面向复杂几何特征航空结构件近净成形的等离子弧增材制造Ti-6Al-4V钛合金热处理工艺适配性评估与组织性能精准调控：多温度梯度退火与阶梯式固溶时效对沉积层间热循环累积效应的补偿机制

Ti-6Al-4V(TC4)钛合金因其具有优异的比强度、高的断裂韧度、低密度(仅为4.5g/cm³)以及良好的耐腐蚀性而广泛应用于航空航天领域 [1−4]。然而,由 于其导热性差、弹性模量低、化学活性高等特性导致传统加工成形困难、材料利用率极低 [5−6]和制造成本高,限制了其进一步的应用。增材制造技术(Additive manufacturing,AM)利用激光等热源将材料熔化，通过逐层累积的方式将材料沉积在基板上形成零件，与传统成形方法相比能够实现近净成形、节约材料、精简加工、降低成本[7]。其中，等离子弧增材制造技术是以等离子弧为热源熔化丝材并按照规划的路径进行逐层堆积的增材制造技术，具有能量密度集中、沉积率高、成形效率和精度高等优势，在钛合金结构件的快速成形领域应用广泛[8-10]。

然而，等离子弧增材制造是一个快速加热和冷却的过程，由于其冷却速度快、温度梯度高，通过等离子弧增材制造的钛合金零件通常具有微观组织不均匀、力学性能各向异性、强度或伸长率不达标的缺陷，因此通过热处理工艺调控钛合金零件的微观组织和力学性能成为国内外研究的热点[11-12]。Xie等[13]研究了热处理对电弧增材制造Ti-6Al-4V合金显微组织和拉伸性能的影响，发现了再结晶和马氏体分解引起的晶界不连续和组织演化的新现象，建立了显微组织特征与拉伸性能改善之间的关系。王林等[14]对等离子电弧双丝增材制造的Ti-48Al合金沉积件进行1340℃x10h，炉冷的真空退火处理，发现枝晶间Al元素的偏析现象和交替分布的层带状组织特征完全消除，组织的均匀性获得明显改善，最终获得了由片层晶团和γ相组成的晶粒细小的双态组织。王益可等[15]以电弧增材制造TC4钛合金为研究对象，探究了固溶时效处理对其微观组织和力学性能的影响规律，发现固溶时效处理可以提高电弧增材制造TC4钛合金微观组织的均匀性，显著改善其各向异性，使其具有最佳的强度和伸长率组合。Lin等[16]研究了脉冲等离子体电弧增材制造Ti-6Al-4V合金薄壁零件的组织演变及力学性能，发现减少焊头的热输入和脉冲电流可有效细化晶粒，显著提高薄壁零件的强度和韧性，平均屈服强度和极限抗拉强度分别达到909MPa和988MPa,伸长率达到7.5%左右。然而，目前国内外对于热处理工艺对增材制件性能影响的研究主要集中在激光和电弧增材制造领域，对于探究热处理的工艺参数对等离子弧增材制造Ti-6Al-4V合金组织性能影响的报道较少。

因此,本研究基于Ti-6Al-4V合金再结晶退火温度和β转变温度,开展等离子弧增材制造Ti-6Al-4V合金制件的组织调控和应力控制研究,选取了7组不同的热处理制度,研究温度、时间、冷却速率等工艺参数对等离子弧增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织和力学性能的影响，以获得使试样微观组织均匀、综合力学性能优异的热处理工艺参数，为等离子弧增材制造钛合金零件提供技术参考。

1、试验材料与方法

1.1增材制造试样制备

采用直径∅1.2mm的Ti-6Al-4V合金焊丝,在尺寸为400mmx400mmx30mm的Ti-6Al-4V合金基板上通过等离子弧增材制造设备制备Ti-6Al-4V合金沉积试样，沉积电流为135A，送丝速度为160cm/min，焊接速度为3.5mm/s，沉积方式为逐层沉积，采用99.999%的高纯氩气对沉积层进行保护，最终沉积72层，获得尺寸为200mmx130mmx12mm的Ti-6Al-4V沉积试样，其化学成分如表1所示，形貌如图1所示。

表1 Ti-6Al-4V钛合金的化学成分(质量分数，%)

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

1.2热处理工艺

采用RX3-90-12A高温箱式炉对等离子弧增材制备Ti-6Al-4V合金沉积试样分别进行去应力退火处理和固溶时效处理两种热处理试验，具体的热处理制度和工艺参数分别如表2和表3所示，其中温度容差为±14℃,时间容差为(-0,+10)min,淬火转移时间小于10s。

