引言
TC4钛合金是一种具有高强综合性能的α+β型钛合金，其具有密度小、综合力学性能优异、耐腐蚀性好等优点，广泛应用于航空航天、建筑、化工等领域[1-3]。然而，钛合金构件的传统锻造方法存在制造周期长、材料利用率低、可成形造型有限、成本高、结构冗余等缺点，亟需提出一种新的成形工艺方法解决上述问题。与传统钛合金构件锻造方法相比，新兴的激光增材技术——激光立体成形技术（lasersolidforming，LSF）具有周期短、效率高、可实现复杂零件成形等优点[4]，将传统钛合金构件的锻造方法与激光增材制造技术相结合，能弥补传统锻造钛合金构件方法的缺点，在制造钛合金构件上具有良好的应用前景。
基于锻造和增材制造的复合成形技术的原理是根据构件的结构特征，分为锻造制造区域和增材制造区域，对于简单的造型区域采用锻造制造，对于复杂造型如薄壁、腔体等造型采用增材制造，兼备传统锻造和增材制造的优点，同时在钛合金构件修复或再制造上使用增材制造技术[5]，也是本复合成形方法的重要应用。
影响锻造和增材制造的复合成形TC4钛合金件性能的关键在于基体与增材的结合区域。热处理对结合区的微观形貌和性能都有很重要的影响，通过适当的热处理工艺可以优化TC4复合制造件结合区的组织和性能，从而使整体复合制造件的组织和性能达到国家标准。关于钛合金的热处理研究，国内外学者做了大量相关工作。Tian[6]研究了不同固溶温度和冷却速度对激光沉积钛合金的影响，较高的冷却速度能形成细薄的转变β组织从而提高钛合金件的强度。Ren[7]研究了固溶热处理对增材区组织的影响，转变β组织增多，且转变β组织里的次生α相比增材区的初生α相要小得多。Zhang[8]研究表明随着固溶温度的提高，初生条状α相的宽度增加，同时体积分数下降，导致TC4钛合金强度下降，延伸率提高。目前，对增材制造的TC4钛合金构件热处理的研究较为丰富，但多集中于研究热处理对增材制造构件微观组织和性能影响。然而，对于增材和锻造复合成形的TC4钛合金件固溶处理研究相对较少。由于增材和锻造复合成形的结构件性能受结合区组织和性能影响，因此有必要研究固溶处理对复合成形件结合区的影响。
TC4钛合金通过锻/增复合成形制备时，对于增材区域，固溶处理可以有效改善力学性能；但是，对于结合区域，需要考虑不同固溶处理工艺对各种力学性能的综合影响，进而获得最合适的固溶处理方案。本文研究固溶处理对复合成形TC4钛合金件结合区组织和性能的影响，并对不同固溶处理后结合区组织的形成机制进行了分析，为提高和优化复合成形TC4钛合金件的热处理工艺提供了参考。
1、材料及实验方法
本实验所采用的增材基体为锻态TC4钛合金，基体尺寸为20mm×30mm×100mm的长方体，锻造工艺如下：950℃自由锤锻，变形量为20％-40％，空冷，其微观组织见图1。
实验所采用的激光增材部分（AdditiveManufacturingarea,AMarea）的钛合金粉末由旋转电极雾化法制造，颗粒度为75-150μm（见图2），成分见表1，使用前在真空炉中进行烘干。
试验增材部分采用的是铂力特C1000同轴送粉增材设备制备的LSF成形件。试验前对基体表面进行处理，用砂纸打磨基体表面去掉氧化层，然后用丙酮清洗后吹干。激光增材部分采用表2的激光工艺参数，在基体上堆积5mm×30mm×80mm的单道薄壁，扫描方式为往复扫描。样件实物图以及拉伸试样选取如图3所示，拉伸试样选取位置见图3(a)，拉伸件尺寸见图3(b)。采用不同的工艺对复合成形的TC4钛合金的工件进行固溶处理，其温度分别为800℃、880℃、960℃和1040℃，保温时间均为1h，冷却方式分别为炉冷和空冷。
2、结果与讨论
2.1固溶处理下的微观组织演变
2.1.1微观组织演变
图4(a)是1000倍SEM电镜下未经任何热处理的复合成形件结合处微观组织图，上部分为增材区域，下部分为锻造基体。结合处上部分的增材区域为典型的网篮组织[9-10]，激光热源使粉末融化熔池温度到达2000℃以上，形成粗大的β晶粒组织，随着热源远去，从β晶内析出的棒状α相和针状α'相[11-12]，互相交错分布且截断形成。
