邱應堃，王林志，張 祺

(1.四川工程職業(yè)技術學院 材料工程系，四川 德陽 618030)

(2.中國科學院重慶綠色智能技術研究院，重慶 400714)

Ti6Al4V是一種α＋β型鈦合金，具有優(yōu)異的機械性能、耐腐蝕性和生物相容性，被廣泛應用于航空航天和生物醫(yī)學等領域[1-3]。當Ti6Al4V合金作為內(nèi)燃機活塞、連桿、缸套等部件，特別是作為摩擦副運動零部件（如摩托車的制動盤和離合器的摩擦片）使用時，還需要具有良好的耐磨損性能[4]。采用傳統(tǒng)技術制造的鈦合金部件，通常需要進行二次加工，無法直接實現(xiàn)復雜零件的集成制造[5]。此外，在加工過程中，由于鈦合金在高溫下與大多數(shù)刀具材料具有很高的化學親和力，容易發(fā)生焊接、黏著磨損的情況[6-7]。與傳統(tǒng)制造技術相比，選區(qū)激光熔化（SLM）是一種典型的基于粉末床的增材制造（AM）技術，其最大的優(yōu)勢在于通過高精度分層制造工藝直接制造復雜零件，從而規(guī)避Ti6Al4V合金在二次加工中遇到的問題[8-9]。但選區(qū)激光熔化成形具有溫度梯度大的冷凝特點，在制造過程中易使合金產(chǎn)生不均勻的相變應力和熱應力，導致組織中含有大量的針狀馬氏體相[10]。因此，需要通過適當?shù)臒崽幚砉に噥硐齼?nèi)應力，改善組織形貌以及力學性能。

Li等人[11]對SLM制備的Ti6Al4V合金進行了特定的多步熱處理（MSHT）研究，發(fā)現(xiàn)沉積態(tài)Ti6Al4V合金主要由片狀和針狀α′馬氏體組成，具有較高的強度（1280 MPa）和較低的塑性（9.0%）。MSHT工藝促進了馬氏體分解（α′相向α＋β相轉變）和片狀α相的球化，使熱處理態(tài)試樣得到平均晶粒尺寸約為10 μm的近等軸α晶粒，并且具有優(yōu)異的延展性（21.8%）。Wang等人[12]采用低溫真空熱處理方法對SLM制備的Ti6Al4V合金進行組織調(diào)控。研究發(fā)現(xiàn)，當熱處理工藝為550 ℃/4 h時，抗拉強度和伸長率分別由1191 MPa和9.2%提高到1220 MPa和11.6%，這歸因于熱處理后顯微組織中有大量的β相析出，對第二相起到強化作用。Zhang等人[13]對SLM制備的Ti6Al4V合金分別進行了超相變和亞相變熱處理，發(fā)現(xiàn)在較高的亞相變熱處理溫度下，不僅能夠使合金保持高強度，而且可以適度提高延展性。Bartolomeu等人[14]比較了鑄造、鍛造和SLM制備的Ti6Al4V合金的摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)SLM制備的合金由于針狀α'馬氏體數(shù)量的增加而具有較高的耐磨性。

盡管研究人員對Ti6Al4V合金熱處理后的組織和性能開展了大量研究，但目前尚未有關于熱處理工藝對SLM制備Ti6Al4V合金耐磨性影響的相關報道，且該材料經(jīng)過亞相變熱處理后，強度和延展性同時提升的機制仍然不明確。因此，以SLM制備的Ti6Al4V合金為研究對象，經(jīng)不同工藝熱處理后，進行拉伸性能和摩擦磨損性能測試，并分析試樣的斷口和磨痕形貌，總結退火溫度對摩擦磨損性能的影響，深入探討該材料強度和延展性同時提升的機制，為進一步提升Ti6Al4V合金力學性能與摩擦磨損性能提供理論支持。

1 實 驗

1.1 實驗材料

實驗材料為英國Renishaw公司生產(chǎn)的Ti6Al4V合金粉末，化學成分（質(zhì)量分數(shù)）為Al 6.25%，V 4.16%，F(xiàn)e 0.20%，O 0.03%，Ti為余量。Ti6Al4V合金粉末表面致密光滑，球形度高，分散性好，如圖1a所示。從ANALYSETTE 22 MicroTec plus激光粒度分析儀測量的粒徑分布曲線（圖1b）可以看出，Ti6Al4V合金粉末粒徑呈正態(tài)分布，90%的顆粒直徑小于63.8 μm，平均粒徑D50為42.3 μm。

