主要集中在激光和電弧增材制造領域，對于探究熱處理的工藝參數對等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金組織性能影響的報道較少。

因此,本研究基于Ti-6Al-4V合金再結晶退火溫度和β轉變溫度,開展等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金制件的組織調控和應力控制研究,選取了7組不同的熱處理制度,研究溫度、時間、冷卻速率等工藝參數對等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織和力學性能的影響，以獲得使試樣微觀組織均勻、綜合力學性能優異的熱處理工藝參數，為等離子弧增材制造鈦合金零件提供技術參考。

1、試驗材料與方法

1.1增材制造試樣制備

采用直徑?1.2mm的Ti-6Al-4V合金焊絲,在尺寸為400mmx400mmx30mm的Ti-6Al-4V合金基板上通過等離子弧增材制造設備制備Ti-6Al-4V合金沉積試樣，沉積電流為135A，送絲速度為160cm/min，焊接速度為3.5mm/s，沉積方式為逐層沉積，采用99.999%的高純氬氣對沉積層進行保護，最終沉積72層，獲得尺寸為200mmx130mmx12mm的Ti-6Al-4V沉積試樣，其化學成分如表1所示，形貌如圖1所示。

表1 Ti-6Al-4V鈦合金的化學成分(質量分數，%)

Table 1 Chemical composition of the Ti-6Al-4V titanium alloy(mass fraction,%)

1.2熱處理工藝

采用RX3-90-12A高溫箱式爐對等離子弧增材制備Ti-6Al-4V合金沉積試樣分別進行去應力退火處理和固溶時效處理兩種熱處理試驗，具體的熱處理制度和工藝參數分別如表2和表3所示，其中溫度容差為±14℃,時間容差為(-0,+10)min,淬火轉移時間小于10s。

表2去應力退火工藝參數

Table 2 Parameters of stress relieving annealing process

表3固溶時效工藝參數

Table 3 Parameters of solution and aging treatments

1.3組織性能表征

采用線切割設備對試驗件進行機加工,分別沿X方向和Z方向截取拉伸試樣,利用萬能試驗機測試室溫下的拉伸性能，同時在拉伸試樣中部截取金相試樣，用400號砂紙打磨測試面后進行拋光，使用Kroll's試劑(50 mL HF+120 mL HNO3+830 mL H2O)對拋光后的樣品進行表面腐蝕,利用光學顯微鏡對試樣的顯微組織進行表征,拉伸試樣的取樣方式及尺寸如圖2所示。

2、試驗結果與分析

2.1沉積態試樣的微觀組織

圖3為等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金沉積態試樣的微觀組織，主要由β晶粒轉變為初生的針狀或板條狀 α相, α相呈片狀排列,相互交錯形成典型的網籃結構。由圖3(a)可見,試樣XZ截面的組織呈現出明暗的條帶特征,這是由于多道次沉積的熱循環導致每一沉積層晶粒尺寸略有差異,使得顯微組織呈現層狀分布。由圖3(d)可以看到，板條 α相尺寸較為粗大，最大厚度可達到4.88μm，這是沉積態試樣強度較低的原因，因此，需要通過合適的熱處理制度來進行組織和性能的調控。

2.2不同熱處理工藝對微觀組織的影響

經不同制度去應力退火處理Ti-6Al-4V鈦合金的微觀組織如圖4所示。可以看出，退火態試樣的微觀組織與沉積態相比沒有明顯變化，仍呈現為典型的網籃組織特征，由β晶粒內分布板條狀α相和針狀α相交錯排列組成。從圖4(a，b)可以看出，試樣經800℃退火并空冷時(制度1),在冷卻過程中α相會沿著β晶界析出，形成晶界 α相( α GB ),在晶界 α相兩側,大量集束α相(α colonies )生長，成為基體相。值得注意的是,與XZ截面(見圖4(a,b))的組織結構相比,XY截面(見圖4(c、d))的組織中，α相尺寸更加均勻細小。隨著退火溫度升高至850℃時(制度2),片層α相逐漸長大， α板條的寬度逐漸增加，晶界 α相連續性增強,晶界及晶內組織呈現出明顯的粗化現象,如圖4(e,f)所示。將850℃退火時的冷卻方式由空冷改為爐冷后(制度3),板條α相有粗化的趨勢,并形成了集束組織,如圖4(g,h)所示,這是由于爐冷的冷卻速度比空冷慢,使得初生α相有足夠的時間進行析出和長大。