图4(b)为增材区域的放大，通过图4(b)可知，短棒状α相的宽度在0.5μm左右。在结合区下方，基体受激光增材前面几层产生的热量影响，初生α相回复成逐渐溶解的中间状态，尺寸大小为10μm~30μm之间，称为“阴影α相”[13-14]。图5、图6分别为空冷和炉冷条件下不同固溶温度下的电镜微观组织形貌，图中黄色点画线为增材区域和基体区域的分界。空冷条件下，初始α相长大，β相转变为细板条状[6]。空冷冷却速度较快，形成的α相没有互相融合的过程，冷却过程中互相截断，导致相比于炉冷的片层状α相更细更短，见图5(a)、5(b)、5(c)。而在炉冷条件下，较低的冷却速度导致原先细小的片层状α相生长合并从而粗化[15]，见图6(a)、6(b)、6(c)。在1040℃固溶温度下，炉冷和空冷的基体区域的微观组织和增材区区域的微观组织已经没有明显的界限，都是较大片的片层状α相，这是因为1040℃已经超过Tβ，原先结合区附近的细小短棒状α相和基体双态组织都重新经历了α相向β相转变再重新冷却形成片层状的α相的过程，见图5(d)和图6(d)。在1040℃固溶处理条件下，相比空冷，炉冷的次生α相更粗大，见图8(e)和图8(i)。
由图5(c)和图6(c)可知，炉冷条件下的冷却速度较慢，存在一定的保温效果，在炉冷的过程中原子扩散进行的更充分，有利于次生α相的形核、生长和融合，形成的片层状α相更粗[16]。随着固溶温度升高，最后形成的α相片层变得粗大[14,17,18]，这是因为在固溶退火过程中，晶界差异较小的α相可能受热发生融合，导致新生成的α相长大。
图7为不同固溶温度条件下结合处附近的XRD图谱。在空冷条件下，见图7(a)，未做任何热处理的样件结合处β相占比非常小，800℃固溶处理后样件相比于未热处理的样件其β相比例略有升高，在960℃和1040℃固溶1小时空冷以后，基本上不存在β相，1040℃固溶热处理后样件晶面取向为(101̅0)的α/α'相占比较高。在炉冷条件下，见图7(b)，800℃/880℃固溶温度下β相比例随着固溶温度升高而升高，960℃固溶温度下β相的比例下降，1040℃固溶温度下β相的比例上升且晶面取向为(211)的β相较多。
2.1.2EBSD分析
分别取未做热处理、固溶温度为800℃/880℃/960℃/1040℃空冷、固溶温度为800℃/880℃/960℃/1040℃炉冷条件下的样件结合区域做EBSD分析，得到图8。图8(a)为未做任何处理的样件结合处附近，上方为增材区，为网篮状结构，组织为针状α相，下方为锻造基体，为双态组织。图8(b)、8(c)、8(d)、8(e)为空冷条件下固溶温度为800℃、880℃、960℃和1040℃结合处附近的EBSD图，随着温度的升高，结合处下方的锻造基体的双态组织逐渐溶解消失形成新的片层状α相，球状等轴α相逐渐转变为针状α相，且结合处附近的针状α相逐渐变粗变长，形成类似于增材区网篮组织的棒状α相，而原先增材区的细小的棒状α相，变长变粗，见图8(e)。图8(f)、8(g)、8(h)、8(i)为炉冷条件下固溶温度为800℃、880℃、960℃和1040℃结合处附近的EBSD图，炉冷和空冷不同，冷却速度较慢，随着温度升高增材区域的棒状α相变长变粗(见图8(h)和图8(i))，结合区域的针状α相也逐渐长大变粗[19,20]。炉冷和空冷条件下，随着固溶温度的升高，增材区域的α相都粗化；结合处的α相都逐渐消失，转变为β相冷却后再次转变为α相（次生α相），此时增材区域和锻造区域已经形成一体；固溶处理过程中，当温度超过Tβ，锻造基体的等轴α相转变为β相，冷却过程中随着温度降低β相转变为次生α相。
空冷和炉冷不同之处在于温度下降的速度不一样，炉冷温度下降的速度较慢，新形成的次生α相在冷却过程中逐渐长大。
2.2固溶处理对力学性能的影响
2.2.1单向拉伸
在空冷和炉冷条件下，不同固溶温度与强度之间的关系见图9。无论是空冷条件还是炉冷条件下，800℃的抗拉强度和屈服强度均最大，空冷抗拉强度和屈服强度分别为924MPa和847MPa，炉冷条件下抗拉强度和屈服强度分别为966MPa和881MPa。随着固溶温度升高，抗拉强度和屈服强度都呈现一定程度的降低，这是因为通过固溶处理后，细小的α相转变为较粗的次生α相，导致拉伸强度和屈服强度的下降。固溶温度为1040℃时，空冷的平均强度为768MPa，炉冷的平均强度为676MPa，空冷的强度比炉冷强度高，这是因为空冷得到组织为网篮组织，炉冷得到的组织为大量片状α相和少量β相，炉冷得到α相的宽度比空冷的α相大[14]，所以1040℃固溶处理后空冷得到的复合成形件强度要高于炉冷的强度。延伸率和固溶温度之间的关系见图10，固溶处理后试样的塑性下降[21]，空冷条件下800℃温度最好，整体趋势也是随着温度的增高而下降。
