鈦合金因比強度高、不易腐蝕等優異性能廣泛應用于航空、航天等高端制造領域[1-3]。鈦合金以鈦為基本元素，鈦的存在形式主要是α相和β相兩種同素異構體，而雙相鈦合金具有良好的塑韌性，且在高溫下組織和性能比較穩定[4-5]。其中最常用的雙相鈦合金TC4，其用量幾乎占全部鈦合金加工件的 95%[6]。

然而，鈦合金的加工難度較大，且加工后表面狀態不佳[7-8]，導致其使用成本升高的同時零件的結構設計也受到制約。該問題有望通過3D打印技術得到一定程度的解決。3D打印技術[9-10]又稱為增材制造技術，其主要利用金屬或塑料粉體等材料，通過分層制造，逐層疊加的方式來實現零件的加工制備，具有集成化高和精度高等優點。3D打印技術采用不同于傳統減材制造的加工方法，有著極高的材料利用率[11-12]。

但是3D打印所制備出來的鈦合金構件的微觀組織為尺寸不均勻的網籃組織，且宏觀組織存在明顯的各向異性，與普通鑄鍛態鈦合金均勻的等軸組織相比，網籃組織強度較低，且樣品內部存在的孔隙和少量缺陷會影響構件的力學性能。已有較多研究[13-15]表明熱處理可以有效改善3D打印鈦合金的組織結構，從而達到提升其力學性能的目的。

本文在不同的溫度條件下對3D打印TC4鈦合金進行固溶 + 時效處理，對比觀察其微觀組織在熱處理后相對原始沉積態發生的變化，并系統分析相應的力學性能變化規律，以期得到具有良好綜合力學性能的3D打印鈦合金。

1、試驗材料及方法

試驗材料選用電弧熔絲增材制造法制備的3D打印TC4鈦合金(Ti-6Al-4V)。將所有TC4鈦合金試樣分成 5 組，其中 1 組作為原始沉積態分析其組織特點和對應的力學性能，另外 4 組分別進行固溶 + 時效處理。TC4合金相變溫度約為(995 ± 15) ℃[16]，因此本研究選取相變溫度附近的溫度進行固溶處理，熱處理工藝為 890、920、960、1020 ℃ ×1 h(水冷)固溶 +490 ℃ ×2 h(爐冷)時效處理，所采用的設備為 SRJX-4-13 箱式電阻爐。

采用 CMT-5105 三思萬能電子試驗機測試 5 組樣品的力學性能，并用 JSM-6510A 型掃描電鏡觀察其宏微觀斷口形貌，其中拉伸試驗嚴格按照 GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第 1 部分:室溫試驗方法》加工試樣，如圖1 所示，試樣厚度為2．5 mm，采用控制方式 GB/T228A224 確定施加載荷和加載速率并進行試驗。采用Olympus MODEL GX51 光學顯微鏡觀察鈦合金熱處理前后的微觀組織，以分析力學性能和斷口形貌的變化。

2、試驗結果與討論

2.1顯微組織

圖 2 所示為3D打印TC4鈦合金在原始沉積態和經不同溫度固溶 + 490 ℃ 時效處理后的顯微組織?？梢钥闯?，鈦合金沉積態組織形貌特征主要為兩相相互交錯成類似編織狀的網籃組織。經不同固溶時效工藝處理后，合金的微觀組織形貌表現為不同特征，雖仍為α相和β相，但α相的含量、形貌發生了明顯變化。具體表現為:當固溶溫度為890 ℃時，可以發現合金時效后的組織中細長片狀α相以集束的形式生長于完整的原始晶界附近，但局部存在魏氏組織，如圖 2( b) 所示;隨著固溶溫度的升高，920 ℃ 時α相逐漸長大成粗大的板條狀( 見圖2(c))，與 890 ℃ 時相比α相長度變短、寬度增加，且魏氏組織基本消失;當固溶溫度升高到 960 ℃ 時(見圖2(d))，由于此溫度接近α→β 相轉變溫度(995 ±15) ℃ [16]，粗大的板條狀α相組織在固溶處理過程中被溶解，初生α相的含量大大降低;而 1020 ℃ 的固溶溫度遠遠高于相變溫度，初生α相已經被全部溶解，原始沉積態中魏氏組織形態已消除，原始α相的層片狀形貌也基本消失，僅能觀察到β相和部分次生馬氏體α相，如圖2(e) 所示。

