Ti–6Al–4V（TC4）鈦合金由于擁有優(yōu)異的耐腐蝕性能，而且比強(qiáng)度和屈強(qiáng)比較高[1]，目前被廣泛應(yīng)用于航空航天、航海與生物醫(yī)療[2–4]等行業(yè)。但是對(duì)于形狀復(fù)雜的結(jié)構(gòu)件，傳統(tǒng)加工工藝繁瑣復(fù)雜，使得材料利用率低、制造成本很高。而經(jīng)濟(jì)性好、制造周期短和性能優(yōu)越是未來(lái)TC4合金零件制造行業(yè)發(fā)展的必然趨勢(shì)，采用激光增材制造（Laser Additive Manufacturing，LAM）TC4合金構(gòu)件兼具成本低、周期短、性能高等優(yōu)勢(shì)[5]。
然而，由于 LAM 過程中快速加熱冷卻的特點(diǎn)，使得 LAM TC4合金沉積態(tài)組織與傳統(tǒng) TC4合金鑄鍛件組織在尺度、形態(tài)和分布等方面都有較大區(qū)別[6]。傳統(tǒng)TC4鈦合金組織形態(tài)主要包括魏氏組織、網(wǎng)籃組織、雙態(tài)組織、等軸組織，以及 Zhou 等[7] 通過近 β 鍛造發(fā)展起來(lái)的三態(tài)組織，不同組織形態(tài)、不同相的比例及分布對(duì)于合金力學(xué)性能有很大影響。而LAMTC4合金顯微組織主要由貫穿整個(gè)熔覆層的粗大 β 柱狀晶以及晶界的初生 α 板條組成，柱狀晶內(nèi)亞顯微組織組成比較復(fù)雜，受加工參數(shù)影響較大，一般為針狀 α' 馬氏體、α 魏氏組織等。通過對(duì) LAM TC4合金零件進(jìn)行合理的熱處理從而優(yōu)化其組織結(jié)構(gòu)，是目前提升 LAMTC4合金力學(xué)性能的有效手段。根據(jù)加熱溫度，TC4合金的熱處理通
常分為兩類。當(dāng)加熱溫度高于 Tβ（α → β 轉(zhuǎn)變溫度，約 995℃）[8] 時(shí)的熱處理稱為超臨界熱處理，在低于Tβ 的溫度下進(jìn)行的熱處理稱為亞臨界熱處理[9]。國(guó)內(nèi)外研究學(xué)者相繼
對(duì)此展開了諸多研究。本文通過分析國(guó)內(nèi)外近年來(lái) LAM TC4合金熱處理工藝的最新研究成果，以期能夠?yàn)?LAM TC4合金熱處理工藝的進(jìn)一步優(yōu)化，獲得具備更加優(yōu)異綜合力
學(xué)性能的 LAM TC4合金提供借鑒。
一、金屬 LAM 技術(shù)原理及特點(diǎn)
目前金屬 LAM 技術(shù)主要包括以同步送粉為特點(diǎn)的激光熔覆沉積（Laser Cladding Deposition，LCD）技術(shù)以及以粉床鋪粉為特點(diǎn)的選區(qū)激光熔化（Selective Laser Melting，
SLM）技術(shù)[10]。由于 TC4合金在高溫下極易氧化，因此整個(gè)制造過程需在真空環(huán)境或干燥惰性氬氣氛保護(hù)下完成。
1、 LCD技術(shù)
LCD 技術(shù)結(jié)合了增材制造技術(shù)中“疊層累加”沉積原理和激光熔覆技術(shù)，通過分層軟件將建立的 CAD三維數(shù)據(jù)模型離散為一組二維圖形，即分層切片，通過編程形成加工路徑
以控制激光頭掃描路徑[11]。同時(shí)以高能激光束作為熱源，送粉器將金屬粉末經(jīng)同軸送粉噴嘴同步送進(jìn)，從而將同步送給的金屬粉末進(jìn)行逐層熔化、快速凝固、逐層沉積，最終獲得近凈成形三維實(shí)體零件。
LCD 技術(shù)的突出優(yōu)點(diǎn)是不受零件成形尺寸限制，可實(shí)現(xiàn)大尺寸零件一體化直接制造；可對(duì)失效和受損零件實(shí)現(xiàn)快速修復(fù)，并可實(shí)現(xiàn)定向組織的修復(fù)與制造。但是成本較高，效率低下，制造精度相對(duì)較低[10,12]。
2 、SLM技術(shù)
SLM 技術(shù)同樣要進(jìn)行建模分層，編程形成加工路徑以控制激光頭掃描路徑。同時(shí)在高能激光束的輻照下，選擇性地熔化鋪粉層的金屬粉末形成熔池，然后快速凝固。當(dāng)前鋪粉層掃描完成后，將基臺(tái)降低與層厚度相等的量，并用刮刀鋪上一層新的粉末，層層疊加，從而實(shí)現(xiàn)零件一體化成形[3]。
