采用氣霧化和機械合金化等離子體球化粉末激光床熔增材高溫預(yù)熱法制備鈦金屬間化合物2

來源：江蘇激光聯(lián)盟

導(dǎo)讀：本文論述了用激光粉末床熔合(L-PBF)增材制造技術(shù)，在高溫平臺預(yù)熱下制備ti2alnb基合金樣品的過程。本文為第二部分

3．4． 試樣的機械性能
3.4.1顯微硬度
根據(jù)TPH和L-PBF處理中使用的粉末類型，樣品的顯微硬度顯著改變，如圖14所示。當TPH = 200℃時，MAPS和GA的顯微硬度值最低，分別為405和392 HV0.5。增大TPH，隨著o相體積分數(shù)的增加，顯微硬度有所提高。TPH = 700℃時，GA和MAPS樣品的顯微硬度最高，分別為568 HV0.5和435 HV0.5。當TPH = 980°C時，顯微硬度為453 HV0.5，低于TPH = 700°C時，由于o相體積分數(shù)降低。

3.4.2抗拉強度
圖15顯示了在GA粉的l - pfc處理過程中使用TPH對材料極限抗拉強度(UTS)的影響。在600℃和700℃TPH條件下制備的試樣拉伸強度值較差。當TPH = 980°C時，試樣的抗拉強度(693±55 MPa)高于低TPH時的試樣。950℃熱處理可使600℃和700℃下的試樣抗拉強度提高至530±34MPa，但仍低于TPH = 980℃時的預(yù)制試樣的抗拉強度。

圖15 平臺預(yù)熱溫度對GA粉制備ti2alnb基l - pfb合金抗拉強度的影響

4. 討論
4．1. 裂縫的形成
L-PBF處理的鈦鋁合金的裂紋形成機制多種多樣。殘余應(yīng)力會導(dǎo)致ti2alnb基合金再加熱試樣的嚴重開裂。焊接過程中由于熱循環(huán)不均勻而產(chǎn)生殘余應(yīng)力(類似于L-PBF工藝，熔融材料凝固后的組織受到隨后激光加熱的反復(fù)影響)。熔合區(qū)在快速冷卻后趨于收縮，但受到母材的抑制而產(chǎn)生開裂。

焊時試樣和(b)焊后熱處理試樣在600℃、30 min條件下的顯微組織和SAD圖。

假設(shè)在晶粒內(nèi)部可能形成了大量的硬析出相，從而增加了相對于晶界凝聚強度的晶粒強度。然而，在SEM圖像中很難觀察到RT到900℃之間的微觀結(jié)構(gòu)變化。這可能歸因于沉淀物的微小尺寸和非常短的保存時間，使它們不能充分生長。為了驗證這一假設(shè)，實驗利用透射電鏡進一步觀察了不同樣品的微觀結(jié)構(gòu)。上圖為(a)焊時試樣和(b)焊后熱處理試樣在600℃、30 min條件下的顯微組織和SAD圖。

在加熱過程中，脆性o相的析出是另一個可能導(dǎo)致試樣開裂的因素。ti2alnb基合金在使用Ti-22Al-25Nb合金焊接接頭時，容易沿晶界再熱開裂。凝固后的合金在再加熱過程中發(fā)生B2→O相變。然后主要沿晶界發(fā)生O→B2 + O相變，在晶界處形成B2 + O雙相層。高殘余應(yīng)力和相變應(yīng)力超過界面強度，導(dǎo)致B2 + O與O相區(qū)界面開裂。如圖7 (a)所示，在MAPS樣品中可以看到晶界微裂紋，說明L-PBF處理過程中發(fā)生了再熱開裂。

Ti-25Al-12.5Nb合金掃描圖像(SE）

試驗合金的結(jié)構(gòu)如上圖所示，其類型可以確定為層狀。這是材料再結(jié)晶所產(chǎn)生的一種典型的顯微組織。

Baeslack W. et.用α2基合金證明，鈦鋁合金的低溫延展性和缺口敏感性使其在焊接過程中容易發(fā)生冷裂紋。通過降低焊縫冷卻速率和消除試樣的應(yīng)力，可以避免固體裂紋的發(fā)生。這可以通過保持適當?shù)念A(yù)熱溫度來實現(xiàn)。

如氧等間隙雜質(zhì)已被證實會極大地影響鋁鈦合金(包括正交晶合金)的延展性。MAPS粉的氧含量為0.720 wt.%， GA粉的氧含量為0.137 wt.%。在TPH = 700°C條件下制備的MAPS粉末樣品的氧含量為0.675 wt. %，與初始粉末相比略有下降。對于從GA粉中得到的樣品，測定氧含量為0.17 wt. %。因此，增加初始粉末中氧的含量可以增加樣品在低TPH條件下的開裂敏感性。顯著增加TPH可以降低L-PBF過程中的熱梯度，從而足以抑制裂紋的形成。

