热处理对激光选区熔化TA15组织性能的影响

Effect of heat treatment on microstructure and properties of selective laser melting TA15 alloy

摘要

为了提高选区激光熔化TA15合金试样的综合力学性能，本研究开展了选区激光熔化 （selected laser melting，SLM）TA15合金在800 ℃+空冷、950 ℃+空冷和1050 ℃+空冷退火条件下的组织和力学性能研究。利用电子背散射衍射表征了不同状态TA15合金组织结构特征。结果表明，800 ℃和950 ℃热处理未明显改变α相的取向和织构，呈现网篮组织结构特征；1050 ℃热处理后，沿［0001］方向出现最大强度为9.18的织构，呈现魏氏体组织特征。随着退火温度的升高，α′/α相的宽度逐渐增加，长宽比先上升后下降，α′/α相内几何必要位错密度逐渐降低。试样维氏硬度值先下降、后上升，未热处理态试样维氏硬度值最大，为（397.2±10）HV。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 ℃和900 ℃热处理试样呈现塑性断裂特征；1050 ℃热处理试样为脆性断裂。

Abstract

To improve the comprehensive mechanical properties of selective laser melting （SLM） TA15 alloy， the microstructure and mechanical properties of SLM TA15 alloy are studied under annealing conditions of 800 ℃+air cooling， 950 ℃+air cooling， and 1050 ℃+air cooling. The microstructure characteristics of TA15 alloy under annealing conditions are characterized by electron backscatter diffraction. The results show that the orientation and texture of the α phase are not changed after the heat treatment at 800 ℃ or 950 ℃， showing the characteristics of a net basket structure. After the heat treatment at 1050 ℃， the texture with the maximum strength of 9.18 appears along the direction ［0001］， showing the characteristic of the weistenite structure. With the increase of annealing temperature： the width of both α' and α phase increases gradually； the aspect ratio of both α' and α phase increases first and then decreases； the geometrically necessary dislocation density of both α' and α phase decreases gradually； the Vickers hardness of the sample decreases first and then increases， with the highest Vickers hardness of （397.2±10）HV for the unheat treated sample； the strength of TA15 sample decreases gradually； and the elongation increases first and then decreases. After tensile tests， the unheat treated samples show mixed fracture characteristics， the samples treated at 800 ℃ and 900 ℃ show plastic fracture characteristics， and the sample treated at 1050 ℃ show brittle fracture characteristics.

Graphical abstract

关键词

选区激光熔化 / 热处理 / TA15 / 显微组织 / 力学性能

Key words

selective laser melting / heat treatment / TA15 / microstructure / mechanical property

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^［1-2］。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（β_tr）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化粉末，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。

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，900 ℃+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。

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［11\overline{\mathrm{2}}0］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， （1120）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。试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900 ℃+AC呈现塑性断裂特征；1050 ℃+AC为脆性断裂。

参考文献

[1] ATTAR H， CALIN M， ZHANG LC， et al. Manufacture by selective laser melting and mechanical behavior of commercially pure titanium［J］. Materials Science and Engineering： A， 2014，593： 170-177.

[2] LI G C， LI J， TIAN X J， et al. Microstructure and properties of a novel titanium alloy Ti-6Al-2V-1.5Mo-0.5Zr-0.3Si manufactured by laser additive manufacturing［J］. Materials Science and Engineering： A， 2017， 684： 233-238.

[3] BANERJEE D， WILLIAMS J C. Perspectives on Titanium Science and Technology［J］. Acta Materialia， 2013， 61（3）： 844-879.

[4] GUPTA A， KHATIRKAR R， SINGH J. A review of microstructure and texture evolution during plastic deformation and heat treatment of β-Ti alloys ［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2022， 899： 63242.

[5] VRANCKEN B， THIJS L， KRUTH J P， et al. Heat treatment of Ti6Al4V produced by selective laser melting： microstructure and mechanical properties［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2012： 541：177-185.

[6] JIANG J J， REN Z H， MA Z B， et al. Mechanical properties and microstructural evolution of TA15 Ti alloy processed by selective laser melting before and after annealing［J］. Materials Science and Engineering： A， 2020， 772： 138742.