經不同制度固溶時效處理后Ti-6Al-4V鈦合金的微觀組織如圖5所示。可以看出，固溶時效態試樣的基體相仍為網籃組織特征,但精細結構與退火態微觀形貌明顯不同，除板條狀和針狀的片層 α相外，還出

現了大量短小粒狀α相和短棒狀α相,呈彌散分布,并且出現了少量的蟹爪狀α相[17]。關于蟹爪狀α相的形成原因,有研究[18]表明是由于α相的各個部位與β相之間的界面結構和界面能的差異導致的,α相僅端面與β相之間為高界面能易移動的非共格界面,在固溶時，β相向α板條內生長，從而使板條出現蟹爪狀結構。另外，經固溶時效處理后試樣中出現大量的細長α集束組織，相互平行或交錯，呈現出魏氏結構。與退火態相比，固溶時效處理后試樣的微觀組織更加細小均勻，因此其力學性能更加優異。

2.3不同熱處理工藝對力學性能的影響

不同狀態下等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金的室溫拉伸性能如表4所示。總體來看，退火處理試樣的力學性能與沉積態試樣基本一致，固溶時效處理試樣的強度與沉積態和退火態試樣相比得到了大幅度的提升，而伸長率卻相對降低，這也符合熱處理調控性能遵循強度與塑性的反比關系。

表4不同狀態下Ti-6Al-4V鈦合金的拉伸性能

Table 4 Tensile properties of the Ti-6Al-4V titanium alloy under different conditions

對比分析不同去應力退火制度下Ti-6Al-4V鈦合金的室溫拉伸性能，如圖6所示。對比制度1和制度2可以看出，退火溫度由800℃升至850℃時，試樣的抗拉強度和屈服強度略有降低，但是X方向的伸長率明顯升高，這與微觀組織的變化有密切關系。由圖4可知，隨著退火溫度升高，片層α相逐漸長大，板條α相的寬度逐漸增加，晶粒粗化，晶界α相連續性增強，導致可以阻礙位錯運動的α/β相界面積減少，強度降低。而α板條寬度的增加導致其長寬比減小，較小的長寬比使得板條α相之間的協調變形更加容易，因此伸長率提高。對比制度2和制度3可以看出，當退火冷卻方式由空冷改為爐冷時，強度和伸長率的變化均不明顯，說明冷卻速率對試樣的拉伸性能影響不大，由圖4可知，其微觀組織的變化也不大，因此拉伸性能的變化不大。

對比分析不同固溶時效制度下Ti-6Al-4V鈦合金的室溫拉伸性能，如圖7所示。對比制度4和制度5可以看出，當固溶溫度為890℃、時效溫度由500℃升至550℃時，試樣X方向的抗拉強度由1071.3MPa降至1040.9MPa,伸長率由5.7%升至7.7%,而Z方向的性能變化較小，抗拉強度僅降低了13.9MPa,伸長率僅提高了0.8%。從微觀組織來看,由圖5(a,b)可知,500℃時效試樣(制度4)的XY截面存在連續的 α GB 相,導致了變形過程中β晶界處的位錯塞積,使得應力在連續的晶界α相處積累,形成了沿晶裂紋,故而伸長率較低。而試樣中存在少量呈細小而彌散分布的顆粒狀α相,有利于在變形過程中起到彌散強化作用，進而提高強度。

