鈦合金具有高比強、耐高溫、抗疲勞等優異性能，大型復雜鈦合金整體構件用量的高低，是衡量航空裝備技術先進性的重要指標[1]。采用整體鍛造等傳統方法制造大型鈦合金構件工藝復雜，材料利用率低，周期長，成本高。增材制造技術成形大型復雜鈦合金構件具有數字化、精確化、設計 – 材料 – 制造一體化等明顯的技術和經濟優勢[2]。大型金屬構件的激光逐層熔化沉積增材制造過程，實際上是激光冶金高溫熔池在固體金屬基底快速導熱、溫度梯度超高、冷卻速度超快條件下的快速凝固及逐層堆積的過程。構件的冶金組織、力學性能呈現對工藝參數和工藝過程狀態變化的高度敏感性及復雜多變性，給構件內部冶金組織一致性和力學性能穩定性控制帶來巨大困難，國際公認構件的內部質量控制是增材 熱處理制度對激光增材制造TA15鈦合金力學性能的影響制造技術在飛機主承力結構上應用的最大挑戰之一[3]。

鈦合金的力學性能強烈受控于其宏微觀組織結構特征。典型沉積態宏觀組織由貫穿多個熔覆層呈外延生長的粗大 β 柱狀胞晶組成，晶內微觀組織是由極少量針狀α 板條、大量的魏氏 α 板條及一定體積分數的板條間 β相組成[4]。雖然沉積態增材制造鈦合金強度優于 / 相當于鍛件，但受粗大晶粒組織影響，其變形協調能力較差，表現為塑性較低（低于 / 稍高于鍛件的最低值）[5–7]。通過控制熱處理動力學過程優化顯微組織是提高鈦合金力學性能的有效方法之一[8]。席明哲等[9] 指出將激光快速成形 TA15 鈦合金在 α+β 兩相區溫度退火，初生 α相顯著長大而體積分數減少，同時在初生 α 相板條間的β 轉變組織體積分數增加，該 β 轉變組織由二次析出的α 相薄片和殘余 β 相薄片組成，這種顯微組織表現出優異的綜合力學性能。張霜銀[10–11]、Dinda[12] 和 Brandl[13]等亦發現經熱處理后沉積態 TC4 內 α 片層厚度增加，材料拉伸強度降低而塑性提高。

擴大激光增材制造鈦合金關鍵主承力構件的應用范圍已成為航空裝備減輕結構重量，提升性能指標的重要手段[14]。北京航空航天大學研究團隊[15–17] 通過熱處理主動控制激光增材制造 TA15 鈦合金的固態相變形核和長大動力學過程，獲得優異的綜合力學性能，率先實現激光增材制造飛機鈦合金大型整體主承力構件。

本文基于增材制造鈦合金結構工程應用積累的性能數據，分析熱處理制度對激光增材制造 TA15 鈦合金綜合力學性能的影響，為進一步優化熱處理制度，降低構件研發成本，擴大增材制造結構工程應用提供技術支撐。

1、 試驗及方法

本試驗所研究的熱處理 TA15 鈦合金板材來自北京航空航天大學大型金屬構件增材制造國家工程實驗室。沉積工藝為：采用 LMD–V 型激光成形系統，保護氣體為氬氣，激光功率 4~6kW，光斑直徑 6~8mm，掃 描 速 度 15~20mm/s，單 層 厚 度 1~1.5mm，送 粉 速度 600~1000g/h。激光增材制造沉積過程如圖 1 所示，沉積增高方向為 Z 軸所示方向，激光束掃描方向為 X 向，垂直于沉積方向和激光掃描方向的為 Y 向，相應的各個截面分別為 XOZ、YOZ 和 XOY 截面。試樣成形后，采用金相法測試得到激光增材制造 TA15鈦合金的 β 相變點為 1010℃。熱處理工藝：普通退火熱處理制度為 700~800℃ /1~4h，空冷；雙重退火熱 處 理 制 度 為 950~1000 ℃ /0.5~1.5h，空 冷 或 風 冷+700℃ ~800℃ /1~4h，空冷，其中普通退火熱處理工藝目的是去除構件內部應力，熱處理溫度低于 800℃，對TA15 合金組織不造成影響[18–19]。

為全面表征普通退火和雙重退火兩種熱處理狀態的影響，進行了兩種熱處理狀態下顯微組織表征和力學性能測試，具體試驗項目和測試標準如表 1 所示。顯微組織觀察采用的是縱截面 YOZ 試樣，腐蝕液為體積比為 1∶6∶43 的 HF∶HNO₃∶H₂O 混合溶液，腐蝕時間約5~8s。顯微組織分析中 α 相體積含量和尺寸采用 ImageJ 軟件進行測量，體積含量測量來自 3 張掃描照片的平均值，而 α 片層寬度測量來自 3 張掃描照片共約 30 個α 片層的平均值。

2、 結果與討論

2.1 顯微組織

普通退火態和雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金宏觀組織如圖 2 所示，兩種熱處理制度宏觀組織沒有明顯差異，均為沿著沉積方向外延生長的粗大原始 β柱狀晶組織，柱狀晶的寬度在幾百 μm 到 mm 級，柱狀晶的長度貫穿多個沉積層達幾 cm。

