TB6鈦合金名義成分為Ti-10V-2Fe-3A（l質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同），鉬當(dāng)量（[Mo]eq）約為9.5，其β穩(wěn)定元素含量接近臨界濃度，是1種近β鈦合金。TB6鈦合金因具有比強(qiáng)度高、斷裂韌性好、鍛造溫度低和抗應(yīng)力腐蝕能力強(qiáng)等諸多優(yōu)點，因此被大量應(yīng)用于飛機(jī)機(jī)身、機(jī)翼和起落架結(jié)構(gòu)中的鍛件零件中[1-2]。但由于鈦合金熔融態(tài)活性高、變形抗力大以及熱加工溫度范圍窄等固有屬性，使得利用傳統(tǒng)加工工藝制造時面臨諸多難題[3-4]。近年來，激光沉積制造技術(shù)逐漸在難加工金屬制備領(lǐng)域得到了越來越多的應(yīng)用，不但可以避開傳統(tǒng)加工工藝的難點，同時兼?zhèn)涞蜕a(chǎn)成本、高材料利用率以及制備結(jié)構(gòu)復(fù)雜性更高的零件等優(yōu)勢[5-6]。激光沉積制造技術(shù)制備的樣件容易出現(xiàn)各向異性。

于承雪[7]通過激光直接沉積成形技術(shù)在鍛件基體上沉積TB6鈦合金，分析了基體鍛件與沉積層處界面的組織及力學(xué)性能，但對沉積態(tài)各向異性的調(diào)控并未做更深入研究。楊光等[8-9]通過激光沉積制造技術(shù)制備了TA15鈦合金厚壁件，發(fā)現(xiàn)沉積方向與垂直沉積方向上的力學(xué)性能存在差異，即存在各向異性，并對其形成機(jī)理進(jìn)行了探究。Wang等[10]發(fā)現(xiàn)激光增材制造技術(shù)制備的TC18試樣的力學(xué)性能呈現(xiàn)明顯的各向異性，并且大致與45°方向呈對稱關(guān)系。針對各向異性的調(diào)控，目前主要通過熱處理或其他工藝手段來細(xì)化柱狀晶和減少織構(gòu)。Zhu等[11]發(fā)現(xiàn)激光增材制造的Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金，由于柱狀晶粒以及與沉積方向平行的β〈001〉強(qiáng)織構(gòu)，沉積態(tài)樣品出現(xiàn)各向異性，單相區(qū)退火將晶粒形態(tài)從柱狀轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀，各向異性顯著降低。張安峰等[12-13]針對激光熔覆沉積的TC4鈦合金力學(xué)性能呈各向異性的問題，分別通過加入變質(zhì)劑硼、硅元素使晶粒細(xì)化，以此來減小各向異性。

各向異性的存在會限制零件在多向應(yīng)力條件下的應(yīng)用，傳統(tǒng)鑄鍛工藝下制備的TB6鈦合金通常采用熱處理方法進(jìn)行性能的調(diào)控[14-17]，本工作通過激光沉積制造技術(shù)制備了TB6鈦合金試件，通過后熱處理的方式實現(xiàn)了試件各向異性的消減，同時獲得了性能的提升，并結(jié)合熱處理后顯微組織的變化規(guī)律探討了各向異性變化特點和生成機(jī)理。

1、實驗材料與方法

采用LDM800激光沉積制造系統(tǒng)進(jìn)行了TB6鈦合金激光沉積實驗，系統(tǒng)構(gòu)成與工作原理如圖1所示。

在實驗過程中，氧含量始終保持在低于0.01%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的水平，沉積粉末為TB6鈦合金球形粉末，粒徑為50~150μm，其化學(xué)成分見表1。

為了防止粉末吸收水氣，在實驗前將粉末放在真空烘干箱中，100℃下烘干處理12h；成形基板選用尺寸為270mm×60mm×40mm的TC4鍛件塊，基板表面先用砂紙打磨去除表面雜質(zhì)，隨后用丙酮/酒精擦洗，減少對沉積實驗的影響。激光沉積制造工藝參數(shù)如下：激光功率為2000W，掃描速度為10mm/s，送粉速度為0.8r/min，掃描間距為2.1mm，層高為0.6mm，采用短邊單向往復(fù)掃描，實驗在氬氣保護(hù)下進(jìn)行。