SLM 成形零件精度及粉末利用率較高，但是成形零件尺寸受到基臺(tái)和工作箱尺寸的限制，不適合成形大尺寸零件，也不適合對(duì)失效零件進(jìn)行修復(fù)[10]。
二、不同熱處理工藝下 LAM TC4鈦合金組織與性能國(guó)內(nèi)外研究進(jìn)展
1、 國(guó)外研究進(jìn)展ALi 等[13] 發(fā)現(xiàn)將打印基板預(yù)熱到 570oC 能顯著降低 SLM TC4合金構(gòu)件內(nèi)部的殘余應(yīng)力，提升屈服強(qiáng)度和塑性。在該溫度下，打印過程中 α' 馬氏體組織直接分解成平衡α+β 微觀組織 , 與基板未預(yù)熱狀態(tài)下打印相比，屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了 3.2% 和 66.2%。
Sabban 等[14] 采用氬氣氛保護(hù)重復(fù)熱循環(huán)處理工藝，熱處理溫度Ta 接近但低于 Tβ，使得 α 相球化，最終獲得由球化 α 相與 β 轉(zhuǎn)變基體中的片層 α 相組成的雙態(tài)組織，實(shí)現(xiàn)了不需要借助塑性變形[15]，單純通過熱處理使得板條組織球化，從而將 SLM TC4合金的伸長(zhǎng)率和韌性分別提高了 80% 和 66%，產(chǎn)生雙態(tài)組織的詳細(xì)熱處理工藝 1（Heat
Treatment 1，HT1）：在 875~975℃之間的熱循環(huán)，加熱速率為 2.5℃ /min，冷 卻 速 率 為 1 ℃ /min，持 續(xù)24h，然后空冷（Air Cooling，AC），如圖 1 所示[14]。相關(guān)力學(xué)性能指標(biāo)如表 1 所示[14]。
試驗(yàn)分別采取了平行于激光掃描方向的水平方向 H 和垂直于激光掃描方向的垂直方向 V 兩種取樣方式，試樣拉伸方向與取樣方向一致，以評(píng)估打印方向?qū)αW(xué)性能的影響。該研究團(tuán)隊(duì)同時(shí)研究了在熱處理后α 相球化機(jī)理。在熱循環(huán)過程中由于冷速較慢，α 相和 β 相的體積分?jǐn)?shù)振蕩與 α 相外延生長(zhǎng)協(xié)同作用導(dǎo)致 α 相球化。而晶界分裂無(wú)法實(shí)現(xiàn)α 相完全球化，邊緣球化并非 α 相球化的原因[15]。
龍老虎等[16] 通過總結(jié)試驗(yàn)規(guī)律發(fā)現(xiàn)，材料屈強(qiáng)比在 0.80~0.85 范圍內(nèi)，材料的綜合力學(xué)性能會(huì)比較好，有利于提高材料的韌性和低周疲勞性能。文獻(xiàn) [14] 通過使 α 片層球化所獲得的雙態(tài)組織 TC4合金屈強(qiáng)比比較符合 0.80~0.85 范圍，因而其綜合力學(xué)性能較好，可以預(yù)測(cè)其低周疲勞性能也應(yīng)該較為理想。
Kumar 等[17] 實(shí)現(xiàn)了在不顯著降低拉伸強(qiáng)度的情況下，單獨(dú)通過退火熱處理工藝來(lái)提高 SLM TC4合金斷裂韌性和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力的可能性。圖 2 所示為分別采用氬氣氛保
護(hù)單步冷卻（HT1，HT3）與兩步冷卻（HT2，HT4）熱處理工藝，研究了在 4 種不同 SLM 參數(shù)下 SLM TC4合金力學(xué)性能的變化。研究表明，將SLM TC4 沉積態(tài)試樣在實(shí)際加熱溫度 Ta ＞ Tβ 的條件下（HT3 和 HT4）進(jìn)行退火，可以完全消除原始 β 柱狀晶微觀結(jié)構(gòu)，但會(huì)導(dǎo)致粗大等軸β 晶的出現(xiàn)。對(duì)于 SLM TC4 沉積態(tài)合金，屈服強(qiáng)度可超過 1000MPa，且 I 型斷裂韌性（KIc）在 50 MPa· m?左右。而采用 Ta<Tβ（HT2）這種兩步熱處理，粗化的 α 相片層與原始細(xì)小的 β 相組成 α+β 網(wǎng)籃組織，降低了合金力學(xué)性能的各向異性，提高了合金的伸長(zhǎng)率、斷裂韌性和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力，熱處理后材料 KIc 提高了將近 1 倍。