增材制造Ti175高温钛合金热处理组织‑性能关联——SLM快速凝固非平衡组织特征、热处理诱导α'分解与晶粒球化行为、硬度演变及强塑性改善机理，系统构建熔池区域差异与组织演变的内在关联模型

高温钛合金是航天航空领域的重要原材料,因具有高比强度、低热膨胀系数、优异的抗氧化性能，被用于制作航空发动机部件，可以有效提升推重比[1-2]。由于航空结构件长期服役于高温、强气流冲击及高应力循环等极端环境，因此高温钛合金需要具备优异的综合性能。Ti175合金是中国科学院金属研究所在TC25G合金基础上为提高合金的强韧性而改良的一种α+β两相钛合金，长期使用温度可达550℃，具有出色的抗疲劳、抗裂纹扩展能力和加工焊接性能，主要应用于发动机压气机盘等热端部件[3]。

面对航空构件日趋复杂的几何特征需求，传统锻造工艺在钛合金加工中的局限性日益凸显。钛合金固有的低导热系数和高变形抗力特性，导致复杂构件在传统加工过程中面临加工硬化严重、成形能耗激增等技术瓶颈[45]。在此背景下，选择性激光熔化(selective laser melting,SLM)技术因其独特的逐层成形能力，为制造高精度复杂钛合金构件提供了新思路[6-7]。该技术通过精确控制激光能量输入,可实现接近全致密的冶金结合组织，特别是在制备具有内部流道、薄壁结构等特征的功能性部件方面展现出显著优势[8]。近年来，SLM成形的钛合金构件在美国波音公司F22、F/A-18E/F和欧洲空客集团空客380等飞机上实现了应用。然而，SLM工艺固有的快速凝固特性导致微观组织以亚稳态的针状α'马氏体为主，这种微观结构具有高强度，但延展性差;同时快速凝固的大温度梯度，使得成形件内部容易产生高的残余应力，造成使用过程中存在开裂风险[9-10]。上述问题限制了SLM工艺在高温钛合金领域的广泛应用。

为解决工艺成形件强塑性不匹配问题，现有研究多借鉴传统钛合金的α+β两相区热加工方法,通过塑性变形诱导的位错运动促进a相再结晶球化，以提升成形件的塑性[2.11]。但SLM成形件的近净形特征使其无法实施后续热加工，微观组织调控仅能依赖静态热处理实现α'相分解与球化。值得注意的是，最新研究发现残余应力与高温热处理的耦合作用可诱发局部晶粒再结晶，这为无外加载荷条件下的组织优化提供了新可能[12-13]。然而,现有研究多局限于SLM成形件宏观尺度的组织和性能表征，对热处理过程中熔池亚结构演变、晶粒形貌结构演化等关键科学问题仍缺乏原位动态观测，特别是熔池中心与边缘区域因冷却速度差异导致的晶粒球化行为规律尚未阐明。

本研究针对上述问题，创新性地采用聚焦离子束(focusedionbeam,FIB)的离子抛光技术,构建了SLM成形Ti175合金热处理过程的准原位观测体系。通过对比分析热处理前后合金微观组织的演变规律,特别是熔池中心与边缘区域的晶粒演化行为，系统揭示了热处理过程中残余应力释放与温度场耦合作用下的晶粒静态球化机制，为SLM钛合金构件的组织和性能精准调控提供了新的理论基础。

1、实验材料与方法

研究使用如图1(a)所示的气雾化球形商业用Ti175粉作为原材料,其粒径主要分布在21.5~68.3μm(图1(b)),名义成分为Ti-6.5Al-2Sn-3.5Zr-4Mo-1W-0.2Si。使用BLT-S210选区激光熔化设备,在TC4基板上制备了大小为25mmx15mmx10mm的