激光沉積制造TB6鈦合金成形塊狀樣品如圖2（a）所示，尺寸約為145mm×32mm×75mm，分別將樣品按照垂直沉積方向（X）與平行沉積方向（Z）等分為兩塊，每塊分別沿取樣方向五等分并分組編號，如圖2（b）所示，每組包含X向與Z向試樣塊各一塊。各組樣品依照表2制度進(jìn)行熱處理，熱處理制度的選取根據(jù)TB6鈦合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度進(jìn)行[1]，退火處理主要去除因粉末熔凝引起的合金內(nèi)部較大的熱應(yīng)力，固溶時效處理主要作用是大幅提高合金強(qiáng)度，完成熱處理后各取標(biāo)準(zhǔn)拉伸樣品。

利用線切割從熱處理試樣塊取金相試樣，陰影面為金相觀察面如圖3所示，垂直沉積方向的金相觀察面記為XOY面，同理平行沉積方向則記為YOZ向金相觀察面；金相試樣經(jīng)鑲嵌、預(yù)磨、粗拋光、精拋光，用Kroll腐蝕液（VHF：VHNO3：VH2O=3∶6∶200）腐蝕金相試樣。使用OLYMPUS-GX51光學(xué)顯微鏡（OM）和TESCAN掃描電鏡（SEM）進(jìn)行顯微組織觀察；使用FEITecnaiG220透射電子顯微鏡（TEM）進(jìn)行詳細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)觀察和相分析，工作電壓為200kV；利用Im?ageJ圖像分析軟件測量顯微組織中αp相的含量及尺寸參數(shù)；采用INSTRON5982拉伸試驗機(jī)室溫拉伸性能進(jìn)行測試；采用HVS-1000A測試試樣顯微硬度，載荷為1.96N，加載時間t=10s。

2、結(jié)果與分析

2.1　顯微組織

圖4為激光沉積制造TB6鈦合金樣品不同熱處理態(tài)低倍組織（OM）形貌。圖4（a-1）為沉積態(tài)XOY面組織，觀察到原始β晶粒均呈等軸狀，晶粒尺寸差異較小，平均直徑約為300~500μm；而在圖4（a-2）中的YOZ面組織里面，發(fā)現(xiàn)大部分原始β晶粒呈等軸狀，存在少部分沿沉積方向被拉長的晶粒，其長短軸比例接近于2，短軸尺寸與XOY面晶粒直徑相當(dāng)。綜合兩個觀察面的形貌特點，TB6鈦合金沉積態(tài)組織中原始β晶粒呈近等軸狀。從圖中可見，在熱處理狀態(tài)下，XOY面和YOZ面的組織中原始β晶粒的大小和長短軸比例相對沉積態(tài)并未發(fā)生明顯的改變，這是由于盡管熱處理溫度不同，但溫度均未超過TB6鈦合金相變點（Tβ=（800±10）℃），因此原始β晶粒尺寸與形貌并無明顯變化。金屬材料增材制造構(gòu)件組織一般由柱狀晶構(gòu)成。

柱狀晶的形成與沉積過程中，不同方向熱梯度各不相同密切相關(guān)，Pantawane等[18]監(jiān)測了激光成形過程的熱梯度矢量分量，發(fā)現(xiàn)掃描方向和搭接方向的熱梯度值遠(yuǎn)小于沉積方向[19]，而根據(jù)晶粒競爭生長理論，晶粒優(yōu)先沿溫度梯度高的方向生長，由于沉積方向有更大的溫度梯度，因此原始β晶粒趨于沿沉積方向生長，導(dǎo)致沉積方向上尺寸將更大，并且取向相近；而在垂直沉積方向上，熱梯度相差不大，因此相對表現(xiàn)得更為均勻。凝固理論認(rèn)為，凝固相前端需要足夠的成分過冷，才能保證液相區(qū)生成潛在的非均勻形核質(zhì)點，從而為液相凝固為等軸晶提供必要條件[20]。在激光增材制造工藝中，形成等軸晶的條件通常需要四個方面配合，第一，工藝參數(shù)[21]；第二，合金化學(xué)成分[22]；第三，納米/微米級第二相粒子[23]；第四，輔助外場[24]。