這些性能明顯優(yōu)于相同晶粒度的鍛造 TC4合金。但同時(shí)使熱處理后的 SLM TC4合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比沉積態(tài)合金性能降低了約 20%。對(duì)試樣進(jìn)行 HT2熱處理后的相關(guān)力學(xué)性能指標(biāo)如表 2 所示[17]，樣代號(hào)為 3090、3067、6090 和 6067 ；前兩位數(shù)字表示層厚t，下一位數(shù)字表示層間旋轉(zhuǎn)角 ?。如3090 表 示 t=30μm 且 ?=90°。Kq 為條件斷裂韌性，因?yàn)樵囼?yàn)中所用半尺寸壓縮 – 拉伸試樣的厚度不滿足ASTM E399–12 中的平面應(yīng)變條件。
在熱處理后，試樣的拉伸行為和穩(wěn)態(tài)疲勞裂紋擴(kuò)展行為與原始 β 微觀結(jié)構(gòu)無(wú)關(guān)，而斷裂韌性與之相關(guān)，合金的強(qiáng)度趨于各向同性。但是熱處理后仍然存在原始 β 柱狀晶結(jié)構(gòu)的合金，其斷裂韌性具有明顯的各向異性，而穩(wěn)態(tài)疲勞裂紋擴(kuò)展速率（Fatigue Crack Growth，F(xiàn)CG）與傳統(tǒng)方法制造的同種合金的 FCG 相當(dāng)。疲勞裂紋擴(kuò)展門檻值△K0 有所提升，這是由于網(wǎng)籃組織的產(chǎn)生導(dǎo)致在△K0 值附近時(shí)裂紋擴(kuò)展由穿晶轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐?，從而產(chǎn)生了較高的裂紋擴(kuò)展路徑曲折度。
Vrancken 等[8] 研 究 發(fā) 現(xiàn)，在真 空（10–2Pa）條 件 下 分 別 進(jìn) 行780℃ /2h/ 爐冷（Furnace Cooling，F(xiàn)C）和 843℃ /2h/FC 兩種熱處理后，α' 馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢?α+β 組織，但保持原始 β 柱狀晶微觀結(jié)構(gòu)特征。熱處理溫度越高，α 相粗化越明顯，β 相體積分?jǐn)?shù)越高，越多的 β柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒。試驗(yàn)表明，熱處理溫度對(duì)微觀組織的影響最大。同時(shí)研究了 940℃ /1h/FC+650℃ /2h/AC 和 940℃ /2~20h/FC 兩種熱處理工藝，發(fā)現(xiàn)在 α+β 高溫區(qū)保溫時(shí)間的影響更顯著，α 晶粒尺寸受到β 晶粒尺寸的限制，該試驗(yàn)表明在940℃ /1h/FC+650℃ /2h/AC 工藝下試樣綜合力學(xué)性能最好。隨后又研究了在 850℃保溫 2h，分別進(jìn)行了FC、AC 和 WC，依次得到 α+β 片層組織、α 魏氏組織或網(wǎng)籃組織以及 α' 馬氏體組織。并且片層間距隨冷卻速率的增大而減小。說(shuō)明通過控制冷卻速率可以得到不同的微觀組織形態(tài)。
Longhitano 等[18] 對(duì) SLM TC4合金試樣進(jìn)行氬氣保護(hù)熱處理，發(fā)現(xiàn)在 850℃ /1h/FC、950℃ /1h/FC 兩種熱處理工藝下，微觀結(jié)構(gòu)由針狀 α/α' 相和圍繞在 α 相周圍的 β 相組成。在較高溫度下（＜ Tβ）進(jìn)行的熱處理因?yàn)?V 的偏析使 α 相周圍形成 β 相。此外，在 950℃ /1h/FC工藝下，由于加熱溫度較高，導(dǎo)致組織結(jié)構(gòu)發(fā)生粗化。而在超過 Tβ 的
1050℃ /1h/FC 工藝下，獲得單一 β相，原始 β 柱狀晶微觀結(jié)構(gòu)特征消失，形成粗大 β 晶，冷卻后獲得粗化α+β 片層組織，研究發(fā)現(xiàn)，緩慢的冷卻速率有利于 α 相的形核，α 相