长方体样品。在成形仓内充入氩气(仓内压力为0.3 MPa)使氧气含量保持在0.02vo1%以下,以最大程度地减少制备过程中的氧化。

在样品制备过程中，激光功率P为175W,扫描速度v为1400mm/s,能量密度ρ为41.3J/mm³,激光光斑尺寸d为0.1μm。同时使用如图1(c)所示的交替扫描方法，且在层与层之间旋转67°，以减少残余应力和不平整性。然后将样品放入高纯氩气(纯度大于99.999%)气氛保护的管式炉中,在960℃下热处理1h后炉冷，其中升温速率保持在10℃/min。使用显微维氏硬度仪HV-1000Z+CCD对样品的硬度进行测量。

使用不同目数的砂纸将试样打磨后，将样品置于5%高氯酸、35%正丁醇和60%甲醇的电解液中，在-30℃下对样品进行电解抛光，用于后续的形貌结构和晶体取向观察。利用赛默飞场发射扫描电镜(SEM)Apreo2C观察样品的表面形貌及微观结构。同时，使用OxfordSymmetry2电子背散射衍射(EBSD)系统表征样品组织的晶体取向,其中采集步长选择0.3μm,加速电压选择20kV,实验数据利用AZtecCrystal软件进行处理。

热处理后的试样使用赛默飞聚焦电子束扫描电子显微镜Helios5PFIB进行加工，精确去除试样表面在热处理过程中产生的薄氧化层，对试样形貌结构及晶体取向进行准原位观测。具体方法如下:首先将样品台倾转52°,使用30kV的加速电压和2.5μA的电流，在样品表面刻蚀出内径∅497μm，外径Φ500μm,深度5μm的圆环,随后将样品台倾转-34°,使用30kV的加速电压和1μA的电流,每60°进行一次离子抛光，共计抛光6次。

2、实验结果与讨论

在SLM制备Ti175钛合金过程中,其极高的激光能量输入与快速凝固行为导致熔池内具有显著的温度梯度。受合金熔融态和固态导热系数差异影响(  λ L  <  λ S ),熔池中心区域冷却速率相对较低,形成粗大板条状  α ′马氏体组织;而熔池边缘因与已凝固区域接触，冷却速率急剧升高，生成细针状  α ′马氏体。结合图2(a)和(b)可以发现,SLM成形的沉积态Ti175合金显微组织以针状  α ′马氏体为主，板条状  α ′马氏体含量相对低。其中,针状  α ′马氏体宽度主要分布在0.6~1.8μm，板条状  α ′马氏体宽度则分布在2.0~5.7μm。此外,从图2(b)中可发现熔池边缘区域晶粒取向呈杂乱分布特征(白色点线区域标记所示),这意味着该区域可能存在高密度位错以及残余应力集中，这将在下文进一步证实。

在钛合金相变过程中,  α相和  β相遵循经典 Burg-ers取向关系(BOR,{0001}α//{110}β和<1120>a//<111>β),并形成低界面能的半共格结构。通过AZtecCrystal软件的母相重构分析(图2(c))可以发现,熔池内部原始β晶粒尺寸在60~100μm,其  α'变体严格继承母相β晶粒的晶体学取向,维持BOR关系;而熔池边缘部分区域  α ′相晶粒与母相β晶粒偏离BOR关系(白色点线区域标记所示)。这可能是由于熔池边缘区域在SLM过程中经历了一次重熔,存在着较大的残余应力累积,晶格畸变显著。此外,图2(d)中的极图和反极图显示,沉积态合金整体晶体取向分布相对均匀，仅存在强度较弱的<01\overline{1}4>//X和<11\overline{2}0>//Z的丝织构(反极图最大织构密度<3)。