2.2力學性能

3D打印TC4鈦合金的力學性能隨固溶溫度的變化趨勢如圖 3 所示，其中室溫(25 ℃)代表的是未經固溶時效處理的原始沉積態試樣。由圖 3(a)可以看出，經固溶時效處理以后，鈦合金的抗拉強度在整體上相對原始沉積態的鈦合金均有所提高，說明固溶時效處理可有效提高3D打印TC4鈦合金的強度。隨著固溶溫度的升高，抗拉強度先升后降，在固溶溫度為 920 ℃時達到最大值，為 1100 MPa，該值能夠與鑄鍛態TC4鈦合金的強度相媲美;當固溶溫度超過 920 ℃以后，抗拉強度不但沒有增加反而急劇下降。結合顯微組織不 難發現，沉積態組織為網籃組織;經固溶時效處理后，組織中開始出現α相集束，同時快冷中產生針狀次生α 相，抗拉強度有所提高，而固溶溫度為 920 ℃ 時，魏氏組織基本消失，且組織內部存在大量的位錯塞積，使得抗拉強度大幅提高;但隨著固溶溫度繼續升高，大量α 相溶解，強化相減少，抗拉強度又明顯下降。

由圖 3(b)可以看出，原始沉積態的3D打印TC4鈦合金的伸長率可達 13% ，經固溶時效處理后，鈦合金的伸長率整體明顯降低，說明固溶時效處理后 3D打印鈦合金的塑性相較于原始沉積態變差了。尤其是當固溶溫度大于 960 ℃時，伸長率顯著減小，固溶溫度為 1020 ℃時甚至低于 6% ，此時材料的塑性變形能力很差，其工程意義變得不大。值得注意的是，當固溶溫度從 890 ℃ 升高到 960 ℃ 時，伸長率的變化趨勢也有一個小的回升，鈦合金的塑性變形能力有一定改善。

結合固溶溫度對3D打印TC4鈦合金強度和塑性兩者的影響規律可以得出，固溶溫度的升高可以提高鈦合金的強度，同時卻降低了其塑性?？傮w來看，當固溶溫度為 920 ℃ 時，固溶時效處理后的3D打印TC4鈦合金可以獲得較好的綜合力學性能。

2.3斷口分析

對3D打印TC4鈦合金試樣拉伸斷口進行宏微觀形貌觀察有利于了解固溶時效處理前后試樣的斷裂行為，與此同時，斷口形貌也可以從側面反映材料的力學性能。

2.3.1宏觀形態特征

圖 4 所示為3D打印TC4鈦合金經不同溫度固溶 +490 ℃時效處理的拉伸斷口宏觀形貌。由圖 4(a ～ d)可以看出，宏觀斷口均呈暗灰色、纖維狀，且表面不平整，即邊緣區域較高、內部較低。該形貌特征基本符合韌性斷裂的宏觀形態特征。韌性斷裂的宏觀斷口分為3 個區域:中心纖維區、裂紋擴展放射區以及邊緣剪切唇區。在同一種材料中，這 3 個區域的大小和比例可以反映試樣力學性能的差異。放射區是裂紋快速擴展的部分，其比例越小，說明材料的塑性越好。換言之，材料的塑性越好，則纖維區和剪切唇區占的比例越大，放射區的占比越小甚至可能消失。

