钛及其钛合金具有密度低、比强度高、耐腐蚀性能好以及可焊性好等优点，广泛用于航空航天、汽车船舶、医药化工等领域。目前，钛合金的主要加工方法为铸造和机械加工。然而铸造容易造成孔隙和成分偏析，导致制造的零件力学性能较差[3]。而且由于钛合金高熔点、高活性、高的变形抗力以及切削性能差[4]，使得钛合金的加工尤其是复杂结构零件的加工非常困难。选区激光熔化(selected laser melting, SLM)是一种基于"离散-重构"的方式进行增材制造的新型制造技术。与传统的制造方法相比(如铸造、锻造、机械加工)，SLM有许多优势，例如材料利用率高，整体生产周期短，灵活性高等，尤其是适用于生产结构高度复杂的零件[5-6]。钛合金的SLM增材制造主要集中在α+β型合金，如Ti6Al4V的SLM增材制造，通过优化工艺参数可以打印出接近全致密的Ti6Al4V构件[7-8]。
然而由于SLM增材制造过程熔化和冷却速度快，因此打印的试件主要是由亚稳α'马氏体组成，嵌入在亚稳相中的高密度晶格缺陷导致构建钛合金具有高强度和低延展性，故需要对其进行热处理改善微观结构和性能[9]。郭连平等[10]研究了计算法和连续升温金相法两种方法测定激光3D打印TA15钛合金相变点。南京理工大学的肖振楠等[11]对SLM成形TC4钛合金进行了三种热处理制度的研究，分别为退火态、固溶态和固溶时效，发现退火处理后试样强塑性匹配良好。研究表明针对SLM成形钛合金，采用热处理手段尤其是退火，可显著改善SLM成形钛合金的微观组织和性能。Sabban等[12]探索了一种新的热处理工艺，包括在接近但低于β转变温度(βₜ)的温度下重复热循环，以消除针状马氏体并生成球状α晶粒，以提高室温强度和韧性。
SLM制造方法加工温度场演变与传统加工方法有很大不同，因此有可能通过热处理工序进一步改善SLM成形合金材料的组织性能[13-16]。中强度钛合金TA15是一种名义成分为Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V的近α型钛合金，其兼具α+β型钛合金的众多优点。本工作采用SLM制备了TA15样品，并分别对比了未热处理态，800、950℃和1050℃下退火微观结构和性能，分析了热处理对选区激光熔化TA15合金组织性能影响。
1、实验材料与方法
1.1 材料
本研究采用了中国兵器科学研究院宁波分院提供的气雾法粉末，牌号为TA15，其成分如表1所示。粉末形状为规则球形，形貌如图1所示，粒径的范围为13~53 μm。
表1 TA15合金粉末化学成分(质量分数/%)
| Al | Mo | Zr | V | C | O | Ti |
| 6.8 | 1.35 | 2.05 | 1.86 | ≤0.01 | ≤0.01 | Bal. |
1.2 SLM增材制造工艺及热处理制度
采用为型号为SLM-260选区激光熔化设备，基板所用材料为钛合金，打印之前以及打印过程中首先对基板进行预热，预热温度为80~100℃之间，使用优化后的工艺参数打印出尺寸为50 mm×1.6 mm×50 mm的薄板。其扫描路径为直线，层与层之间相互偏转67°。采用阿基米德法测量了SLM增材件的致密度，致密度为99.8%。
其热处理制度如图2所示，退火温度分别是800，950℃和1050℃，其升温速度为7℃/min，保温时间30 min，冷却方式为空冷(AC)。热处理试样分别标记为800℃+AC，950℃+AC和1050℃+AC。使用电阻炉在大气环境条件下完成退火实验。实验冷却后，利用机加工的方式去除试样表面的氧化层。
1.3 显微组织表征
将沉积态试样以及经过不同温度热处理的试样进行显微组织表征。采用线切割沿试样纵截面进行切割并镶样。然后分别用400，600，800，1000，1200，1500，2000的水砂纸进行打磨，用SO₂抛光液在抛光机上进行抛光，抛光后采用体积比HF∶HNO₃∶H₂O=3∶7∶90的化学试剂进行化学腐蚀(其中氢氟酸质量分数≥40%、硝酸质量分数为65%~68%，硫酸质量分数为95%~98%)。利用SU8230扫描电子显微镜观察焊缝的形貌和显微组织。使用X射线衍射仪(XRD)进行物相分析鉴定。为了提高准确率，EBSD样品的抛光温度为20℃，电压为27 V，抛光液由体积分数为8%高氯酸和92%乙醇溶液组成。
1.4 力学性能表征
采用XHVT-1000Z智能化显微硬度计测量沉积态和不同退火工艺薄板纵截面的显微硬度，负载为4.9 N，持续时间为10 s，每个试样的硬度至少测量5次。在Instron拉伸机进行拉伸试验，拉伸载荷加载速率为0.6 mm/min，拉伸试样尺寸和位置如图3所示。为了保证实验结果的准确性，每组实验采用3个试样，结果求平均值。