4．2． 微觀組織演變
從顯微組織圖中可以看出，在使用MAPS粉末的L-PBF過程中，由于快速凝固速度，Al發(fā)生了偏析。當TPH = 700℃時，Al偏析更為明顯。BSE圖(圖7 (b))顯示了Al富區(qū)對應(yīng)的暗帶，表明Al損失主要發(fā)生在靠近熔池表面的地方。富Al區(qū)以o相體積分數(shù)的增加為特征，Al含量的增加有利于o相體積分數(shù)的增加。增大o相體積分數(shù)可以提高合金的強度。然而，在高殘余應(yīng)力和相變應(yīng)力下，脆性相的高度集中會導(dǎo)致裂紋的形成。在TPH = 900℃時，MAPS粉末制備的BSE圖中未發(fā)現(xiàn)Al和Nb偏析現(xiàn)象。較高的TPH促進元素的擴散。因此，微觀結(jié)構(gòu)更加均勻。

用GA粉制備的樣品在不同的溫度條件下，顯微組織均勻。這表明，在開始的MAPS粉中元素的偏析導(dǎo)致了l - pbf制備樣品的化學(xué)不均勻性。

在MAPS和GA兩種粉末中，使用相對較低的TPH (200°C)，均可得到由多孔β/B2相組成的單相組織。根據(jù)Ti-22Al-xNb合金的偽二元相圖(圖16(a))，室溫平衡狀態(tài)對應(yīng)于o相組織。在L-PBF過程中，高的冷卻速率保持了過飽和β/ b2相，抑制了二次相的形成，導(dǎo)致非平衡組織的形成。

圖16 為Ti-22Al-xNb合金(a)和GA粉制備樣品dsc曲線(b)提供了平臺預(yù)熱溫度下的準二元相圖。

當TPH增加到500℃及以上時，o相析出，其含量隨粉末組成和TPH的變化而變化。對于MAPS粉末，TPH從700°C增加到900°C, o相分數(shù)降低。從Ti-22Al-xNb合金的偽二元相圖可以看出，900°C的溫度接近于o相溶解溫度，而700°C的溫度接近于單一o相區(qū)域。

當TPH = 500℃時，GA粉的顯微組織主要為B2/β相，晶界處形成少量的o相。在這種情況下，L-PBF過程中的冷卻速率不足以完全抑制B2/β相的形成。O相的形成被認為是由上覆層熔化引起的B2↔轉(zhuǎn)變溫度以上的重復(fù)熱循環(huán)的結(jié)果。根據(jù)DSC結(jié)果，B2↔轉(zhuǎn)變對應(yīng)的放熱峰在631°C，如圖16(b)所示。在激光加工過程中，復(fù)雜的熱歷史會導(dǎo)致底層材料加熱到特定的溫度，因此，在某些區(qū)域會發(fā)生本質(zhì)熱處理。因此，o相是由上覆層熔化引起的原位熱處理的結(jié)果。

在Ti-6Al-4V基體上的Ti-6Al-4V粉末層的xz平面溫度分布，使用與參考樣品相同的掃描參數(shù)，從右到左掃描。右邊的溫標是K。

在SLM過程中，凝固過程中不存在形核障礙，晶粒外延生長為。在Ti-6Al-4V中，所有樣品的側(cè)面和正面均可見到細長的晶粒。從樣品D，我們知道晶粒是朝向熔池的�，F(xiàn)在我們將比較傾斜角度的谷物溫度曲線計算使用SLM的實用模型(見上圖)。xz平面內(nèi)晶粒的生長方向垂直于等溫線，即熔池背面具有相同顏色的線。因此，晶粒方向與局部傳導(dǎo)傳熱平行。因此，晶粒的取向高度依賴于掃描速度和掃描策略，但也依賴于局部零件的幾何形狀。因此，掃描策略可能是控制晶粒取向以及微觀結(jié)構(gòu)織構(gòu)的有力工具。

fully-O微結(jié)構(gòu)的形成GA粉時L-PBF-processedTPH energy 600和700°C被認為是B2→O反應(yīng)的結(jié)果,如果加工溫度發(fā)生在O + B2地區(qū),這是根據(jù)DSC結(jié)果高于631°C。由于l - pfc處理通常需要幾個小時的時間，在高TPH下的保溫時間足以使b2相分解并形成平衡組織。