为研究SLM制备的Ti175合金受残余应力影响的晶粒球化机制,将沉积态试样置于管式炉中,在高纯流动氩气保护下进行960℃×1h热处理。图3(a)展示了与图2(a)相同观测位置的样品经热处理后的组织，其中熔池形貌清晰可见，且晶粒分布呈现出显著的梯度特征。从熔池内部到熔池边缘，晶粒尺寸逐渐减小，同时熔池边缘存在着尺寸细小的等轴晶粒，如图3(b)中箭头所示。考虑到热处理过程中，试样表面因氩气中存在微量氧而形成的氧化层,以及高温条件下表面原子的扩散行为，均会显著降低EBSD分析过程中菊池花样对比度，因此采用聚焦离子束(FIB)技术去除样品表面氧化层,然后再进行EBSD分析,如图3(c)、(d)所示。结果表明,沉积态合金经过热处理后，熔池边缘区域晶粒优先发生球化现象形成等轴a晶，而熔池内部仅发生了板条粗化现象，如图3(c)所示。其中，熔池边缘等轴α晶尺寸不超过2.0μm,熔池内部板条α相的厚度相对于沉积态的板条  α ′相增长,达到4.0~6.5μm。图3(d)核平均取向差(Kernel average misorientation,KAM)分布图显示，熔池边缘白色标注区域的局部取向差显著高于熔池中心区域，表明该区域具有相对更高的位错密度，存在残余应力集中，这与SLM成形过程中熔池边缘快速冷却直接相关。熔池边缘高密度位错和应力累积为热处理过程中α'马氏体的分解以及静态再结晶提供驱动力，实现a相等轴化转变;而熔池内部因为初始位错密度较低,且不存在残余应力累积，所以，α'马氏体主要发生Ostwald熟化主导的板条粗化，最终保留原始板条形态[15]。

此外，在热处理前，对图3(b)中的菱形所示位置进行硬度测试，结果如表1所示。沉积态Ti175合金由于熔池中心区域(硬度点1、2)形成粗大的板条状α'马氏体，其低的界面能与位错密度导致该区域显微硬度值相对较低(约350HV)。而熔池边缘区域(硬度点3、4和5)则形成了细小的针状α'马氏体，具有高的界面能，同时该区域仍保留着高水平的密度位错和残余应力。这种含有高缺陷密度的亚稳态组织基于位错强化与细晶强化(Hall-Petch效应)作用,提升了局部显微硬度(约370HV)。

表1 Ti175合金沉积态不同区域的维氏硬度(HV)

Tab.1 Vickers hardness of different regions of as-deposited Ti175 alloy(HV)

研究表明，钛合金热处理过程中的组织演变主要是片层α相的变化，包括晶粒粗化和球化过程。前者是钛合金中常见的现象，粗化与热处理过程中晶界迁移、扩散或相变行为等相关[16-17]。后者一般发生在较高温度下，由于球化同时并不存在塑性变形，通常被认为是静态球化[18-19]。一般而言，钛合金的静态球化需要预先进行外部锻造来提供足够的变形能和缺陷[18-19]。然而,本研究中观察到的晶粒球化是在没有预变形的情况下通过热处理(高温退火)实现的。因此，进一步选取合金热处理前后熔池边缘区域和熔池内部区域的晶粒进行详细分析以研究其球化机制。

图4(a1)~(a3)、(b1)~(b3)展示了所选取的熔池边缘的等轴晶粒,从图中可以发现沉积态合金的同一晶粒内部取向差受到高密度位错以及残余应力累积的影响，其最大角度可达到8°左右。经过热处理后，晶粒内部的残余应力释放，促进亚稳α'马氏体发生分解;基于晶粒内部的高密度位错以及残余应变能的驱动,a相发生再结晶形核，位错密度随之降低。以上原因使得晶粒内部取向在热处理后趋于一致，晶粒最大取向差降至3°附近，如图4(e)所示。

相比之下，由于熔池内部β→α相变受Burgers取向关系主导,导致析出的α相(或α'相)沿特定晶体学方向生长，所以该区域的粗大板条α'相内部位错密度较低，晶粒内部的最大取向差较低(仅4°左右)。同时熔池内部冷却速率相对慢，残余应力也处于较低水平。受以上因素影响，分解后产生的板条a相再结晶驱动力弱，主要发生粗化长大，所以热处理后晶粒内部的最大取向差没有发生明显减小(图4(f))。需要注意的是，高温下板条a相不排除发生局部再结晶的可能性，但是因为a相晶粒尺寸相对较大，始终难以完全等轴化，最终保留板条特征。此外，从图4(c1)~(c3)中可以清晰地看出热处理后熔池中心区域的红色取向晶粒厚度从2μm增加到4μm,同时晶粒取向不发生变化。同样的，图4(d1)~(d3)中的红色取向晶粒也在热处理过程中发生粗化。