對比制度4和制度6可以看出，當時效溫度為500℃、固溶溫度由890℃升至920℃時，試樣不同方向的強度均有降低，X方向的抗拉強度降低了42.4MPa,屈服強度降低了54.8MPa,Z方向的抗拉強度降低了13.9MPa,屈服強度降低了186.1MPa,變化較為明顯。對于伸長率，X方向的伸長率大幅提高，由5.7%提高到了11.0%，Z方向的伸長率僅提高了0.3%，可以認為幾乎沒有變化。從微觀組織來看，對比圖5(a，b)和圖5(e，f)可知，隨固溶溫度由890℃(制度4)升至920℃(制度6),板條α相的尺寸變得粗大，存在較多的尺寸不一的短棒狀α相，晶界及晶內組織粗化現象明顯，因此強度降低，塑性相對較好。

對比制度6和制度7可以看出，當固溶溫度為920℃、時效溫度為500℃、固溶時間由1.5h延長至2.0h時，試樣X方向的抗拉強度和屈服強度分別提高了2.6MPa和0.9MPa,變化較小,而伸長率降低了2.7%，塑性變差。試樣Z方向的抗拉強度和屈服強度分別提高了1.8MPa和5.9MPa,伸長率降低了0.7%,性能變化不明顯。從微觀組織來看，對比圖5(e，f)和圖5(g,h)可以明顯看出,經1.5h固溶處理(制度6)的試樣組織主要由尺寸較大的板條α相組成,而經2.0h固溶處理(制度7)的試樣組織由均勻且細小的 α集束相互平行或交錯構成網籃組織,說明固溶時間的延長使得板條 α相有細化的趨勢,因此試樣的強度得到略微提升，伸長率相對降低。

總體來說，無論是沉積態試樣，還是去應力退火試樣和固溶時效處理試樣，其拉伸性能各向異性明顯，Z方向的伸長率遠遠高于X方向，而強度則相反，這是由于Ti-6Al-4V鈦合金是典型的α+β雙相組織,在快速冷卻條件下，原始β晶粒通常沿著垂直基體方向向上生長，并且組織中體積分數較大的密排立方α相本身具有各向異性的特征，進而導致采用高能量密度沉積的零件表現出更明顯的各向異性。對比XZ截面(見圖4(a,b))和XY截面(見圖4(c,d))的微觀組織可以看出，XY截面的組織均勻性更好，因此X方向的強度更高，伸長率較低。

綜上所述，經固溶時效處理的試樣強度遠遠高于去應力退火試樣，但塑性較差。考慮到試樣的綜合性能，發現經制度6固溶時效處理后的試樣強度和伸長率都比較好，并且X方向和Z方向性能差異不明顯，因此推薦等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金制件的最佳熱處理工藝為920℃固溶1.5h,水淬+500℃時效2h,空冷。

3、結論

1)等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金經去應力退火處理后的微觀組織整體呈現為典型的網籃組織特征，由β晶粒內分布板條狀α相和針狀α相交錯排列組成，并且存在明顯的晶界α相。隨著退火溫度的升高，片層α相逐漸長大，組織粗化，試樣的強度降低，伸長率提高。但是冷卻速率的變化對試樣微觀組織和力學性能的影響不大。

2)等離子弧增材制造Ti-6Al-4V鈦合金經固溶時效處理后的基體相亦為網籃組織，但是板條 α相出現了不同程度的碎斷，形成了粒狀、短棒狀和蟹爪狀組織,更加均勻細小,因此力學性能與退火態相比得到了明顯改善，并且固溶溫度、時間以及時效溫度的變化均對力學性能有不同程度的影響。

3)無論是去應力退火熱處理，還是固溶時效處理,Ti-6Al-4V鈦合金試樣的拉伸性能均表現出明顯的各向異性，即Z方向的伸長率遠遠高于X方向，而強度則相反。采用920℃固溶1.5h,水淬+500℃時效2h,空冷的熱處理制度時,Ti-6Al-4V鈦合金的綜合力學性能最佳,故推薦其為等離子弧增材制造Ti-6Al-4V制件的最佳熱處理工藝。

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（注，原文標題：熱處理對等離子弧增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織與力學性能的影響_王亞齊）