热处理对选区激光熔化Ti6Al4V合金力学性能和耐磨性的影响

邱应堃，王林志，张 祺

(1.四川工程职业技术学院 材料工程系，四川 德阳 618030)

(2.中国科学院重庆绿色智能技术研究院，重庆 400714)

Ti6Al4V是一种α＋β型钛合金，具有优异的机械性能、耐腐蚀性和生物相容性，被广泛应用于航空航天和生物医学等领域[1-3]。当Ti6Al4V合金作为内燃机活塞、连杆、缸套等部件，特别是作为摩擦副运动零部件（如摩托车的制动盘和离合器的摩擦片）使用时，还需要具有良好的耐磨损性能[4]。采用传统技术制造的钛合金部件，通常需要进行二次加工，无法直接实现复杂零件的集成制造[5]。此外，在加工过程中，由于钛合金在高温下与大多数刀具材料具有很高的化学亲和力，容易发生焊接、黏着磨损的情况[6-7]。与传统制造技术相比，选区激光熔化（SLM）是一种典型的基于粉末床的增材制造（AM）技术，其最大的优势在于通过高精度分层制造工艺直接制造复杂零件，从而规避Ti6Al4V合金在二次加工中遇到的问题[8-9]。但选区激光熔化成形具有温度梯度大的冷凝特点，在制造过程中易使合金产生不均匀的相变应力和热应力，导致组织中含有大量的针状马氏体相[10]。因此，需要通过适当的热处理工艺来消除内应力，改善组织形貌以及力学性能。

Li等人[11]对SLM制备的Ti6Al4V合金进行了特定的多步热处理（MSHT）研究，发现沉积态Ti6Al4V合金主要由片状和针状α′马氏体组成，具有较高的强度（1280 MPa）和较低的塑性（9.0%）。MSHT工艺促进了马氏体分解（α′相向α＋β相转变）和片状α相的球化，使热处理态试样得到平均晶粒尺寸约为10 μm的近等轴α晶粒，并且具有优异的延展性（21.8%）。Wang等人[12]采用低温真空热处理方法对SLM制备的Ti6Al4V合金进行组织调控。研究发现，当热处理工艺为550 ℃/4 h时，抗拉强度和伸长率分别由1191 MPa和9.2%提高到1220 MPa和11.6%，这归因于热处理后显微组织中有大量的β相析出，对第二相起到强化作用。Zhang等人[13]对SLM制备的Ti6Al4V合金分别进行了超相变和亚相变热处理，发现在较高的亚相变热处理温度下，不仅能够使合金保持高强度，而且可以适度提高延展性。Bartolomeu等人[14]比较了铸造、锻造和SLM制备的Ti6Al4V合金的摩擦磨损性能，发现SLM制备的合金由于针状α'马氏体数量的增加而具有较高的耐磨性。

尽管研究人员对Ti6Al4V合金热处理后的组织和性能开展了大量研究，但目前尚未有关于热处理工艺对SLM制备Ti6Al4V合金耐磨性影响的相关报道，且该材料经过亚相变热处理后，强度和延展性同时提升的机制仍然不明确。因此，以SLM制备的Ti6Al4V合金为研究对象，经不同工艺热处理后，进行拉伸性能和摩擦磨损性能测试，并分析试样的断口和磨痕形貌，总结退火温度对摩擦磨损性能的影响，深入探讨该材料强度和延展性同时提升的机制，为进一步提升Ti6Al4V合金力学性能与摩擦磨损性能提供理论支持。

1 实 验

1.1 实验材料

实验材料为英国Renishaw公司生产的Ti6Al4V合金粉末，化学成分（质量分数）为Al 6.25%，V 4.16%，Fe 0.20%，O 0.03%，Ti为余量。Ti6Al4V合金粉末表面致密光滑，球形度高，分散性好，如图1a所示。从ANALYSETTE 22 MicroTec plus激光粒度分析仪测量的粒径分布曲线（图1b）可以看出，Ti6Al4V合金粉末粒径呈正态分布，90%的颗粒直径小于63.8 μm，平均粒径D50为42.3 μm。