上述板条a相的粗化现象可以用Ostwald熟化机制来解释，它被广泛用于解释元素在固溶体中的扩散行为[20-21]。Ostwald熟化基本上是一种颗粒粗化机制，描述了一种降低系统自由能的过程。小颗粒因曲率半径小、表面能高而溶解度较大,导致物质从小颗粒溶解,通过基体扩散到大颗粒表面析出。在热处理过程中,板条a相晶粒由于尺寸、取向等的差异,各晶粒的界面能处于不同水平。当需要进一步降低体系自由能时,处于高能态的晶粒将会溶解,以促进处于低能态的晶粒长大，如图4(c1)、(c2)和(d1)、(d2)中红色取向的α相晶粒吞噬周围晶粒发生粗化。在这一过程中，不同α相晶粒之间的能量梯度为上述微观结构演化提供了驱动力，体系自由能随着板条  α相的粗化而降低,合金的微观组织与结构也趋于稳定。

在热处理过程中,SLM成形的钛合金主要集中于熔池边缘区域发生晶粒球化现象，而非在熔池中心等其他区域。本研究通过准原位追踪熔池边缘白色虚线框中的特征晶粒(图5)进行分析。从图5(b)KAM图中可以发现,SLM成形钛合金的该特征晶粒区域存在着明显的残余应力(对应晶粒内局部取向差<10°)，这也是该区域晶粒在热处理过程中发生球化的基础。Zhao等[22]研究发现,高温退火时残余应力带来的固有位错缠结被热激活，通过滑移和攀移形成规则排列的平面位错阵列，使总自由能最小,进而通过多边形化形成亚晶界，将原始  α板条分割为多个亚晶，随着亚晶界的进一步迁移合并，等轴α晶形成。这一动力学过程符合低能位错结构理论。

进一步分析表明，熔池边缘区域晶粒球化过程包含两个关键阶段:①曲率驱动端部迁移阶段,热处理时针状α相端部发生膨胀,物质沿曲率梯度从高曲率区域(针状α相端部)向低曲率区域(针状α相中部)扩散,该过程受温度控制的主导[23];②残余应力驱动的亚晶界演化阶段,图5(c)中初始的小角度晶界(LAGB,平均取向差约7°)通过残余应力引入的位错重组逐步转变为图5(d)中的大角度晶界(HAGB,平均取向差约14°)。这种取向差演化源于热处理过程中亚晶粒的旋转与合并机制(图5(e)、(f))，各亚晶界上的位错通过攀移和滑移的方式构建更大尺寸的亚晶，合并后的亚晶继续吸收同号位错长大，其界面逐渐转变为大角度晶界。这一演化的本质是通过位错运动降低系统界面能。

3、结论

(1)SLM成形过程中,熔池中心与边缘区域的冷却速率差异导致显著组织异质性。熔池中心形成粗大板条状  α ′马氏体(宽度2.0~5.7μm),而熔池边缘因快速凝固生成细针状  α ′马氏体(宽度 0.6～1.8μm)。此外，熔池边缘区域呈现出晶粒取向杂乱分布特征，表明存在高密度位错和残余应力累积，这也是热处理过程中该区域再结晶的基础与驱动力。

(2)经热处理(960℃×1h退火)后,熔池边缘区域晶粒通过残余应力驱动的位错重组与亚晶界演化机制实现静态再结晶球化，晶粒内部最大取向差由8°降至3°左右,形成等轴α晶粒;而熔池中心区域因初始位错密度及残余应力水平较低，主要发生Ostwald熟化主导的粗化，保留原始的马氏体板条形态。

(3)晶粒静态再结晶球化过程包含曲率驱动的端部迁移与残余应力驱动的亚晶界演化两阶段:前者通过物质扩散降低  α相表面能,获得低能稳定的几何形貌;后者通过位错滑移/攀移进行亚晶界的迁移与合并(LAGB→HAGB),实现低能位错结构的动态平衡。

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（注，原文标题：选区激光熔化成形Ti175合金的高温静态球化机制_王彦伟）