優(yōu)先在 β 相界處生長(zhǎng)。冷卻后，β相存在于 α 板條之間。
Yan 等[19] 研究了在真空（低于10–3Pa）條件下進(jìn)行不同的熱處理以及熱等靜壓（Hot Isostatic Pressing，HIP）后 SLM TC4–ELI 試樣的顯微組織和力學(xué)性能變化。研究對(duì)比了
沉積態(tài)以及在 HIP 和 900℃ /2h/FC工藝 3 種狀態(tài)下試樣的疲勞性能后發(fā)現(xiàn)，沉積態(tài)試樣表現(xiàn)出最低的疲勞強(qiáng)度；而在 900℃ /2h/FC 工藝下，試樣在 107 循環(huán)周次下的疲勞強(qiáng)度較之于沉積態(tài)提高超過 40MPa；HIP 處理后試樣疲勞強(qiáng)度的提升最顯著，如圖 3 所示[19]。HIP 處理后疲勞行為的改善可能歸因于孔隙被壓實(shí)，并且α' 的分解可以提升伸長(zhǎng)率，同時(shí)使試樣具有更好的應(yīng)變硬化能力，而試樣應(yīng)變硬化能力的改善有利于限制缺陷附近的裂紋形核。作者認(rèn)為在低周疲勞體系中，延展性比固有缺陷對(duì)低周疲勞行為影響更大。而在高循環(huán)周次下微觀結(jié)構(gòu)對(duì)殘余孔隙等缺陷更敏感。對(duì)應(yīng)熱處理工藝下的力學(xué)性能參數(shù)如表 3 所示[19]。
Vilaro 等[21] 在真空（1.33×10–3 Pa）條件下對(duì) SLM TC4合金分別進(jìn)行了 730℃ /2h/AC 低溫?zé)崽幚砗透邷責(zé)崽幚恚òǜ邷毓倘芴幚硪约案邷毓倘?+ 回火處理）。并通過分別測(cè)試 V 和 H 兩個(gè)取樣方向的力學(xué)性能，來(lái)評(píng)估加工過程中產(chǎn)生的各向異性。研究發(fā)現(xiàn)，在低溫?zé)崽幚項(xiàng)l件下，觀察到 α' 馬氏體分解為 α+β相，硬度降低，伸長(zhǎng)率略微增加，但各向異性仍然較大。而超臨界高溫?zé)崽幚砗?，?qiáng)度降至與鑄件相近，伸長(zhǎng)率提升最大，但仍低于 10%，同時(shí)各向異性大幅降低。作者認(rèn)為熱處理后伸長(zhǎng)率較低是由于試樣內(nèi)部存在 缺 陷 導(dǎo) 致。 在 1050 ℃ /1h/WC+（700~750℃）/2h/AC 熱處理?xiàng)l件下，顯微組織由 α'+β+α 相組成。在1050 ℃ /1h/WC+（750~850 ℃）/2h/AC 熱處理?xiàng)l件下，生成較軟的 α''斜 方 馬 氏 體 相；而 在 1050 ℃ /1h/WC+（＞ 850℃）/2h/AC 條件下，形成 α'+βr （貧礬 β 相） +α 相，導(dǎo)致硬度升高。
Nicoletto 等[22] 在真空條件下將 4 組 SLM TC4合金試樣分別在740℃、900℃、1200℃保溫 1h 以上，在 大 于 1h 時(shí) 間 里 爐 冷 至 530 ℃，然后在氬氣氛中冷至室溫，以及在740℃保溫大于 1h 后在氬氣氛中冷至室溫，發(fā)現(xiàn)在 900℃下抗拉強(qiáng)度在 1000MPa 以上，伸長(zhǎng)率最大，超過16%，并且低周疲勞性能在 4 種熱處理方法中最好；1200℃溫度下抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率最低，但高周疲勞性能最好，而在 740℃保溫完成后直接在氬氣氛中冷卻試樣疲勞性能最差。
2、 國(guó)內(nèi)研究進(jìn)展
Zhao 等[23] 對(duì) LCD TC4合金 進(jìn) 行 氬 氣 氛 保 護(hù) 980 ℃ /1h/FC+920℃ /1h/AC+600℃ /4h/AC 的亞臨界三重?zé)崽幚恚⊿ubcritical TripleHeat Treatment，STHT），如圖 4 所示[23]，實(shí)現(xiàn)了 LCD TC4–ELI（ExtraLow Interstitial TC4）合金的優(yōu)異延展性，并研究了該合金中 α 片層球化機(jī)理。