2、结果与讨论
2.1 热处理对SLM TA15组织的影响
2.1.1 物相
未热处理态和不同温度热处理后TA15试样的XRD图谱如图4所示，试样均出现密排六方(HCP)相的衍射峰。未热处理态试样没有明显的β相的峰，800℃+AC和950℃+AC试样出现了明显的β相峰，而1050℃+AC试样的β相峰强度明显降低。这是因为TA15合金在SLM冷却过程中，冷却速度大于410 K/s，β相来不及通过扩散形成稳定的α相，只能通过切变形成亚稳态的过饱和固溶体马氏体α'相。800℃和950℃热处理后，亚稳态的马氏体α'相逐渐分解为稳定的α相+β相。而试样在加热至1050℃后，原始马氏体α'相全部转变为β相，在后续的空冷过程中β相逐渐转变为α相和少量的残余β相。
(a)XRD图谱；(b)图(a)局部放大图
另外，与未热处理态和1050℃+AC试样相比，800℃+AC和950℃+AC试样的α相峰值略微向较低的角度偏移。因为Ti，Zr，Mo和V的原子半径分别是1.45，1.60，1.40 nm和1.35 nm，原子扩散会引起固溶畸变，导致衍射角度发生变化。800℃和950℃热处理后，α'相分解为α相，原子半径更大的Ti和Zr替换了Mo和V，增加了平面间的间距。而1050℃热处理后，Mo和V进入密排六方晶格内，形成稳定的α相，平面间的间距与未热处理态接近。
2.1.2 显微组织
未热处理态和不同温度热处理下的显微组织如图5所示。未热处理态SLM TA15组织为大量相互交错的细小针状α'马氏体，这是在SLM冷却过程中β相通过切变形成的。退火热处理是元素扩散、亚稳态马氏体相逐渐分解和α相长大的过程。
如图5(b)，(d)，(f)所示，当试样为热处理态以及退火温度为800，950℃时，原始β晶粒不会发生变化，均为粗大的柱状晶。当退火温度为800℃时，部分针状马氏体开始逐渐分解为细条状α+β相，这些条状结构和针状马氏体交错在一起，呈现出与未热处理态组织相似的网篮结构，说明800℃退火后具有很强的组织遗传特性。另外，在未热处理态组织中观察到了气孔缺陷。当退火温度进一步升高至950℃时，已经不能看到针片状马氏体结构，针片状马氏体基本完全转变为α+β组织，依旧为交织的网篮结构。如图5(g)，(h)所示，当温度升高到1050℃，原始β柱状晶形貌发生变化，展现类似等轴晶的特征，其温度高于TA15的β转变温度(982℃[17])，TA15样品的组织结构为粗大的魏氏组织，呈现出大的块状α相和相互平行的α集束。
为了进一步分析不同状态下SLM TA15试样的组织结构，进行了EBSD观察。不同状态试样的极图如图6所示。未热处理态试样极图的织构比较弱，最大的强度为6.36。沿[11̅20]方向出现微弱的织构，与Y0平行。800℃和950℃热处理后，组织织构没有发生明显变化，最大强度分别为6.85和6.66，织构比较分散。这说明在β转变温度下的退火处理并不会明显改变试样的取向和织构。1050℃热处理后，沿[0001]方向出现明显织构，与Z0轴夹角约为23.0°，最大强度为9.18。1050℃热处理后α相的取向与其他试样相比出现明显差异。
不同状态TA15试样反极图和取向差角度如图7所示。β相转变为α相时，遵循伯格斯取向关系((0001)α//(110)β，(11̅20)α//(111)β)。根据β相晶格结构的对称性，同一个β可以转变为12种α相变体。理论上，不同α变体间的夹角约72.7%分布在60°~65°之间[18]。通过观察不同试样取向差可以发现，实际取向差角度集中在55°~65°，这与理论值相符合，也是造成组织没有明显织构的一个原因。
不同状态试样中α相的宽度和长宽比如图8所示。未热处理态、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC试样α相宽度分别为1.71，1.68，2.04 μm和2.50 μm。随着温度的升高晶粒趋向于等轴化。800℃热处理过程中，合金元素逐渐扩散，马氏体α'相分解为稳态的α相+β相，α相尺寸无明显变化。950℃热处理过程是α相逐渐长大的过程，α相宽度增加19.3%。1050℃热处理后，相比未热处理态α相宽度增加46.2%，长宽比下降32.3%。
2.2 热处理对SLM TA15力学性能的影响
2.2.1 显微硬度