表2去应力退火工艺参数

Table 2 Parameters of stress relieving annealing process

表3固溶时效工艺参数

Table 3 Parameters of solution and aging treatments

1.3组织性能表征

采用线切割设备对试验件进行机加工,分别沿X方向和Z方向截取拉伸试样,利用万能试验机测试室温下的拉伸性能，同时在拉伸试样中部截取金相试样，用400号砂纸打磨测试面后进行抛光，使用Kroll's试剂(50 mL HF+120 mL HNO3+830 mL H2O)对抛光后的样品进行表面腐蚀,利用光学显微镜对试样的显微组织进行表征,拉伸试样的取样方式及尺寸如图2所示。

2、试验结果与分析

2.1沉积态试样的微观组织

图3为等离子弧增材制造Ti-6Al-4V钛合金沉积态试样的微观组织，主要由β晶粒转变为初生的针状或板条状 α相, α相呈片状排列,相互交错形成典型的网篮结构。由图3(a)可见,试样XZ截面的组织呈现出明暗的条带特征,这是由于多道次沉积的热循环导致每一沉积层晶粒尺寸略有差异,使得显微组织呈现层状分布。由图3(d)可以看到，板条 α相尺寸较为粗大，最大厚度可达到4.88μm，这是沉积态试样强度较低的原因，因此，需要通过合适的热处理制度来进行组织和性能的调控。

2.2不同热处理工艺对微观组织的影响

经不同制度去应力退火处理Ti-6Al-4V钛合金的微观组织如图4所示。可以看出，退火态试样的微观组织与沉积态相比没有明显变化，仍呈现为典型的网篮组织特征，由β晶粒内分布板条状α相和针状α相交错排列组成。从图4(a，b)可以看出，试样经800℃退火并空冷时(制度1),在冷却过程中α相会沿着β晶界析出，形成晶界 α相( α GB ),在晶界 α相两侧,大量集束α相(α colonies )生长，成为基体相。值得注意的是,与XZ截面(见图4(a,b))的组织结构相比,XY截面(见图4(c、d))的组织中，α相尺寸更加均匀细小。随着退火温度升高至850℃时(制度2),片层α相逐渐长大， α板条的宽度逐渐增加，晶界 α相连续性增强,晶界及晶内组织呈现出明显的粗化现象,如图4(e,f)所示。将850℃退火时的冷却方式由空冷改为炉冷后(制度3),板条α相有粗化的趋势,并形成了集束组织,如图4(g,h)所示,这是由于炉冷的冷却速度比空冷慢,使得初生α相有足够的时间进行析出和长大。

经不同制度固溶时效处理后Ti-6Al-4V钛合金的微观组织如图5所示。可以看出，固溶时效态试样的基体相仍为网篮组织特征,但精细结构与退火态微观形貌明显不同，除板条状和针状的片层 α相外，还出

现了大量短小粒状α相和短棒状α相,呈弥散分布,并且出现了少量的蟹爪状α相[17]。关于蟹爪状α相的形成原因,有研究[18]表明是由于α相的各个部位与β相之间的界面结构和界面能的差异导致的,α相仅端面与β相之间为高界面能易移动的非共格界面,在固溶时，β相向α板条内生长，从而使板条出现蟹爪状结构。另外，经固溶时效处理后试样中出现大量的细长α集束组织，相互平行或交错，呈现出魏氏结构。与退火态相比，固溶时效处理后试样的微观组织更加细小均匀，因此其力学性能更加优异。

2.3不同热处理工艺对力学性能的影响

不同状态下等离子弧增材制造Ti-6Al-4V钛合金的室温拉伸性能如表4所示。总体来看，退火处理试样的力学性能与沉积态试样基本一致，固溶时效处理试样的强度与沉积态和退火态试样相比得到了大幅度的提升，而伸长率却相对降低，这也符合热处理调控性能遵循强度与塑性的反比关系。

表4不同状态下Ti-6Al-4V钛合金的拉伸性能

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

对比分析不同去应力退火制度下Ti-6Al-4V钛合金的室温拉伸性能，如图6所示。对比制度1和制度2可以看出，退火温度由800℃升至850℃时，试样的抗拉强度和屈服强度略有降低，但是X方向的伸长率明显升高，这与微观组织的变化有密切关系。由图4可知，随着退火温度升高，片层α相逐渐长大，板条α相的宽度逐渐增加，晶粒粗化，晶界α相连续性增强，导致可以阻碍位错运动的α/β相界面积减少，强度降低。而α板条宽度的增加导致其长宽比减小，较小的长宽比使得板条α相之间的协调变形更加容易，因此伸长率提高。对比制度2和制度3可以看出，当退火冷却方式由空冷改为炉冷时，强度和伸长率的变化均不明显，说明冷却速率对试样的拉伸性能影响不大，由图4可知，其微观组织的变化也不大，因此拉伸性能的变化不大。