當TPH = 980°C時，l - pbf處理的GA粉的成分接近ti2alnb，形成了B2 + O的針狀O相組織。980°C的溫度位于α2+B2 + O相區(qū)，如圖16所示，通常用于ti2alnb基合金的固溶退火。因此，在l - pbf處理完成后的冷卻過程中，o相將會析出。因此，預(yù)計o相的含量較低。980°C時，GA粉末的L-PBF處理過程包括o相溶解溫度和α2相溶解溫度以上的加熱循環(huán)，導(dǎo)致合金在此過程中發(fā)生再結(jié)晶。因此，在TPH = 980°C時，合金熔體池邊界不明顯。

圖17為Ti、Al、Nb含量隨平臺預(yù)熱溫度的變化。雖然不同TPH下各元素的含量沒有顯著變化，但在起始粉中Al的含量有顯著差異。因此，用不同的Ti:Al:Nb比例對制備的試樣進行了表征。在兩種粉末的情況下，l - ppbf處理導(dǎo)致了少量的鋁損失。%由于其部分蒸發(fā)類似于TiAl使用GA粉末或ti2alnb合金使用元素共混。根據(jù)700℃條件下Al-Nb-Ti三元系的等溫截面計算，GA粉制備的樣品的組成比MAPS樣品的組成更接近o相區(qū)。對于其他溫度(例如，600、800、900°C)也是如此。因此，由GA粉末制備的樣品中o相的體積分數(shù)顯著提高。鈦正交晶合金b2相體積分數(shù)隨著Al含量的增加而降低。

圖17用能譜儀測定了GA和MAPS粉末制備樣品中Ti、Al和Nb含量的變化。紅色虛線和藍色虛線分別表示map粉和GA粉中的Al含量。

4．3． 機械性能
通過改變o相的數(shù)量、尺寸和形貌，可以顯著改變ti2alnb基合金的機械行為。結(jié)果表明，增加o相的含量可以提高硬度和抗拉強度。B2 + O組織的強度高于完全O組織和完全B2組織。而含有較大O相體積分數(shù)的B2 + O組織延伸率較低，但強度較高。

由GA粉末制備的樣品的顯微硬度高于MAPS樣品。這與o相的分數(shù)有很好的相關(guān)性，因為GA樣品的o相體積分數(shù)明顯高于MAPS樣品。此外，GA試樣中Al含量的增加可導(dǎo)致其強度和顯微硬度的提高。

940°C/1 h固溶處理后的試樣(a)與隨后在不同溫度下時效的試樣比較。試件在(b)760°C，(C) 780°C，(d) 800°C和(e) 820°C (f) 840°C時效12 h后風(fēng)冷。

對選定的固溶試樣進行了時效處理，以考察其顯微組織的穩(wěn)定性。上圖為Ti-22Al-25Nb基體組織在940℃下固溶1 h，然后水淬。圖(b) - (f)為760℃~ 840℃等溫時效12 h后風(fēng)冷后得到的顯微組織。隨著時效溫度的升高，α2相的體積分數(shù)相對固溶處理組織減小。α2相周圍的邊緣O相變厚，一些嵌在邊緣O中的α2晶粒被完全溶解，這些邊緣O相轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大的等軸晶。時效顯微組織均由B2晶粒內(nèi)部的O相針狀析出相組成。其原因被認為是O和B2相(即OR)中特定平面集的低能量配置。針狀O相析出相的尺寸和體積分數(shù)取決于時效溫度。840℃時析出相尺寸最大，760℃時析出相尺寸最細。雖然樣品在B2 + O相區(qū)時效12 h，但沉淀以透鏡狀形態(tài)發(fā)生，初級O或α2晶粒保持相對不變。選擇合適的固溶溫度可以控制初級O晶粒尺寸和體積分數(shù)，選擇合適的時效溫度可以控制針狀析出相尺寸和體積分數(shù)，這對組織設(shè)計具有重要意義。

用GA粉末制備的樣品的顯微硬度值明顯高于文獻中報道的常規(guī)制備的ti2alnb基合金。以等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金為例，其顯微硬度最高為452HV0.5。Ti-22Al-25Nb預(yù)合金粉末燒結(jié)后的最高硬度為389 HV。采用L-PBF法制備的試樣具有較高的顯微硬度，這主要歸功于其細小的顯微組織和較高的o相體積分數(shù)。

圖18顯示了拉伸試驗后制造樣品的斷裂面。處于制造狀態(tài)的樣品顯示出脆性破壞模式。對于在TPH=600°C下制造的樣品，如圖18（a，d）所示，存在脆性材料典型的光滑表面解理面。在700°C和980°C的TPH下制備的樣品顯示出準解理斷裂模式，因為存在非解理面（圖18（e，f）），具有平行于裂紋擴展方向的河流圖案，并且是此類斷裂模式的典型特征。這表明在TPH=600°C條件下制備的樣品比在700°C和980°C條件下制備的樣品需要更少的斷裂能量。因此，在700°C和980°C TPH條件下獲得了更高的抗拉強度值。