圖1 Ti6Al4V合金粉末的SEM形貌和粒徑分布曲線Fig.1 SEM morphology (a) and size distribution curves (b)of Ti6Al4V alloy powders

1.2 實驗方法

使用AM250粉末床選區(qū)激光熔化設備進行實驗，打印50 mm×12 mm×4 mm的塊狀樣品。該設備配備有400 W光纖激光器，可提供波長為1070 nm的連續(xù)激光束，具體工藝參數(shù)見表1。曝光時間為激光在每個焦點的持續(xù)時間。掃描策略為Z字形，層與層之間的旋轉角度為67°。為避免Ti6Al4V合金粉末被氧化，整個打印過程在氬氣氣氛中進行。

表1 選區(qū)激光熔化工藝參數(shù)Table 1 Process parameters of selective laser melting experiment

采用1200ZQLB真空加熱爐對SLM制備的沉積態(tài)Ti6Al4V合金塊狀樣品進行固溶＋時效處理，固溶處理溫度分別為800、900、1000 ℃，保溫時間為2 h，爐冷；時效處理溫度均為550 ℃，保溫時間為4 h，油淬。所有熱處理工藝升溫速率均為10 ℃/min，真空度均小于6.7×10-3Pa。采用AHVD-1000XY顯微硬度計進行室溫顯微硬度測試，載荷為0.98 N，保壓時間為10 s，沿試樣水平方向連續(xù)選取10個硬度測試點，每個測試點之間的距離為0.3 mm。按照GB/T 228—2010標準在WDW-100拉伸試驗機上進行室溫拉伸性能測試，應變速率為5×10-3s-1，拉伸樣品尺寸為45 mm×10 mm×2 mm。采用UMTtrice Lab往復式磨損試驗機進行室溫摩擦磨損實驗，以Si3N4為摩擦副，摩擦頻率為4 Hz，載荷為2 N，摩擦時間為30 min，磨痕長度為10 mm。為保證實驗結果的準確性，硬度、拉伸和摩擦磨損性能測試均在同一條件下進行3次試驗。

采用DMAX-2500PC X射線衍射儀（XRD）對樣品進行物相分析，測試條件為Cu靶Kα輻射線（λ=0.154 nm），掃描范圍為10°~90°。采用JSM-7800F場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）對樣品的微觀結構進行表征，同時觀察斷口形貌和磨損形貌。微觀結構試樣腐蝕采用體積比為2:5:15的HF、HNO3、H2O混合液，腐蝕時間為15 s。通過Contour GT-K掃描白光干涉儀（WLI）獲得磨痕的三維形貌。

2 結果與分析

2.1 微觀組織

圖2為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的XRD圖譜。從圖2可以觀察到α相和β相的衍射峰，但β相衍射峰較少，強度較低。

圖2 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures

沉積態(tài)Ti6Al4V合金中的β相很難被檢測到，呈現(xiàn)出少量或不存在的現(xiàn)象[15]。經(jīng)固溶＋時效處理后，可明顯觀察到β相衍射峰，并且隨著固溶溫度的升高，α相和β相的衍射峰強度增大。主要是因為當溫度達到400 ℃左右時馬氏體開始分解，并且α相開始沿針狀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相板條之間的富V區(qū)形成β相[16]。固溶溫度為900 ℃時，板條α相增多，β相體積分數(shù)也增加（從6.13%增加到16.37%），導致α相和β相分別出現(xiàn)（201）峰和（004）峰，同時β相的（002）峰強度達到最大值。從圖2還可以看出，隨著固溶溫度的升高，衍射峰的偏離程度增大。這是由于熱處理后試樣的殘余應力松弛，衍射角明顯由小變大。還觀察到所有樣品的（101）衍射峰強度最高，并且衍射峰的強度隨著固溶溫度的升高而增加。主要原因是固溶溫度的升高使初生α相繼續(xù)溶解，數(shù)量減少，β相含量增加，時效過程中析出的次生α相增多[9,14]。