图1 Ti6Al4V合金粉末的SEM形貌和粒径分布曲线Fig.1 SEM morphology (a) and size distribution curves (b)of Ti6Al4V alloy powders

1.2 实验方法

使用AM250粉末床选区激光熔化设备进行实验，打印50 mm×12 mm×4 mm的块状样品。该设备配备有400 W光纤激光器，可提供波长为1070 nm的连续激光束，具体工艺参数见表1。曝光时间为激光在每个焦点的持续时间。扫描策略为Z字形，层与层之间的旋转角度为67°。为避免Ti6Al4V合金粉末被氧化，整个打印过程在氩气气氛中进行。

表1 选区激光熔化工艺参数Table 1 Process parameters of selective laser melting experiment

采用1200ZQLB真空加热炉对SLM制备的沉积态Ti6Al4V合金块状样品进行固溶＋时效处理，固溶处理温度分别为800、900、1000 ℃，保温时间为2 h，炉冷；时效处理温度均为550 ℃，保温时间为4 h，油淬。所有热处理工艺升温速率均为10 ℃/min，真空度均小于6.7×10-3Pa。采用AHVD-1000XY显微硬度计进行室温显微硬度测试，载荷为0.98 N，保压时间为10 s，沿试样水平方向连续选取10个硬度测试点，每个测试点之间的距离为0.3 mm。按照GB/T 228—2010标准在WDW-100拉伸试验机上进行室温拉伸性能测试，应变速率为5×10-3s-1，拉伸样品尺寸为45 mm×10 mm×2 mm。采用UMTtrice Lab往复式磨损试验机进行室温摩擦磨损实验，以Si3N4为摩擦副，摩擦频率为4 Hz，载荷为2 N，摩擦时间为30 min，磨痕长度为10 mm。为保证实验结果的准确性，硬度、拉伸和摩擦磨损性能测试均在同一条件下进行3次试验。

采用DMAX-2500PC X射线衍射仪（XRD）对样品进行物相分析，测试条件为Cu靶Kα辐射线（λ=0.154 nm），扫描范围为10°~90°。采用JSM-7800F场发射扫描电子显微镜（SEM）对样品的微观结构进行表征，同时观察断口形貌和磨损形貌。微观结构试样腐蚀采用体积比为2:5:15的HF、HNO3、H2O混合液，腐蚀时间为15 s。通过Contour GT-K扫描白光干涉仪（WLI）获得磨痕的三维形貌。

2 结果与分析

2.1 微观组织

图2为不同固溶温度下Ti6Al4V合金的XRD图谱。从图2可以观察到α相和β相的衍射峰，但β相衍射峰较少，强度较低。

图2 不同固溶温度下Ti6Al4V合金的XRD图谱Fig.2 XRD patterns of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures

沉积态Ti6Al4V合金中的β相很难被检测到，呈现出少量或不存在的现象[15]。经固溶＋时效处理后，可明显观察到β相衍射峰，并且随着固溶温度的升高，α相和β相的衍射峰强度增大。主要是因为当温度达到400 ℃左右时马氏体开始分解，并且α相开始沿针状α′相的晶界形核，合金中的V原子向新形成的α相晶界析出，然后在α相板条之间的富V区形成β相[16]。固溶温度为900 ℃时，板条α相增多，β相体积分数也增加（从6.13%增加到16.37%），导致α相和β相分别出现（201）峰和（004）峰，同时β相的（002）峰强度达到最大值。从图2还可以看出，随着固溶温度的升高，衍射峰的偏离程度增大。这是由于热处理后试样的残余应力松弛，衍射角明显由小变大。还观察到所有样品的（101）衍射峰强度最高，并且衍射峰的强度随着固溶温度的升高而增加。主要原因是固溶温度的升高使初生α相继续溶解，数量减少，β相含量增加，时效过程中析出的次生α相增多[9,14]。