这是因为温度越高，晶粒越大，变形协调性越差，塑性越低。未作任何热处理的复合成形件其抗拉强度和屈服强度分别为940MPa和840MPa，经过800℃炉冷固溶热处理后其抗拉强度和和屈服强度分别提高了26MPa和41MPa。
图11为未做任何热处理的复合成形件拉伸样件的断口，断口在增材区和锻造基体区均有出现，图11(a)为断裂位置在增材区域的断口，图11(b)为断裂在锻造区域的断口。增材区域的组织为针状α相，在拉伸过程中容易造成应力集中，加速裂纹的产生，进而过早断裂。靠近增材区域的基体，由于往复增材的热量导致靠近结合区的组织不均匀，容易断裂。断裂在锻造基体的断口形貌，韧窝更浅更大，表现出来的抗拉强度和屈服强度比断裂在增材区域的拉伸件要低。空冷条件下，800℃和880℃拉伸试样断口位于增材区域断裂，960℃和1080℃拉伸试样断口位于结合区附近断裂。炉冷条件下，800℃和880℃拉伸试样断口位于增材区域断裂，960℃拉伸试样断口位置为结合区附近偏增材区断裂，1080℃拉伸试样断口位于结合区附近偏锻造基底区。在800℃和880℃固溶条件下，增材区组织长大，韧性下降，拉伸时容易出现断口。在固溶温度接近或超过Tβ温度时，结合区和增材区组织基本一致，拉伸时断口容易出现在结合区附近。图12和图13分别是空冷和炉冷条件下，不同固溶温度热处理后拉伸试样的断口，图12(a)、12(b)和图13(a)、13（b）都是韧性断裂，有较多的韧窝，随着热处理固溶温度的升高，断面的韧窝逐渐减少变浅，图12(c)、12(d)和图13(c)、13(d)均为混合断裂[22]，既有解理台阶，也有韧窝，这些断裂类型与他们所表现出来的拉伸性能相符合，即随着固溶热处理温度升高，屈服强度和抗拉强度下降，到1040℃固溶温度时主要为脆性断裂[23]。
2.2.2微观硬度
图14为不同固溶温度热处理后样件结合区域附近的硬度，横坐标为到结合处的位移，负值表示往锻造基体方向，正值表示往增材制造区域方向。针状α'相和短棒状的α相组织能增加结合区的硬度[24]，但是同时降低了结合区的延展性。
空冷条件下的结合区附近大部分区域硬度范围在300HV~315HV之间。炉冷条件下，冷却速度较慢，固溶温度在相变温度以下的微观组织里的α相尺寸较小，硬度较高，微观组织成分比较稳定，800℃固溶热处理条件下α相尺寸最小，所以硬度最高。1040℃固溶热处理条件下硬度最低，这是因为他们的微观组织形成的α相的宽度要粗大且长。
3、结论
对增材和锻造结合的复合成形TC4钛合金件进行不同条件的固溶热处理，并将性能和微观组织进行对比研究，结果表明：
(1)固溶处理温度会影响结合区微观组织形貌，随着固溶温度升高，复合成形的TC4钛合金件结合处的组织由细小短棒状α相逐渐长大变粗。在Tβ温度以下，增材和锻造区域的微观分区仍比较明显，但随着固溶温度升高，微观组织逐渐趋于一致。固溶温度超过Tβ以后，原本明显的基体和增材区分界已经变为一体的转变β相组织（次生α相和少量保留β相）。
(2)随着固溶温度升高，无论冷却方式是空冷还是炉冷，复合成形的TC4钛合金件屈服强度和抗拉强度均随着温度升高而下降。当固溶温度超过Tβ温度以后，拉伸试样主要为脆性断裂。
(3)固溶温度800℃、保温1小时炉冷条件下的锻增复合成形TC4钛合金件抗拉强度和屈服强度最好，硬度最好，但延伸率一般。空冷条件样品的片层α相宽度要小于炉冷条件的样品。同时炉冷条件下，固溶温度越高，硬度越低，且结合处周围的硬度要高于远离结合处的硬度。
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作者简介:王亚辉，男，1990 年生，硕士研究生。研究方向为增材制造、锻造成形。E-mail:wangyahui@hust.edu.cn。黄亮（通信作者），男，1981 年生，教授、博士研究生导师。研究方向为高强韧金属材料及其特殊能场（电、磁、超声等）作用下大型高性能金属构件热成形理论和技术。E-mail:huangliang@hust.edu.cn。
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