圖3為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的顯微組織。從圖3a可以看出，由于SLM制備過程具有高冷卻速率的特點，沉積態(tài)的顯微組織主要由細小的針狀α'馬氏體交織組成。這些針狀馬氏體結構使Ti6Al4V合金表現(xiàn)出高抗拉強度（1100~1300 MPa）和高脆性[17-18]。固溶溫度為800 ℃時（圖3b），馬氏體組織開始轉變?yōu)棣粒孪?，同時，組織形態(tài)也發(fā)生變化，α相以細針狀存在，β相以長圓柱狀存在。固溶溫度為900 ℃時，針狀馬氏體位于α＋β相中，其中β相晶界變得明顯（圖3c），α相層狀結構的寬度增加，但增加非常緩慢。這主要是由于層狀結構邊界的阻擋作用以及相鄰板條生長方向的差異對晶界沿板條軸向的遷移有一定的抑制作用[19]。當固溶溫度達到1000 ℃時，由SLM工藝產(chǎn)生的針狀結構完全消失（圖3d），在初生β相晶粒中，出現(xiàn)層狀α相，α相與β相的邊界變得模糊。與沉積態(tài)相比，由于針狀結構的縱橫比減小，生長抑制作用減弱，晶粒尺寸明顯粗化。

圖3 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

2.2 力學性能

圖4為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的顯微硬度和拉伸曲線。從圖4a可知，SLM制備的沉積態(tài)樣品硬度分布較均勻，平均顯微硬度為3.43 GPa。當固溶溫度為800 ℃和900 ℃時，試樣各點硬度相對穩(wěn)定，其平均顯微硬度分別為3.93 GPa和3.17 GPa。然而，當固溶溫度升高至1000 ℃時，同一試樣不同點的硬度波動較大，與沉積態(tài)相比，顯微硬度降低了11.16%。綜上所述，隨著固溶溫度的升高，顯微硬度呈下降趨勢，這是因為針狀α'相比α相硬，α相比β相硬[20-21]，而隨著固溶溫度的升高，針狀α'相開始分解，α相晶粒尺寸增大，β相含量增加，故試樣的顯微硬度降低。從圖4b可以看出，沉積態(tài)表現(xiàn)出高屈服強度和高抗拉強度，分別達到（863±8）MPa和（935±10）MPa，且保持良好的塑性（8.7±0.2）%，與Anatoliy等人[22]通過SLM制備的Ti6Al4V合金相比，延伸率提高了約2.5倍。當固溶溫度達到800 ℃時，Ti6Al4V合金的強度和塑性同時得到提高，抗拉強度達到（1046±10）MPa，延伸率也提高了23%。這主要歸因于針狀α'相部分分解為α相，形成針狀α/α'結構（圖3b），該結構已被證實可同時提高合金的強度和塑性[23]。當固溶溫度達到900 ℃時，Ti6Al4V合金的抗拉強度為（902±6）MPa，延伸率為（4.27±0.1）%；當固溶溫度達到1000 ℃時，抗拉強度下降15%，延伸率下降65%。固溶溫度達到900 ℃后，造成強度和塑性同時下降的原因主要有兩方面，一是α'相和α/α'結構的消失；二是晶粒尺寸的增大。晶粒尺寸對合金強度的影響可以用Hall-Petch公式直觀地表達[24]，當晶粒尺寸增大時，屈服強度減小。此外，晶粒尺寸的增大會減小晶界面積，使位錯更容易滑移，從而降低試樣的抗拉強度。

圖4 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的硬度和拉伸曲線Fig.4 Microhardness (a) and tensile curves (b) of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures

圖5為Ti6Al4V合金熱處理前后的斷口形貌。如圖5a所示，沉積態(tài)樣品的斷口形貌表現(xiàn)出2種特征，即韌窩（韌性斷口）和規(guī)則階梯狀解理面（脆性斷口），因此其伸長率較低。固溶溫度為800 ℃時，Ti6Al4V合金的解理面完全消失，凹坑增多（圖5b）。與沉積態(tài)樣品相比，這些凹坑的尺寸更大、更深，表明樣品為韌性斷裂，塑性得到改善。當固溶溫度提高到900 ℃時，韌窩深度變淺，同時還觀察到大面積表面平坦的撕裂脊（圖5c），表明試樣為韌性斷裂和準解理斷裂，韌性下降。當固溶溫度達到1000 ℃時，斷口中有一些由大而淺的凹坑組成的撕裂脊，并含有光滑的平面（圖5d），其斷裂機理為準解理斷裂。

圖5 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphologies of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