对比分析不同固溶时效制度下Ti-6Al-4V钛合金的室温拉伸性能，如图7所示。对比制度4和制度5可以看出，当固溶温度为890℃、时效温度由500℃升至550℃时，试样X方向的抗拉强度由1071.3MPa降至1040.9MPa,伸长率由5.7%升至7.7%,而Z方向的性能变化较小，抗拉强度仅降低了13.9MPa,伸长率仅提高了0.8%。从微观组织来看,由图5(a,b)可知,500℃时效试样(制度4)的XY截面存在连续的 α GB 相,导致了变形过程中β晶界处的位错塞积,使得应力在连续的晶界α相处积累,形成了沿晶裂纹,故而伸长率较低。而试样中存在少量呈细小而弥散分布的颗粒状α相,有利于在变形过程中起到弥散强化作用，进而提高强度。

对比制度4和制度6可以看出，当时效温度为500℃、固溶温度由890℃升至920℃时，试样不同方向的强度均有降低，X方向的抗拉强度降低了42.4MPa,屈服强度降低了54.8MPa,Z方向的抗拉强度降低了13.9MPa,屈服强度降低了186.1MPa,变化较为明显。对于伸长率，X方向的伸长率大幅提高，由5.7%提高到了11.0%，Z方向的伸长率仅提高了0.3%，可以认为几乎没有变化。从微观组织来看，对比图5(a，b)和图5(e，f)可知，随固溶温度由890℃(制度4)升至920℃(制度6),板条α相的尺寸变得粗大，存在较多的尺寸不一的短棒状α相，晶界及晶内组织粗化现象明显，因此强度降低，塑性相对较好。

对比制度6和制度7可以看出，当固溶温度为920℃、时效温度为500℃、固溶时间由1.5h延长至2.0h时，试样X方向的抗拉强度和屈服强度分别提高了2.6MPa和0.9MPa,变化较小,而伸长率降低了2.7%，塑性变差。试样Z方向的抗拉强度和屈服强度分别提高了1.8MPa和5.9MPa,伸长率降低了0.7%,性能变化不明显。从微观组织来看，对比图5(e，f)和图5(g,h)可以明显看出,经1.5h固溶处理(制度6)的试样组织主要由尺寸较大的板条α相组成,而经2.0h固溶处理(制度7)的试样组织由均匀且细小的 α集束相互平行或交错构成网篮组织,说明固溶时间的延长使得板条 α相有细化的趋势,因此试样的强度得到略微提升，伸长率相对降低。

总体来说，无论是沉积态试样，还是去应力退火试样和固溶时效处理试样，其拉伸性能各向异性明显，Z方向的伸长率远远高于X方向，而强度则相反，这是由于Ti-6Al-4V钛合金是典型的α+β双相组织,在快速冷却条件下，原始β晶粒通常沿着垂直基体方向向上生长，并且组织中体积分数较大的密排立方α相本身具有各向异性的特征，进而导致采用高能量密度沉积的零件表现出更明显的各向异性。对比XZ截面(见图4(a,b))和XY截面(见图4(c,d))的微观组织可以看出，XY截面的组织均匀性更好，因此X方向的强度更高，伸长率较低。

综上所述，经固溶时效处理的试样强度远远高于去应力退火试样，但塑性较差。考虑到试样的综合性能，发现经制度6固溶时效处理后的试样强度和伸长率都比较好，并且X方向和Z方向性能差异不明显，因此推荐等离子弧增材制造Ti-6Al-4V钛合金制件的最佳热处理工艺为920℃固溶1.5h,水淬+500℃时效2h,空冷。

3、结论

1)等离子弧增材制造Ti-6Al-4V钛合金经去应力退火处理后的微观组织整体呈现为典型的网篮组织特征，由β晶粒内分布板条状α相和针状α相交错排列组成，并且存在明显的晶界α相。随着退火温度的升高，片层α相逐渐长大，组织粗化，试样的强度降低，伸长率提高。但是冷却速率的变化对试样微观组织和力学性能的影响不大。

2)等离子弧增材制造Ti-6Al-4V钛合金经固溶时效处理后的基体相亦为网篮组织，但是板条 α相出现了不同程度的碎断，形成了粒状、短棒状和蟹爪状组织,更加均匀细小,因此力学性能与退火态相比得到了明显改善，并且固溶温度、时间以及时效温度的变化均对力学性能有不同程度的影响。

3)无论是去应力退火热处理，还是固溶时效处理,Ti-6Al-4V钛合金试样的拉伸性能均表现出明显的各向异性，即Z方向的伸长率远远高于X方向，而强度则相反。采用920℃固溶1.5h,水淬+500℃时效2h,空冷的热处理制度时,Ti-6Al-4V钛合金的综合力学性能最佳,故推荐其为等离子弧增材制造Ti-6Al-4V制件的最佳热处理工艺。

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（注，原文标题：热处理对等离子弧增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织与力学性能的影响_王亚齐）