對于本工作中的TB6合金，第二相粒子和輔助外場并不存在。根據(jù)Fe-Ti-V三元平衡相圖可知[25]，V，F(xiàn)e合金元素的加入，TB6鈦合金的熔點相對純鈦顯著降低，熔池相對具有較長的冷卻-凝固時間，即熔池冷卻速度相對較低，因此，在設(shè)置的工藝參數(shù)和合金化學(xué)成分條件下，使得熔池形成了一定的冷卻速度和溫度梯度，在過冷條件下形成的成分促進(jìn)了等軸晶的出現(xiàn)，因此組織中的原始β晶粒呈近等軸狀，與TC4，TA15等合金的典型柱狀晶有明顯的差別[8，12-13]。

圖5為激光沉積制造TB6鈦合金在不同熱處理態(tài)下的SEM顯微組織形貌，表3為利用ImageJ測量的顯微組織中αp相的含量和尺寸參數(shù)。對比圖5（a-1），（a-2）中沉積態(tài)兩個方向的顯微組織，都是由片狀αp相、部分等軸αp相、晶界α相（αGB）和β相組成，αp相體積分?jǐn)?shù)相差不大，但αp相尺寸形貌卻有較大的不同，YOZ面αp相表現(xiàn)地更為細(xì)長，平均長度比XOY面的高40.6%，長寬比高51.9%。這種差異的形成原因是不同方向熱梯度不一致，沿沉積方向熱流更大，YOZ面上αp相趨于沿沉積方向生長，而XOY面上掃描方向和搭接方向熱梯度相差較小，各方向αp相生長速率相同，尺寸相差不大，因此，在YOZ面觀察到的大多數(shù)αp相長度、長寬比均大于XOY面。

圖5（b-1），（b-2）為低溫退火處理后的顯微組織，相比于沉積態(tài)組織，顯微組織組成類型與形貌并無明顯變化，僅少量αp相溶于β相，并有微小長大，αp相體積分?jǐn)?shù)約降低2.8%，兩個方向之間相比，αp相形貌差異并沒有消除，但是長寬比差異程度有所降低，YOZ面αp相平均長寬比相對XOY面的高30.8%。高溫退火處理后（圖5（c-1），（c-2）所示），觀察到合金組織中αp相體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步減小，剩余αp相趨于長大，長度與寬度均有增加，長寬比逐漸減小。此外還發(fā)現(xiàn)XOY面的αp相長寬比下降速率明顯小于YOZ面的，兩個方向αp相形貌差異進(jìn)一步減小，YOZ面αp相平均長寬比相對Z向的高11.8%。根據(jù)溶質(zhì)原子擴(kuò)散理論，溶質(zhì)原子總是沿負(fù)濃度梯度方向擴(kuò)散，而αp相邊界的α穩(wěn)定元素濃度CR與晶粒曲率半徑R呈反比關(guān)系，其表達(dá)式[26]：

式中：C∞為飽和溶液的濃度；σ為相間表面張力；ν為溶質(zhì)的原子體積；k為氣體常數(shù)；T為溫度。

TB6鈦合金中，Al元素作為唯一的α穩(wěn)定元素，當(dāng)αp相長寬比越大，即αp相尖端位置曲率越大，曲率半徑則相對越小，其邊緣位置處α穩(wěn)定元素越富集，α穩(wěn)定元素將更容易從尖端位置向側(cè)邊擴(kuò)散，引起αp相粗化速率的增加，此外退火溫度相對低溫退火增加，加速α穩(wěn)定元素的擴(kuò)散作用，沉積試樣中YOZ面的αp相長度、長寬比均明顯大于XOY面，因此退火處理過程中YOZ面αp相長大粗化和等軸化的速率將明顯大于XOY面。低溫固溶時效后（圖5（d-1），（d-2）所示），顯微組織由片狀αp相、等軸αp相、αGB相和次生α相（αs）彌散強(qiáng)化的β相組成，αp相體積分?jǐn)?shù)明顯降低，固溶水淬使β相轉(zhuǎn)化為飽和的β固溶體，時效處理時飽和的β固溶體逐漸分解，αs相在不穩(wěn)定的αGB/β相界面以及α/β相界面形核長大，以細(xì)小的短棒狀片層結(jié)構(gòu)均勻分布在β基體上，需要注意的是不同方向的αs相的析出并不受熱處理影響，相似性較高。此外，αp相長寬比有所增加，且YOZ面αp相平均長度相比XOY面的高88.9%，長寬比則低10%，差異程度明顯增加，相比與沉積態(tài)發(fā)生了較大變化，這是由于固溶過程選擇水淬作為冷卻方式，帶來的最直接影響是組織中保留的缺陷相對增加，有利于α相異相形核[27]，因此αp相長寬比相對會有所增加。高溫固溶時效處理后，由于固溶溫度接近Tβ，αp相將持續(xù)溶于β相，αp相長度、長寬比都有明顯減小，YOZ面αp相平均長度相比XOY面的高72.4%，長寬比則低25.5%，如圖5（e-1），（e-2）所示。