2.3 摩擦磨損性能

圖6為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的摩擦磨損性能。從圖6a可知，在摩擦磨損試驗的前300 s內(nèi)，即初始磨損階段，所有試樣的摩擦系數(shù)（COF）均緩慢增加。300 s后，COF波動不大，處于相對穩(wěn)定的階段，此時隨著固溶溫度的升高，平均摩擦系數(shù)呈增加趨勢（圖6b）。從樣品磨痕截面輪廓圖（圖6c）可以看出，沉積態(tài)樣品具有最小的磨痕寬度和深度（0.96 mm和 20.81 μm）。經(jīng)過800 ℃固溶后，磨痕寬度和深度顯著增加，分別為1.13 mm和26.36 μm。隨著固溶溫度的升高，磨痕寬度和深度增加。與沉積態(tài)樣品相比，1000 ℃固溶后樣品的磨痕寬度和深度分別增加了31%和57%。從圖6d可知，磨損率隨著固溶溫度的升高而增加，這與硬度隨著固溶溫度的變化趨勢正好相反。其中，沉積態(tài)樣品具有最小的磨損率，為9.271×10-4mm3/(N·m)。當固溶溫度達到1000 ℃時，樣品具有最大的磨損率，為19.958×10-4mm3/(N·m)，與沉積態(tài)樣品相比，磨損率增大了115%。磨損率的上升主要體現(xiàn)在以下3個方面：首先，根據(jù)Hall-Petch方程[24]，材料的硬度與其晶粒尺寸成反比，固溶溫度升高導致晶粒尺寸增加，從而硬度降低，最終使耐磨性下降；第二，α相晶粒粗化會顯著降低耐磨性[25]；第三，固溶溫度升高會導致較軟的β相增多，降低材料的耐磨性。圖7為Ti6Al4V合金經(jīng)過不同溫度熱處理后的表面磨損形貌。從圖7可知，在900 ℃及以下溫度固溶處理時，試樣磨損面均沿磨損方向有著較深的犁溝，且覆蓋著疏松的黑色磨屑，磨損機制為磨粒磨損。固溶溫度為1000 ℃時，磨損面開始出現(xiàn)大塊黑色氧化膜，表明發(fā)生了氧化磨損。同時，產(chǎn)生的磨屑量隨著固溶溫度的升高而增加。

圖6 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的摩擦磨損性能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

圖7 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的表面磨損形貌Fig.7 Surface wear trace morphologies of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built;(b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

圖8為不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的磨痕三維形貌。從圖8可以更直觀地看出，隨著固溶溫度的升高，磨痕深度和寬度略有增加，說明隨著固溶溫度的升高，試樣表面剝落量增大。這是由于固溶溫度升高導致鈦合金氧化膜的Pilling-Bedworth比增大，熱膨脹不穩(wěn)定，進而引起氧化膜開裂和剝落，形成破碎的氧化物磨屑，從而增加磨損率[26-27]。而當固溶溫度達到1000 ℃時，磨痕表面的磨屑數(shù)量減少，并出現(xiàn)一些即將分層或分層的區(qū)域，表明發(fā)生了氧化磨損。氧化磨損主要是由于摩擦過程中產(chǎn)生的高溫使新暴露的基體與大氣中的氧發(fā)生反應而導致的[28]。

圖8 不同固溶溫度下Ti6Al4V合金的磨痕三維形貌Fig.8 Three-dimensional wear traces of Ti6Al4V alloy at different solution temperatures: (a) as-built; (b) 800 ℃; (c) 900 ℃; (d) 1000 ℃

3 結 論

(1) 通過SLM制備的沉積態(tài)Ti6Al4V合金組織以針狀α′馬氏體為主。經(jīng)固溶處理后，α相層狀晶粒粗大化，β相含量增加，轉變?yōu)棣粒孪唷?/p>

(2) 隨著固溶處理溫度的升高，針狀α'馬氏體分解，β相增加，合金硬度降低。當固溶溫度達到800 ℃時，合金強度和延伸率同時增加，超過800 ℃時，強度和延伸率同時下降，這主要是由于α/α'結構的存在。同時，晶粒尺寸的增大在一定程度上也降低了強度。

(3) COF值和磨損率隨著固溶溫度的升高呈線性上升趨勢。當固溶溫度低于900 ℃時，磨損機制為磨粒磨損；當固溶溫度達到1000 ℃時，磨損機理轉變?yōu)槟チＤp和氧化磨損。