試驗(yàn)測(cè)得沉積態(tài)試樣的屈服強(qiáng) 度、抗 拉 強(qiáng) 度 和 伸 長(zhǎng) 率 分 別 為855.6MPa、932.3MPa 和 12.5%。 通過對(duì)沉積態(tài)試樣采用 STHT，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度略微降低至 829.3MPa
和 905.8MPa。然而，伸長(zhǎng)率大大提高到 25.1%，與沉積態(tài)試樣相比伸長(zhǎng)率提升了 105%。在二次等軸 αe 相中連續(xù)出現(xiàn)的位錯(cuò)滑移和剪切變形被證明可以顯著提高合金伸長(zhǎng)率。
超細(xì)的二次 αs 片層和等軸 αe 相中的位錯(cuò)纏結(jié)是產(chǎn)生可觀屈服強(qiáng)度的主要原因。研究發(fā)現(xiàn)，α 片層的球化機(jī)制是由于固有位錯(cuò)在亞臨界退火時(shí)多邊形化形成亞晶界而導(dǎo)致的。
Tao 等[24] 研 究 發(fā) 現(xiàn) 在 真 空（1×10–3Pa）條件下對(duì) SLM TC4 試樣采用 800~900℃ /2~4h/FC 熱處理工藝，然后在 920℃ /100MPa 條件下進(jìn)行 HIP 處理 2h 后 α' 馬氏體會(huì)轉(zhuǎn)化為 α+β 片層組織，材料力學(xué)性能存在的各向異性可能會(huì)被消除。在800℃ /2h/FC 工藝下，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均略有下降，但與采用去應(yīng)力退火的試樣相比 , 伸長(zhǎng)率明顯增加。伸長(zhǎng)率增加是由于馬氏體完全分解成細(xì)小的 α+β 平衡相。另外，熱處理溫度相對(duì)較低，因此顯微組織的粗化不明顯。當(dāng)在 800℃ /4h/FC 工藝下，屈服強(qiáng)度降幅不明顯，但總伸長(zhǎng)率增幅較大。此時(shí)伸長(zhǎng)率增加可歸因于長(zhǎng)時(shí)間退火后合金元素再分布。
研究發(fā)現(xiàn)，即使在 HIP 處理后，成形件表面的損傷也會(huì)導(dǎo)致伸長(zhǎng)率急劇下降。SLM TC4合金試樣不同處理狀態(tài)下拉伸性能各向異性見表 4[24]（Dr 表示拉伸性能的差異比）。Zhang 等[25] 發(fā) 現(xiàn) 在 氬 氣 氛 環(huán)境 下，當(dāng) 加 熱 溫 度 升 至 950 ℃ 時(shí)，SLMTC4合金組織中的板條長(zhǎng)寬比進(jìn)一步下降，并且微觀結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出球化的趨勢(shì)。部分 α 板條的球化程度不斷增加，形態(tài)各向異性消失。因此，研究認(rèn)為可以利用低于 Tβ 的高溫亞臨界退火處理來(lái)減少 LAM 期間引發(fā)的微觀結(jié)構(gòu)各向異性。但是這種減少各向異性的效果僅對(duì)于遠(yuǎn)小于α 相域尺度的結(jié)構(gòu)特征是顯著的，而其他幾何特征等于或大于原始 β柱狀晶尺度的微觀結(jié)構(gòu)各向異性則大部分被保留了下來(lái)。在 850℃ /2h/FC 或 900℃ /2h/FC 熱處理后獲得屈服強(qiáng)度、極限抗壓強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的最佳匹配。
Fan 等[26] 研究發(fā)現(xiàn)，SLM TC4合 金 試 樣 經(jīng) 真 空 950 ℃ /1h/AC +540℃ /4h/AC 工藝處理后，微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為 1206MPa 和 1122MPa，伸 長(zhǎng) 率 達(dá) 到 13.42%。 而 在 真 空950℃ /1h/FC 工藝下，組織中的一些α 相球化，另一部分仍具有網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)特性，微觀結(jié)構(gòu)變?yōu)殡p態(tài)組織。試樣的強(qiáng)度略有增加，但伸長(zhǎng)率降低至2.42%，明顯低于沉積態(tài)。圖 5[26] 顯示了經(jīng)過不同熱處理的 TC4合金的金相顯微組織。對(duì)于沉積態(tài) TC4合金，金相組織是以針狀 α' 馬氏體為主的魏氏組織。研究認(rèn)為，魏氏組織的塑性和沖擊韌性較差，但抗蠕變性能較好；網(wǎng)籃組織的塑性、沖擊韌性和高溫蠕變性能較好，雙態(tài)組織強(qiáng)度較高，塑性較差。