2.2　室溫拉伸性能

圖6為激光沉積制造TB6鈦合金在不同熱處理工藝下的室溫拉伸性能變化曲線。對比圖中數(shù)據(jù)可知，室溫拉伸性能在不同方向呈現(xiàn)一定的差異，即激光沉積制造TB6鈦合金力學(xué)性能存在各向異性，但隨熱處理工藝的改變，各向異性程度發(fā)生明顯變化。其中，沉積態(tài)試樣的各向異性最為明顯，X向抗拉強(qiáng)度相比Z向的高7.3%，屈服強(qiáng)度高5%，而伸長率則低32.4%，X向抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度略低于鍛件，伸長率高于鍛件標(biāo)準(zhǔn)。激光沉積制造TA15鈦合金出現(xiàn)各向異性的主要原因是存在外延凝固生長的粗大柱狀晶[12-13]，但在本研究中，同種工藝方式下制備的TB6鈦合金，外延凝固生長而成的柱狀晶并不明顯。沉積態(tài)和高溫固溶時效熱處理后樣品的TEM顯微組織形貌如圖7所示，分解后的β相對應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣（selectedareaelectrondiffraction，SADP）位于圖7（a），（b）中右上角，β相和α相SADP圖分別位于圖7（a），（b）的左下角。沉積態(tài)下的原始β晶粒內(nèi)部，片層組織多為長寬比較大的片層組織構(gòu)成，且這些片層的分布方向具有相對的一致性（圖7（a））。經(jīng)高溫固溶時效后的樣品中，原始β相分解產(chǎn)物取向性不明顯，近似隨機(jī)分布，如圖7（b）所示。

基于以上檢測與分析結(jié)果，TB6鈦合金沉積態(tài)試樣產(chǎn)生各向異性的原因可以歸結(jié)為：原始β晶粒以及αp相尺寸形貌在XOY面和YOZ面上的差異共同導(dǎo)致。一方面，YOZ面中由于原始β晶粒沿沉積方向拉長，尺寸差異相對XOY面更大，已有研究表明：沿沉積方向生長的柱狀晶不利于Z向拉伸試樣強(qiáng)度[11]，故Z向強(qiáng)度相對有所降低。另一方面，YOZ面的αp相長度、長寬比明顯大于XOY面，表現(xiàn)得更為細(xì)長，取向較為一致。圖8為激光沉積制造TB6鈦合金拉伸過程在YOZ面和XOY面裂紋拓展示意圖，由于顯微組織中αp相常嵌在β基體上，細(xì)長條狀的αp相與短棒狀相比較，α/β界面面積更大，在拉伸斷裂過程中容易改變裂紋的擴(kuò)展方向，可以有效阻礙位錯運動，因此，拉伸斷裂過程中裂紋穿過YOZ面的難度相對更大，強(qiáng)度相應(yīng)更高。此外，αp相形狀對合金伸長率有所影響，短棒狀αp相相比于片狀αp相有更好的協(xié)調(diào)能力，導(dǎo)致伸長率的增加。而YOZ面和XOY面分別對應(yīng)X向和Z向拉伸試樣的橫斷面，因而最終在兩種因素的共同作用下，導(dǎo)致X向強(qiáng)度相比Z向更高，而伸長率卻較低。