普通退火態和雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金顯微組織如圖 3 所示，兩種熱處理制度顯微組織顯著不同。普通退火態激光增材制造 TA15 鈦合金為細片層 α+β 超細網籃組織，α 相體積含量約為 78.1%±2.1%，平均 α 片層厚度約為（1.05±0.11）μm。雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金為端部帶根須狀形貌的初生 α 相 + 超細 β 轉變組織構 成的特種雙態組織，初生 α 相體積含量約為 40.5%±7.4%，初生 α 相片層寬度平均值為（2.45±0.23）μm。

2.2 靜力性能

按照國家標準 GB/T 228.1—2010 要求，采用棒狀試樣對普通退火態和雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金室溫拉伸性能進行測試，試驗結果統計分析見表 2，可知，普通退火態縱向、橫向的抗拉強度 Rm 為 992MPa、1022MPa ；縱 向、橫 向 的 屈 服 強 度 Rp0.2 為 904MPa、945MPa；縱向、橫向的斷后伸長率為 13.3%、9.5%；雙重退火態縱向、橫向抗拉強度平均值為 973MPa、984MPa ；縱向、橫向的屈服強度為 910MPa、882MPa ；縱向、橫向的斷后伸長率平均值為 14.7%、10.4% ；兩種熱處理狀態下室溫拉伸均呈現一定各向異性，橫向較縱向強度略高，塑性低；與雙重退火態相比，普通退火態激光增材制造 TA15 鈦合金強度略高，但塑性略低。這是因為通常情況下，合金不同方向上的力學性能差異主要是由晶粒形貌、織構、α 相含量及其板條寬度造成，比較退火態和雙重處理態組織可以看出，其晶粒形貌、織構等均相同，但 α 相含量及其板條寬度存在較大差異，Zhang[23] 及Ren[24] 等的研究表明，隨著 α 相片層尺寸的增加及含量降低，均能導致合金的強度下降，塑性提升。本試驗中雙重退火態的 α 相板條寬度明顯厚于退火態，且導致其強度低于退火態，但塑性提升。

本文分析了激光增材制造 TA15 鈦合金普通退火態與雙重退火態 L 向室溫拉伸斷口形貌，如圖 4 所示。

兩種熱處理態試樣均為杯錐狀斷口，具有中心纖維區和四周剪切唇區，雙重退火態試樣的剪切唇區比例大。高倍下能看到明顯的韌窩形狀，普通退火態與雙重退火態的橫縱向斷裂機制均為韌性斷裂，但雙重退火態試樣的韌窩形貌更深更大，說明其塑性更好。

2.3 疲勞性能

按照國家標準 GB/T 3075—2008 要求，采用棒狀試樣對普通退火態和雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金應力集中系數 Kt=1 光滑試樣和 Kt=3 缺口試樣室溫高周疲勞性能進行測試。測試條件為，應力比 R=0.1，頻率 f=120Hz，正弦波加載，測試結果如圖 5 所示。可見，激光增材制造 TA15 鈦合金普通退火態的疲勞性能顯著優于雙重退火態。普通退火態縱向光滑試樣（Kt=1）條件疲勞極限（N=107）為 605MPa，較雙重退火態的537.5MPa 高 67.5MPa（約 13%）；縱向缺口試樣（Kt=3）條件疲勞極限（N=107）為 400MPa，較雙重退火態的322.5MPa 高 77.5MPa（約 24%）。合金的疲勞性能主要受初生 α 片層的寬度影響，片層寬度越小，其疲勞性能越好[23]，普通退火態合金的片層寬度明顯窄于雙重退火態，因此其疲勞性能更優。

2.4 斷裂韌性

按照國家標準 GB/T 4161—2007 要求，采用緊湊拉伸 C(T) 試樣對普通退火態和雙重退火態激光增材制造TA15 鈦合金平面應變斷裂韌性 KIC，取樣方向包括 T–L和 L–T 方向，試驗件厚度 35mm。試驗結果如表 3 所示，可見，普通退火態和雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金平面應變斷裂韌性 KIC 均表現出一定的各向異性，L–T 方向的平面應變斷裂韌性 KIC 稍高于 T–L 方向。雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金表現出優異的斷裂韌性，其平面應變斷裂韌性 KIC 顯著高于普通退火態。Shi 等[25] 的研究發現裂紋擴展與網籃結構中 α 片層的寬度相關，片層寬度的增加會增加裂紋擴展的阻力，提高其斷裂韌性，Guo 等[26] 也發現 α 片層寬度以及集束尺寸的增加會加大裂紋擴展的阻力從而提高斷裂韌性。本試驗中雙重退火態的 α 片層寬度明顯寬于普通退火態，使得其斷裂韌性更優。

3、 結論

本文對普通退火態和雙重退火態激光增材制造TA15 鈦合金顯微組織和力學性能進行了對比分析，得出以下結論。

（1）兩種熱處理狀態下激光增材制造 TA15 鈦合金顯微組織明顯不同。普通退火態為細片層 α+β 超細網籃組織，雙重退火態為端部帶根須狀形貌的初生 α 相 +超細 β 轉變組織構成的特種雙態組織。

（2）普通退火態激光增材制造 TA15 鈦合金極限強度、屈服強度和疲勞極限均優于雙重退火態。

（3）雙重退火態激光增材制造 TA15 鈦合金具有較好的塑性和優異的斷裂韌性。

參 考 文 獻

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通訊作者：谷美邦，工程師，碩士，主要研究方向為艦載機監造，E–mail: 18640812356@163.com。