李文賢等[27] 研究了 7 種不同的氬氣氛保護(hù)熱處理工藝對(duì)于 SLMTC4合金組織性能的影響。發(fā)現(xiàn)在800℃ /2h/FC 工藝下進(jìn)行熱處理后由于在高溫保溫時(shí)間較短，因此所獲得的組織較細(xì)，并且冷卻速率較慢，組織主要由 α+β 平衡相組成，因此伸長(zhǎng)率達(dá)到 20.5%。不同熱處理工藝下試樣相應(yīng)的力學(xué)性能指標(biāo)如圖 6 所示[27]。
Wu 等[28] 對(duì) SLM TC4 合 金 在300~1020℃進(jìn)行氬氣氛保護(hù)熱處理后水冷，并總結(jié)了顯微組織形態(tài)隨熱處理溫度變化的 4 個(gè)階段：當(dāng)加熱溫度低于 600℃時(shí)，原始的針狀形
態(tài)僅少部分分解，沉積態(tài)和熱處理后的試樣顯微組織沒有明顯差別；當(dāng)在 750~900℃時(shí)，原始的針狀 α' 馬氏體明顯地分解成 α 片層和周圍的 β 相；在 900~990℃，之前占主要
部分的 α' 相在 920℃時(shí)明顯轉(zhuǎn)變成為穿晶 α+β 片層，而且片層長(zhǎng)寬比隨溫度增加而不斷減??；超過 Tβ后，α 相體積分?jǐn)?shù)不斷降低，馬氏體體積分?jǐn)?shù)不斷增加，細(xì)長(zhǎng)的原始 β
柱狀晶徹底轉(zhuǎn)變成為粗大的等軸 β晶，水冷后晶粒內(nèi)部為新形成的馬氏體。馬氏體由原始的集束狀轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃狀。
Huang 等[29] 對(duì) SLM TC4合金分別進(jìn)行氬氣氛保護(hù)亞臨界熱處理，超臨界固溶熱處理以及超臨界固溶+ 亞臨界混合熱處理 3 類熱處理手段。研究發(fā)現(xiàn)，在不改變?cè)贾鶢?
β 晶形態(tài)的情況下，亞臨界熱處理導(dǎo)致網(wǎng)籃組織的產(chǎn)生。超臨界固溶處理產(chǎn)生片層狀結(jié)構(gòu)和等軸 β 晶粒。混合熱處理獲得了結(jié)合亞臨界熱處理和超臨界固溶熱處理兩種特征的顯微組織結(jié)構(gòu)。對(duì)應(yīng)熱處理工藝下合金相關(guān)力學(xué)性能參數(shù)如表 5所示[29]?？梢钥闯觯?3 類熱處理手段中，亞臨界熱處理能夠獲得很好的強(qiáng)塑性匹配，800℃ /2h/AC 熱處理工藝效果最佳。
Cao 等[30] 通過控制熱處理溫度和保溫時(shí)間來(lái)控制 SLM TC4合金中α' 馬氏體的分解程度，進(jìn)而探究 α'馬氏體分解對(duì)于 SLM TC4合金試樣拉伸性能的影響。研究分別制定了 4 種真空熱處理工藝，冷卻方式均為爐冷。當(dāng)熱處理溫度為 800℃且保溫時(shí)間在 6h 以上時(shí)，α' 馬氏體完全分解，隨著熱處理溫度的升高，α片層的寬度在增加，同時(shí) β 相體積
分?jǐn)?shù)也在增加。如圖 7 所示[30]，在800℃時(shí)進(jìn)行退火熱處理使得塑性與強(qiáng)度匹配較好。在 800℃ /6h/FC 和800℃ /12h/FC 兩種熱處理工藝下，試樣的伸長(zhǎng)率增加至 18% 以上，相對(duì)于 800℃ /2h/FC 熱處理工藝，試樣的屈服強(qiáng)度僅下降 2%，抗拉強(qiáng)度仍在 1000MPa 以上，下降幅度較小。
Liang 等[31] 研 究 了 5 種 不 同的氬氣氛保護(hù)熱處理方法對(duì) SLMTC4合金的組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，隨著熱處理溫度的升高，α' 相逐漸分解成為片層 α+β組織，在 800℃ /4h/AC 熱處理工藝下基本完全分解；而在 950℃ /2h/WC+540℃ /4h/AC 工藝下，由于水冷而形成了相較于沉積態(tài) α' 相稍微粗化的新 α' 相。從圖 8[31] 可以看出，