低溫退火態(tài)試樣力學(xué)性能各向異性依舊存在，產(chǎn)生的原因與沉積試樣相同，X向抗拉強(qiáng)度相比Z向高6.8%，屈服強(qiáng)度高9.6%，伸長率低18.0%，與沉積態(tài)各向異性相比強(qiáng)度無明顯改變，而伸長率各向異性有所減低，αp相長寬比差異有所降低直接相關(guān)。高溫退火處理后αp相體積分?jǐn)?shù)、長寬比都有所減小，由于α相位錯滑移系統(tǒng)少于β相，使得β相相對α相更容易產(chǎn)生滑移變形，因此必然導(dǎo)致強(qiáng)度降低、伸長率升高，這與實驗結(jié)果相一致，相比于鍛件標(biāo)準(zhǔn)，呈明顯的強(qiáng)度低而伸長率高。但X向抗拉強(qiáng)度相比Z向高3.1%，屈服強(qiáng)度高5.3%，伸長率低11.7%，可以發(fā)現(xiàn)試樣強(qiáng)度以及塑性的各向異性程度相比沉積態(tài)明顯降低，結(jié)合高溫退火處理后各方向顯微組織，XOY面的αp相長寬比下降速率明顯小于YOZ面的，隨退火溫度的升高，αp相粗化長大的速率進(jìn)一步增加，兩個方向αp相尺寸形貌差異明顯降低，由αp相帶來的各向異性也將相應(yīng)減小。

低溫固溶時效處理后，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均有大幅提升，相比鍛件明顯提高，但伸長率與之相反。通過對比兩個方向拉伸數(shù)據(jù)，X向的抗拉強(qiáng)度相比Z向低1.3%，屈服強(qiáng)度低0.8%，伸長率則高0.1%，發(fā)現(xiàn)合金力學(xué)性能的各向異性趨于消除。分析原因主要是相比于沉積態(tài)與退火態(tài)，低溫固溶時效試樣的強(qiáng)化機(jī)制發(fā)生了根本變化[28]，由于低溫固溶時效處理后析出的密集、細(xì)小αs相，拉伸過程中位錯將會受到大量β/αs相界面阻礙，裂紋在晶內(nèi)拓展相對困難，可以有效提高合金強(qiáng)度，但對塑性產(chǎn)生不利影響，尺寸較大的αGB相將成為位錯運動拓展的主要位置。雖然αp相形貌差異有所增加，但對性能的影響程度遠(yuǎn)小于αs相，而固溶時效處理過程中，兩個方向受熱情況一致，各方向αs相的析出生長不會影響，因此各方向αs相含量與尺寸形貌并無明顯差異（圖5（d-1），（d-2）），故固溶時效試樣各向異性也隨之趨于消除。高溫固溶時效處理后強(qiáng)度進(jìn)一步提高，明顯高于鍛件，塑性大幅降低。在經(jīng)過高溫固溶時效熱處理后，組織中部分片狀αp相已經(jīng)等軸化，其他αp相在固溶溫度下轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵陔S后的冷卻以及時效過程中，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣羢+β混合狀態(tài)下的片層組織，因轉(zhuǎn)變過程中的各個方向熱量散失速率相同，多個方向生長片層αs相相互交叉、阻礙，最后產(chǎn)生的αs相尺寸相對短小，其分布的隨機(jī)性有所增加（圖7（b）所示），固溶時效后形成的近似等軸αp相以及短小且取向隨機(jī)的αs相使得樣品的各向異性差異明顯減小，X向抗拉強(qiáng)度相比Z向低1.3%，伸長率低0.1%。

3、結(jié)論

（1）激光沉積制造過程中TB6鈦合金不同方向熱梯度不一致，導(dǎo)致沉積態(tài)組織中原始β晶粒呈近等軸狀，此外垂直沉積方向的αp相相比于沉積方向更為細(xì)長，兩者共同作用下導(dǎo)致沉積態(tài)試樣室溫拉伸性能呈現(xiàn)各向異性，其中垂直沉積方向抗拉強(qiáng)度相比沉積方向高7.3%，屈服強(qiáng)度高5%，伸長率低32.4%。

（2）低溫退火處理對室溫拉伸性能的各向異性作用主要體現(xiàn)在塑性差異變化，高溫退火后不同方向長寬比下降速率不一，αp相尺寸形貌差異減小，其室溫拉伸性能的各向異性明顯減小。

（3）固溶時效處理后顯微組織中析出大量αs相，而αs相的析出不受方向影響，其取向較為隨機(jī)，在顯著提升強(qiáng)度的同時消除了室溫拉伸性能的各向異性。

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基金項目：國家自然科學(xué)基金（51975387）

通訊作者：李長富（1979—），男，副教授，博士，主要從事金屬結(jié)構(gòu)材料增材制造（3D 打印）方面的研究，聯(lián)系地址： 遼寧省沈陽市沈北新區(qū)道義南大街 37 號沈陽航空航天大學(xué)（110136），E-mail：20140029@sau.edu.cn