图3为不同固溶温度下Ti6Al4V合金的显微组织。从图3a可以看出，由于SLM制备过程具有高冷却速率的特点，沉积态的显微组织主要由细小的针状α'马氏体交织组成。这些针状马氏体结构使Ti6Al4V合金表现出高抗拉强度（1100~1300 MPa）和高脆性[17-18]。固溶温度为800 ℃时（图3b），马氏体组织开始转变为α＋β相，同时，组织形态也发生变化，α相以细针状存在，β相以长圆柱状存在。固溶温度为900 ℃时，针状马氏体位于α＋β相中，其中β相晶界变得明显（图3c），α相层状结构的宽度增加，但增加非常缓慢。这主要是由于层状结构边界的阻挡作用以及相邻板条生长方向的差异对晶界沿板条轴向的迁移有一定的抑制作用[19]。当固溶温度达到1000 ℃时，由SLM工艺产生的针状结构完全消失（图3d），在初生β相晶粒中，出现层状α相，α相与β相的边界变得模糊。与沉积态相比，由于针状结构的纵横比减小，生长抑制作用减弱，晶粒尺寸明显粗化。

图3 不同固溶温度下Ti6Al4V合金的显微组织Fig.3 Microstructures of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

2.2 力学性能

图4为不同固溶温度下Ti6Al4V合金的显微硬度和拉伸曲线。从图4a可知，SLM制备的沉积态样品硬度分布较均匀，平均显微硬度为3.43 GPa。当固溶温度为800 ℃和900 ℃时，试样各点硬度相对稳定，其平均显微硬度分别为3.93 GPa和3.17 GPa。然而，当固溶温度升高至1000 ℃时，同一试样不同点的硬度波动较大，与沉积态相比，显微硬度降低了11.16%。综上所述，随着固溶温度的升高，显微硬度呈下降趋势，这是因为针状α'相比α相硬，α相比β相硬[20-21]，而随着固溶温度的升高，针状α'相开始分解，α相晶粒尺寸增大，β相含量增加，故试样的显微硬度降低。从图4b可以看出，沉积态表现出高屈服强度和高抗拉强度，分别达到（863±8）MPa和（935±10）MPa，且保持良好的塑性（8.7±0.2）%，与Anatoliy等人[22]通过SLM制备的Ti6Al4V合金相比，延伸率提高了约2.5倍。当固溶温度达到800 ℃时，Ti6Al4V合金的强度和塑性同时得到提高，抗拉强度达到（1046±10）MPa，延伸率也提高了23%。这主要归因于针状α'相部分分解为α相，形成针状α/α'结构（图3b），该结构已被证实可同时提高合金的强度和塑性[23]。当固溶温度达到900 ℃时，Ti6Al4V合金的抗拉强度为（902±6）MPa，延伸率为（4.27±0.1）%；当固溶温度达到1000 ℃时，抗拉强度下降15%，延伸率下降65%。固溶温度达到900 ℃后，造成强度和塑性同时下降的原因主要有两方面，一是α'相和α/α'结构的消失；二是晶粒尺寸的增大。晶粒尺寸对合金强度的影响可以用Hall-Petch公式直观地表达[24]，当晶粒尺寸增大时，屈服强度减小。此外，晶粒尺寸的增大会减小晶界面积，使位错更容易滑移，从而降低试样的抗拉强度。

图4 不同固溶温度下Ti6Al4V合金的硬度和拉伸曲线Fig.4 Microhardness (a) and tensile curves (b) of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures

图5为Ti6Al4V合金热处理前后的断口形貌。如图5a所示，沉积态样品的断口形貌表现出2种特征，即韧窝（韧性断口）和规则阶梯状解理面（脆性断口），因此其伸长率较低。固溶温度为800 ℃时，Ti6Al4V合金的解理面完全消失，凹坑增多（图5b）。与沉积态样品相比，这些凹坑的尺寸更大、更深，表明样品为韧性断裂，塑性得到改善。当固溶温度提高到900 ℃时，韧窝深度变浅，同时还观察到大面积表面平坦的撕裂脊（图5c），表明试样为韧性断裂和准解理断裂，韧性下降。当固溶温度达到1000 ℃时，断口中有一些由大而浅的凹坑组成的撕裂脊，并含有光滑的平面（图5d），其断裂机理为准解理断裂。

图5 不同固溶温度下Ti6Al4V合金的拉伸断口形貌Fig.5 Tensile fracture morphologies of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