未热处理态、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC试样的维氏硬度均值分别是(397.2±10.0)HV，(390.6±8.9)HV，(379.0±6.5)HV和(396.4±4.1)HV，如图9所示。硬度值随着热处理温度的升高，先下降后升高。未热处理态试样中含有大量的过饱和固溶体，晶格的畸变造成高的显微硬度。随着热处理温度的升高，合金元素发生扩展，过饱和的马氏体逐渐分解为稳态的α相，固溶强化效应降低，导致显微硬度下降。950℃+AC试样中α相尺寸明显增加，晶界数量的减少也使显微硬度值下降。
图10是不同状态试样中几何必要位错密度(GND)的分布图。未热处理态、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC试样的GND均值分别是2.58，2.28，2.11，1.94×10¹⁴ m⁻²。马氏体中存在高密度的位错，随着热处理温度的升高和残余应力的释放，α相内的位错密度逐渐降低，这会使显微硬度值进一步降低。1050℃+AC试样显微组织发生的明显的变化，在片状α相间生成了块状的α相。Mo，V元素重新固溶进入α晶格内，导致显微硬度增加。
2.2.2 拉伸性能
图11显示了室温下TA15未热处理态试样和不同温度热处理的拉伸力学性能。未热处理态、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC试样的抗拉强度分别是1239，1123，1057 MPa和994 MPa，样品的抗拉强度和屈服强度与热处理温度呈反比，由图4和图9可以看出，未热处理态TA15试样的微观结构为α'马氏体，其中的V元素和Mo元素起到了固溶强化的作用，并且有很大的位错密度，故其强度最高。而随退火温度的升高α'马氏体逐渐分解为软的α相和β相，其中β相的晶体结构为BCC，其滑移系多于α/α'的HCP结构，位错更容易运动，故随退火温度升高强度会降低。样的伸长率随热处理温度的升高先升高后降低，950℃时伸长率最大。这是由于α'马氏体组织发生了α'→α+β相转变析出塑性较好的β，同时退火消除了试样的残余应力，使得试样的伸长率得到提高。而随着热处理温度的升高，微观组织发生明显的粗化，从而抵消了β相对伸长率的影响，故伸长率降低。TA15试样在800℃退火，保温30 min后空冷的热处理方式可以得到较好的综合力学性能。
TA15沉积态试样和不同温度热处理的拉伸断口形貌如图12所示，图12(a)为未热处理态试样的断口形貌，可以看到出现了韧窝和解离台阶，呈现混合断裂特征。图12(b)为800℃+AC试样的断口形貌，断口中存在大量小而浅的韧窝。950℃+AC试样的韧窝深度进一步降低，如图12(c)所示，呈现韧性断裂特征。当热处理温度增大到1050℃时，可以观察到大量的解离面(图12(d))，呈现脆性断裂特征。
3、结论
(1)未热处理态SLM TA15合金显微组织是相互交叉的细小马氏体α'相，宽度为1.71 μm，呈现网篮组织特征；800℃+AC和950℃+AC试样组织为片状α+β相，α相宽度分别为1.68 μm和2.04 μm；1050℃+AC试样的组织为α集束+块状α相，以及少量残余的β相，α相宽度为2.50 μm。
(2)800℃和950℃热处理未明显改变α相的取向和织构；1050℃热处理后，沿[0001]方向出现最大强度为9.18的织构。
(3)未热处理态、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC试样的GND分别是2.58×10¹⁴ m⁻²，2.28×10¹⁴ m⁻²，2.11×10¹⁴ m⁻²，1.94×10¹⁴ m⁻²。
(4)随着热处理温度的升高，试样维氏硬度值先下降、后上升。未热处理态、800℃+AC、950℃+AC和1050℃+AC试样的维氏硬度均值分别是(397.2±10.0)HV，(390.6±8.9)HV，(379.0±6.5)HV和(396.4±4.1)HV。固溶强化、晶界强化和位错强化效应的降低导致硬度下降；Mo和V元素重新固溶进入α相，导致显微硬度升高。
(5)随着退火温度的升高，TA15试样强度逐渐下降，伸长率先上升后下降。未热处理态拉伸试样呈现混合断裂特征；800℃+AC和950℃+AC呈现塑性断裂特征；1050℃+AC为脆性断裂。
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（注，原文标题：_热处理对激光选区熔化TA15组织性能的影响）
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