當(dāng)熱處理溫度在 800℃以及 850℃時(shí)試樣的伸長(zhǎng)率超過了 12%，而抗拉強(qiáng)度也超過 1000MPa ；綜合力學(xué)性能較好。
Yu 等[32] 發(fā)現(xiàn)采用氬氣氛保護(hù)下 的 920 ℃ /2h/FC（HT–920） 以及 850 ℃ /2h/WC+550 ℃ /4h/AC（HT–850–550）兩種熱處理工藝均會(huì)導(dǎo)致 SLM TC4合金內(nèi) α 片層發(fā)生
不同程度的粗化。隨著熱處理溫度從 850℃升高到 920℃，試樣冷卻后α/α' 晶寬度逐漸增加。進(jìn)行 HIP處理后試樣綜合力學(xué)性能在 3 種熱處理中最好。從圖 9[32] 中可以發(fā)現(xiàn)，
和沉積態(tài)試樣相比，3 種熱處理方式均使得試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低，但伸長(zhǎng)率超過了鍛造退火態(tài)試樣。圖 10[32] 表明熱處理后試樣的高周疲勞強(qiáng)度明顯提高，HIP 處理后試樣的疲勞性能改善最顯著，可與鍛造退火態(tài)試樣媲美。
三、討論
隨著 LAM 技術(shù)的日益成熟以及 LAM TC4合金突出的優(yōu)勢(shì)，LAMTC4合金的加工工藝參數(shù)也在不斷被優(yōu)化與豐富。本文通過對(duì)國(guó)內(nèi)外文獻(xiàn)進(jìn)行研究分析總結(jié)如下：
（1） 影響沉積態(tài) LAM TC4合金原始組織性能的 LAM 工藝參數(shù)主要包括激光能量密度、掃描速度、搭接率、層厚及層間角度等。在其他參數(shù)相同的情況下，激光能量密度較高
時(shí)，在 LAM 過程中熱積累更加顯著，導(dǎo)致冷卻速率降低，無(wú)法形成馬氏體，轉(zhuǎn)而形成粗化的魏氏 α 集束組織，使得沉積態(tài)試樣強(qiáng)度降低，塑性有所提升；隨著 LAM 過程中冷卻速率的增加，微觀組織由粗化魏氏 α集束向網(wǎng)籃組織轉(zhuǎn)變，網(wǎng)籃組織塑性較魏氏組織稍好，但韌性稍差，強(qiáng)度適中，各向異性較??；隨著冷卻速率進(jìn)一步增加，形成針狀馬氏體組織，其塑性差，強(qiáng)度高；當(dāng)激光能量密度足夠高，會(huì)形成等軸晶組織，其塑性好，但強(qiáng)度低，各向異性最小。
（2）通過對(duì)比 LCD 與 SLM 兩種 LAM 技術(shù)發(fā)現(xiàn)，一般 SLM 所用激光功率較小，但能量密度較高，同時(shí)鋪粉厚度也較小，在增材制造過程中合金內(nèi)部冷卻速率很快，導(dǎo)致馬氏
體組織的形成；而 LCD 技術(shù)所用激光功率一般較大，并且可調(diào)節(jié)范圍大，同時(shí)成形尺寸不受限，因此可以通過合理的控制工藝參數(shù)如冷卻速率等來(lái)獲得不同的組織。
（3）對(duì)于內(nèi)部以針狀馬氏體為主的 LAM TC4 沉積態(tài)試樣，在退火條件下，當(dāng) Ta>Tβ 并保溫一定時(shí)間后，β 柱狀晶結(jié)構(gòu)消失，隨著保溫時(shí)間的增加，晶粒等軸化程度不斷增加并且不斷粗化，冷卻至室溫后，強(qiáng)度大幅降低，塑性有較大提升；而當(dāng) Ta<Tβ，在 500~750℃左右時(shí)，隨著 Ta 的升高及保溫時(shí)間增加，馬氏體分解程度不斷增加，并且 α 板條
寬度增加，此時(shí)塑性略微有所增加，強(qiáng)度變化不大，各向異性稍有所降低；在 750~850℃左右時(shí)，保溫初期由于馬氏體分解生成的彌散分布 β相，一定程度上抑制了 α 相的長(zhǎng)大，最終獲得的組織相對(duì)細(xì)小，且 α 板條寬度較小，使得塑性明顯增加的同時(shí)，強(qiáng)度仍然較高，各向異性降低幅度增大； 850~900℃左右時(shí)，隨著Ta 升高，更多的 α 相轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，初生 α 相發(fā)生粗化，此時(shí)強(qiáng)度下降幅度相對(duì)較大，塑性有較大提升；在900℃ ~Tβ 范圍時(shí)，隨著 Ta 升高及保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，α 板條粗化，F(xiàn)C 條件下，部分 α 板條斷裂球化，形成魏氏 α 相 + 球化 α 相雙態(tài)組織特征，塑性有所提升，強(qiáng)度大幅下降，各向異性降幅進(jìn)一步增大。