2.3 摩擦磨损性能

图6为不同固溶温度下Ti6Al4V合金的摩擦磨损性能。从图6a可知，在摩擦磨损试验的前300 s内，即初始磨损阶段，所有试样的摩擦系数（COF）均缓慢增加。300 s后，COF波动不大，处于相对稳定的阶段，此时随着固溶温度的升高，平均摩擦系数呈增加趋势（图6b）。从样品磨痕截面轮廓图（图6c）可以看出，沉积态样品具有最小的磨痕宽度和深度（0.96 mm和 20.81 μm）。经过800 ℃固溶后，磨痕宽度和深度显著增加，分别为1.13 mm和26.36 μm。随着固溶温度的升高，磨痕宽度和深度增加。与沉积态样品相比，1000 ℃固溶后样品的磨痕宽度和深度分别增加了31%和57%。从图6d可知，磨损率随着固溶温度的升高而增加，这与硬度随着固溶温度的变化趋势正好相反。其中，沉积态样品具有最小的磨损率，为9.271×10-4mm3/(N·m)。当固溶温度达到1000 ℃时，样品具有最大的磨损率，为19.958×10-4mm3/(N·m)，与沉积态样品相比，磨损率增大了115%。磨损率的上升主要体现在以下3个方面：首先，根据Hall-Petch方程[24]，材料的硬度与其晶粒尺寸成反比，固溶温度升高导致晶粒尺寸增加，从而硬度降低，最终使耐磨性下降；第二，α相晶粒粗化会显著降低耐磨性[25]；第三，固溶温度升高会导致较软的β相增多，降低材料的耐磨性。图7为Ti6Al4V合金经过不同温度热处理后的表面磨损形貌。从图7可知，在900 ℃及以下温度固溶处理时，试样磨损面均沿磨损方向有着较深的犁沟，且覆盖着疏松的黑色磨屑，磨损机制为磨粒磨损。固溶温度为1000 ℃时，磨损面开始出现大块黑色氧化膜，表明发生了氧化磨损。同时，产生的磨屑量随着固溶温度的升高而增加。

图6 不同固溶温度下Ti6Al4V合金的摩擦磨损性能Fig.6 Friction and wear properties of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) real-time friction coefficient;(b) average friction coefficient; (c) section profiles of wear traces; (d) wear rate

图7 不同固溶温度下Ti6Al4V合金的表面磨损形貌Fig.7 Surface wear trace morphologies of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built;(b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

图8为不同固溶温度下Ti6Al4V合金的磨痕三维形貌。从图8可以更直观地看出，随着固溶温度的升高，磨痕深度和宽度略有增加，说明随着固溶温度的升高，试样表面剥落量增大。这是由于固溶温度升高导致钛合金氧化膜的Pilling-Bedworth比增大，热膨胀不稳定，进而引起氧化膜开裂和剥落，形成破碎的氧化物磨屑，从而增加磨损率[26-27]。而当固溶温度达到1000 ℃时，磨痕表面的磨屑数量减少，并出现一些即将分层或分层的区域，表明发生了氧化磨损。氧化磨损主要是由于摩擦过程中产生的高温使新暴露的基体与大气中的氧发生反应而导致的[28]。

图8 不同固溶温度下Ti6Al4V合金的磨痕三维形貌Fig.8 Three-dimensional wear traces of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

3 结 论

(1) 通过SLM制备的沉积态Ti6Al4V合金组织以针状α′马氏体为主。经固溶处理后，α相层状晶粒粗大化，β相含量增加，转变为α＋β相。

(2) 随着固溶处理温度的升高，针状α'马氏体分解，β相增加，合金硬度降低。当固溶温度达到800 ℃时，合金强度和延伸率同时增加，超过800 ℃时，强度和延伸率同时下降，这主要是由于α/α'结构的存在。同时，晶粒尺寸的增大在一定程度上也降低了强度。

(3) COF值和磨损率随着固溶温度的升高呈线性上升趋势。当固溶温度低于900 ℃时，磨损机制为磨粒磨损；当固溶温度达到1000 ℃时，磨损机理转变为磨粒磨损和氧化磨损。