圖18 不同預(yù)熱溫度(a, d) 600°C， (b, e) 700°C， (C, f) 980°C下GA粉末制備的試樣斷口的sem圖像。

950℃時，在O→α2相變溫度附近退火，得到了層狀B2 + O組織，且B2相體積分數(shù)增加�？梢钥闯�，在B2 + O層狀組織的情況下，增加B2含量可以提高合金的機械行為。因此，與預(yù)制狀態(tài)相比，拉伸強度值有所提高。

拉伸強度與熱壓燒結(jié)相當，但明顯低于等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金。因此，需要進一步優(yōu)化和研究后處理(熱處理、熱等靜壓)對機械性能的影響，以改善l- pbf制備的正交晶合金的機械行為。由于目前的扁平試件不允許連接引伸計來測量應(yīng)變和楊氏模量，因此未來工程中也計劃使用圓柱形拉伸試樣。

表2 Ti-22Al-25Nb合金的化學(xué)成分(at.%)(用化學(xué)分析方法測定該合金的真實化學(xué)成分為Ti-10.8Al-43.0Nb-0.050O-0.007C-0.005N-0.004H的重量百分比(wt.%)。

根據(jù)表2的化學(xué)分析，條形成分與標稱成分相關(guān)，氣體雜質(zhì)含量較低(如氧≤500ppm、氫≤300ppm、氮≤800ppm)。Ti-22Al-25Nb棒材的顯微組織如下圖所示。組織由B2基體、等軸α2/O顆粒和層狀O組成，等軸α2/O顆粒呈非均勻分布。等軸α2/O顆粒由α2顆粒和環(huán)O組成(圖b)，其中環(huán)O是由α2相和B2基體的包晶反應(yīng)形成的。等軸顆粒的釘扎效應(yīng)(圖b)有利于抑制B2晶粒的生長。Ti-22Al-25Nb棒材的B2晶粒平均尺寸為38 μm。在鍛造后冷卻過程中，片狀O析出(如圖b所示)。

鍛態(tài)合金的顯微組織。

5. 結(jié)論
在本研究中，我們證明了球形預(yù)合金GA和MAPS粉末可以在高溫平臺預(yù)熱的L-PBF工藝中獲得無裂紋的ti2alnb合金樣品。得出以下主要結(jié)論:

1，在L-PBF工藝中，通過改變平臺預(yù)熱溫度，顯著改善了正交晶鈦合金的組織、相組成和機械性能。相對較低的預(yù)熱溫度(200℃和500℃)可形成由B2/β相組成的細小胞狀組織，而預(yù)熱溫度(600 ~ 900℃)可進行原位熱處理，形成形態(tài)和體積分數(shù)各不相同的o相。結(jié)果表明，map粉末的顯微組織從完全B2/β到B + O, GA粉末的顯微組織從B2/β、B2 + O到完全O。

2，在TPH = 600和700℃時，GA粉和45.8和54.9 J/mm3 VED的相對密度最高，約為99.95%。與GA粉相比，使用MAPS粉的相對密度略低。在77.8J/mm3 VED和TPH = 700℃時，map樣品的最高相對密度為99.3%。

3，樣品在TPH低于600℃時發(fā)生嚴重開裂。使用TPH為600℃及以上，可以抑制裂紋的形成，產(chǎn)生無裂紋的試樣。

4，采用不同工藝獲得的粉末在微觀結(jié)構(gòu)和成分上存在顯著差異。因此，不同粉末制備的樣品表現(xiàn)出明顯不同的機械性能。GA粉的o相體積分數(shù)最高，為48%，而map粉的o相體積分數(shù)最高。因此，與map -試樣相比，ga -試樣的顯微硬度顯著提高。

5，TPH = 980°C制備的試樣抗拉強度最高，但需進一步優(yōu)化熱處理條件以改善其機械性能。所制備試樣的高溫機械行為以及后處理條件的影響將在未來的研究中進行研究。

來源：Microstructure, densification, and mechanical properties of titaniumintermetallic alloy manufactured by laser powder bed fusion additivemanufacturing with high-temperature preheating using gas atomized andmechanically alloyed plasma spheroidized powders， Additive Manufacturing，https://doi.org/10.1016/j.addma.2020.101374

參考文獻：J. Kumpfert，Intermetallic alloys based on orthorhombic titanium aluminide，Adv. Eng.Mater., 3 (2001), p. 851, 10.1002/1527-2648(200111)3:11<851::AID-ADEM851>3.0.CO;2-G