[7] THIJS L， VERHAEGHE F， CRAEGHS T， et al. A study of the microstructural evolution during selective laser melting of Ti-6Al-4V［J］. Acta Materialia， 2010， 58（9）： 3303-3312.

[8] ZHOU B， ZHOU J， LI H X， et al. A study of the microstructures and mechanical properties of Ti6A14V fabricated by SLM under vacuum［J］. Materials Science and Engineering： A， 2018， 724： 1-10.

[9] WU X， CAI C， YANG L， et al. Enhanced mechanical properties of Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V with ultrafine crystallites and nano-scale twins fabricated by selective laser melting［J］. Materials Science and Engineering： A， 2018， 738：10-14.

[10] 郭连平， 侯廷红， 陈凌瀚， 激光3D打印TA15钛合金相变点的测定［J］. 信息记录材料， 2022， 4： 55-57.

[11] GUO L P， HOU T H， CHEN L H， et al. Measurement of phase transformation temperature of TA15 titanium alloy by laser 3D printing ［J］. Information Recording Materials， 2022， 4： 55-57.

[12] 肖振楠，刘婷婷，廖文和，激光选区熔化成形TC4钛合金热处理后微观组织和力学性能［J］.中国激光，2017，44（9）：87-95.

[13] XIAO Z N， LIU T T， LIAO W H， et al. Microstructure and mechanical properties of TC4 titanium alloy formed by selective laser melting after heat treatment［J］. Chinese Journal of Lasers， 2017，44（9）：87-95.

[14] SABBAN R， BAHK S， CHATTERJEE K， et al. Globularization using heat treatment in additively manufactured Ti-6Al-4V for high strength and toughness［J］. Acta Materialia，2018，162： 239-254.

[15] 唐鹏钧，房立家，王兴元，人工时效对激光选区熔化AlMg 4.5Sc0.55Mn0.5Zr0.2合金显微组织和力学性能的影响［J］. 材料工程， 2022， 50（2）： 84-93.

[16] TANG P J， FANG L J， WANG X Y， et al. Effect of artificial ageing on microstructures and mechanical properties of selective laser melted AlMg4.5Sc0.55Mn0.5Zr0.2 alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2022， 50（2）： 84-93.

[17] 解妙霞， 辛琪珂， 李焱鑫， 预热对选区激光熔化316L不锈钢力学性能的影响［J］. 中国激光， 2022， 49（8）： 0802016.

[18] XIE M X， XIN J K， LI Y X， et al. Effect of preheating on mechanical properties of 316L stainless steel fabricated by selective laser melting［J］. Chinese Journal of Lasers， 2022， 49（8）： 0802016.

[19] 梁恩泉， 代宇， 白静， 退火态激光选区熔化成形AlSi10Mg合金组织与力学性能［J］. 材料工程， 2022， 50（5）： 156-165.

[20] LIANG E Q， DAI Y， BAI J， et al. Microstructure and mechanical property of annealing heat treated AlSi10Mg alloy fabricated by selective laser melting［J］. Journal of Materials Engineering， 2022， 50（5）： 156-165.

[21] 邓操， 李瑞迪， 袁铁锤， Al含量对选区激光熔化AlxCoCrFeNi（x=0.3，0.5，0.7，1.0）的显微组织及纳米压痕的影响［J］. 材料工程， 2022， 50（6）： 27-35.

[22] DENG C， LI R D， YUAN T C， et al. Influnce of Al content on microstructure and nanoindentation of selective laser melting AlxCoCrFeNi（x=0.3，0.5，0.7，1.0）［J］. Journal of Materials Engineering， 2022， 50（6）： 27-35.

[23] SUN Q J， WANG G C. Microstructure and superplasticity of TA15 alloy［J］. Materials Science and Engineering： A， 2014， 606：401-408.

[24] SHI R， DIXIT V， FRASER H L， et al. Variant selection of grain boundary α by special prior β grain boundaries in titanium alloys［J］. Acta Materialia， 2014， 75：156-166.

基金资助

国家重点研发计划项目(2018YFB1105800)