（4） 一般加熱溫度在 900℃ ~Tβ范圍被用來(lái)進(jìn)行固溶處理，為后面的時(shí)效處理做準(zhǔn)備，在該溫度段內(nèi)，隨著固溶溫度的升高，更多的 α 相轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，冷卻后形成新的粗化馬
氏體，在時(shí)效之后 ,α+β 片層層間距減小，α 板條長(zhǎng)度增加，導(dǎo)致位錯(cuò)滑移程增加，同時(shí) β 轉(zhuǎn)變基體當(dāng)中析出細(xì)小的二次 α 相，組織從 α+β片層向網(wǎng)籃組織再到粗化魏氏 α 集
束組織轉(zhuǎn)變，強(qiáng)度不斷增加，塑性大幅下降。根據(jù)已有研究，選擇 920℃進(jìn)行固溶，時(shí)效后可以獲得較好的強(qiáng)塑性匹配，此時(shí)合金強(qiáng)塑性匹配較好，各向異性也較小，目前已有研究人員通過將退火與固溶時(shí)效結(jié)合起來(lái)，獲得了很好的強(qiáng)塑性匹配。
（5） 熱等靜壓后的組織一般為α+β 片層組織或網(wǎng)籃組織，同時(shí)由于合金內(nèi)部的孔隙等缺陷被焊合，合金強(qiáng)度、塑性以及低周疲勞性能均較好，各向異性稍高于等軸組織。
四、結(jié)論
近些年來(lái)，隨著國(guó)內(nèi)外研究學(xué)者對(duì) LAM TC4合金熱處理后組織形態(tài)與強(qiáng)度、塑性之間關(guān)系的內(nèi)在機(jī)理不斷深入的研究，目前 LAM TC4合金通過熱處理已經(jīng)可以實(shí)現(xiàn)很好的強(qiáng)塑性匹配。但是對(duì)于如何通過熱處理使強(qiáng)塑性、韌性以及疲勞性能均比較理想，同時(shí)明晰其內(nèi)在機(jī)理的研究比較少，而恰恰韌性以及疲勞性能對(duì)于合金零件安全性能以及壽命至關(guān)重要，因此進(jìn)一步深入研究 LAMTC4合金組織結(jié)構(gòu)對(duì)于其強(qiáng)韌性以及疲勞性能影響的內(nèi)在機(jī)理，并且通過熱處理改善其組織，進(jìn)而提升韌性與疲勞性能會(huì)是未來(lái)該研究領(lǐng)域的關(guān)鍵點(diǎn)。與此同時(shí)，LAM 工藝參數(shù)對(duì)于熱處理后 LAM TC4合金的性能影響比較顯著，通過合理匹配LAM 工藝參數(shù)與熱處理方法是獲得優(yōu)異力學(xué)性能合金的最佳選擇。但目前為止，國(guó)內(nèi)外對(duì)于能夠獲得優(yōu)異綜合力學(xué)性能 LAM TC4鈦合金的工藝參數(shù)與熱處理制度之間的對(duì)應(yīng)機(jī)理與規(guī)律的研究還比較少，導(dǎo)致在不同 LAM 工藝參數(shù)下，即使采用同種熱處理工藝得到的結(jié)果差異還是較大。因此應(yīng)該盡快制定完善 LAMTC4合金熱處理相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)與手冊(cè)，以便為將來(lái)該項(xiàng)技術(shù)能夠廣泛普及與應(yīng)用起到指導(dǎo)性作用。
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通訊作者 : 張安峰，博士，教授，博導(dǎo)，主要從事增材制造（3D 打?。┘夹g(shù)及其裝備、高性能金屬零件增材制造技術(shù)及關(guān)鍵零件再制造修復(fù)工程的研究，E–mail: zhangaf@mail.xjtu.edu.cn。
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