按此理論，圖 4(a)和(d)的塑性好于其他 3 個，而圖 4(c)的塑性稍好于圖 4(b)，圖 4(e)的塑性最差。原因在于:在圖 4(a)和(d)中可以發現其斷口呈現為纖維狀，并且不平整，具有邊緣較高，中心區域較低的特征，而且在中心區域可以看到明顯的同心圓狀紋理，而且在圖 4(a)中更是可以直觀地看到剪切唇和明顯的頸縮，這些都是典型的韌性斷裂的特征，說明原始沉積態 3D打印TC4鈦合金的塑性最好;而圖 4(e)中幾乎觀察不到剪切唇區和纖維區所組成的同心圓形貌，斷口較為平整，其宏觀形態基本呈現不出典型的韌性斷裂特征。

2.3.2微觀形態特征

進一步觀察拉伸斷口的微觀形態特征，可以確定鈦合金經不同固溶時效處理后的斷裂機制，針對中心部位的纖維區和邊緣部位的剪切唇區分別進行了詳細觀察，分別如圖 5 和圖 6 所示。

圖 5 顯示了不同固溶溫度下拉伸斷口纖維區的微觀形態，均可觀察到清晰的韌窩，這是韌性斷裂的典型微觀特征。說明無論塑性好壞，本組試樣的斷裂機制均是韌性斷裂，驗證了斷口宏觀形態分析對斷裂機理的判斷。位于斷口中心的纖維區是試樣發生斷裂的起始處，在拉伸載荷的作用下，此區域發生塑性變形并逐漸產生顯微空洞，經長大聚集并相互連接并形成裂紋，最終造成鈦合金的斷裂失效。相比之下，在原始沉積態的鈦合金斷口纖維區可觀察到大而深的韌窩，如圖 5(a) 所示，說明未經熱處理時鈦合金的塑性變形能力較強。經過 890 ℃ 熱處理后，斷口纖維區的韌窩變得較淺，而當固溶溫度從 890 ℃升高到 960 ℃時，韌窩又逐漸變大變深，如圖 5(b ～ d)所示，說明其塑性變形能力又有一個提升，這與試樣力學性能分析中塑性的變化趨勢一致。而當固溶溫度為 1020 ℃時，其微觀形態雖然是小而淺且不均勻的韌窩，如圖 5(e)所示，但這也只是說明其塑性變差了，而其斷裂機制仍可以確定為韌性斷裂。

當材料中出現裂紋并快速擴展以后，斷口邊緣的剪切唇區便是斷裂的最后階段，通常表現為撕裂過程。從圖 4 中的宏觀照片來看，該區域較為平齊，不像中心纖維區凹凸不平，其具體的微觀形貌如圖 6 所示。在圖 6(a ～ d)中，可以看到明顯的韌窩，雖然其大小明顯小于中心纖維區的韌窩，但該區域仍可判斷為韌性斷裂。而在圖 6(e)中沒有觀察到明顯的韌窩，說明該試樣已不具備韌性斷裂的特征，這與圖 3(b)中塑性變化的趨勢是一致的。由于斷口邊緣剪切唇區的面積較小，因此該區域對鈦合金塑性的影響要小于斷口中心的纖維區。

3、結論

1) 與原始沉積態3D打印TC4鈦合金相比，經固溶時效處理后強度得到顯著提高;且隨著固溶溫度的升高，強度值先增后降，在 920 ℃ × 1 h 固溶 + 490 ℃ ×2 h 時效條件下達到最大值，為 1100 MPa，同時具有一定的塑性。

2) 未經熱處理與經 890 ～ 960 ℃ 固溶 + 490 ℃ 時效處理的TC4鈦合金，其斷口的宏觀形態顯示出明顯的纖維區和剪切唇區;其微觀形態則由韌窩組成，為典型的韌性斷裂特征。

3) 通過顯微組織觀察可以發現，經過固溶 + 時效處理可消除3D打印TC4鈦合金中的魏氏組織，使其強度提高;但隨著固溶溫度的升高，初生α相減少、針狀次生α相增加，材料的強度和伸長率又會下降。

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