采用氣霧化和機(jī)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(lái)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(tái)預(yù)熱下制備ti2alnb基合金樣品的過(guò)程。本文為第二部分

3．4． 試樣的機(jī)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(lèi)型，樣品的顯微硬度顯著改變，如圖14所示。當(dāng)TPH = 200℃時(shí)，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?jǐn)?shù)的增加，顯微硬度有所提高。TPH = 700℃時(shí)，GA和MAPS樣品的顯微硬度最高，分別為568 HV0.5和435 HV0.5。當(dāng)TPH = 980°C時(shí)，顯微硬度為453 HV0.5，低于TPH = 700°C時(shí)，由于o相體積分?jǐn)?shù)降低。

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

圖15 平臺(tái)預(yù)熱溫度對(duì)GA粉制備ti2alnb基l - pfb合金抗拉強(qiáng)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(jī)制多種多樣。殘余應(yīng)力會(huì)導(dǎo)致ti2alnb基合金再加熱試樣的嚴(yán)重開(kāi)裂。焊接過(guò)程中由于熱循環(huán)不均勻而產(chǎn)生殘余應(yīng)力(類(lèi)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(kāi)裂。

焊時(shí)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(duì)于晶界凝聚強(qiáng)度的晶粒強(qiáng)度。然而，在SEM圖像中很難觀(guān)察到RT到900℃之間的微觀(guān)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(shí)間，使它們不能充分生長(zhǎng)。為了驗(yàn)證這一假設(shè)，實(shí)驗(yàn)利用透射電鏡進(jìn)一步觀(guān)察了不同樣品的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。上圖為(a)焊時(shí)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(guò)程中，脆性o相的析出是另一個(gè)可能導(dǎo)致試樣開(kāi)裂的因素。ti2alnb基合金在使用Ti-22Al-25Nb合金焊接接頭時(shí)，容易沿晶界再熱開(kāi)裂。凝固后的合金在再加熱過(guò)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(guò)界面強(qiáng)度，導(dǎo)致B2 + O與O相區(qū)界面開(kāi)裂。如圖7 (a)所示，在MAPS樣品中可以看到晶界微裂紋，說(shuō)明L-PBF處理過(guò)程中發(fā)生了再熱開(kāi)裂。

Ti-25Al-12.5Nb合金掃描圖像(SE）

試驗(yàn)合金的結(jié)構(gòu)如上圖所示，其類(lèi)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(guò)程中容易發(fā)生冷裂紋。通過(guò)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(guò)保持適當(dāng)?shù)念A(yù)熱溫度來(lái)實(shí)現(xiàn)。

如氧等間隙雜質(zhì)已被證實(shí)會(huì)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(duì)于從GA粉中得到的樣品，測(cè)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(kāi)裂敏感性。顯著增加TPH可以降低L-PBF過(guò)程中的熱梯度，從而足以抑制裂紋的形成。

4．2． 微觀(guān)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(guò)程中，由于快速凝固速度，Al發(fā)生了偏析。當(dāng)TPH = 700℃時(shí)，Al偏析更為明顯。BSE圖(圖7 (b))顯示了Al富區(qū)對(duì)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?jǐn)?shù)的增加為特征，Al含量的增加有利于o相體積分?jǐn)?shù)的增加。增大o相體積分?jǐn)?shù)可以提高合金的強(qiáng)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(huì)導(dǎo)致裂紋的形成。在TPH = 900℃時(shí)，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(jìn)元素的擴(kuò)散。因此，微觀(guān)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(kāi)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(duì)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(duì)應(yīng)于o相組織。在L-PBF過(guò)程中，高的冷卻速率保持了過(guò)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T(mén)i-22Al-xNb合金(a)和GA粉制備樣品dsc曲線(xiàn)(b)提供了平臺(tái)預(yù)熱溫度下的準(zhǔn)二元相圖。

當(dāng)TPH增加到500℃及以上時(shí)，o相析出，其含量隨粉末組成和TPH的變化而變化。對(duì)于MAPS粉末，TPH從700°C增加到900°C, o相分?jǐn)?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(dāng)TPH = 500℃時(shí)，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(guò)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(rèn)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(duì)應(yīng)的放熱峰在631°C，如圖16(b)所示。在激光加工過(guò)程中，復(fù)雜的熱歷史會(huì)導(dǎo)致底層材料加熱到特定的溫度，因此，在某些區(qū)域會(huì)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(biāo)是K。

在SLM過(guò)程中，凝固過(guò)程中不存在形核障礙，晶粒外延生長(zhǎng)為。在Ti-6Al-4V中，所有樣品的側(cè)面和正面均可見(jiàn)到細(xì)長(zhǎng)的晶粒。從樣品D，我們知道晶粒是朝向熔池的。現(xiàn)在我們將比較傾斜角度的谷物溫度曲線(xiàn)計(jì)算使用SLM的實(shí)用模型(見(jiàn)上圖)。xz平面內(nèi)晶粒的生長(zhǎng)方向垂直于等溫線(xiàn)，即熔池背面具有相同顏色的線(xiàn)。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(lài)于掃描速度和掃描策略，但也依賴(lài)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(guān)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(shí)L-PBF-processedTPH energy 600和700°C被認(rèn)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(gè)小時(shí)的時(shí)間，在高TPH下的保溫時(shí)間足以使b2相分解并形成平衡組織。

當(dāng)TPH = 980°C時(shí)，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(guò)程中，o相將會(huì)析出。因此，預(yù)計(jì)o相的含量較低。980°C時(shí)，GA粉末的L-PBF處理過(guò)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(guò)程中發(fā)生再結(jié)晶。因此，在TPH = 980°C時(shí)，合金熔體池邊界不明顯。

圖17為T(mén)i、Al、Nb含量隨平臺(tái)預(yù)熱溫度的變化。雖然不同TPH下各元素的含量沒(méi)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(duì)制備的試樣進(jìn)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(lèi)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(jì)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(duì)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?jǐn)?shù)顯著提高。鈦正交晶合金b2相體積分?jǐn)?shù)隨著Al含量的增加而降低。

圖17用能譜儀測(cè)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(xiàn)和藍(lán)色虛線(xiàn)分別表示map粉和GA粉中的Al含量。

4．3． 機(jī)械性能
通過(guò)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(jī)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(qiáng)度。B2 + O組織的強(qiáng)度高于完全O組織和完全B2組織。而含有較大O相體積分?jǐn)?shù)的B2 + O組織延伸率較低，但強(qiáng)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?jǐn)?shù)有很好的相關(guān)性，因?yàn)镚A樣品的o相體積分?jǐn)?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(qiáng)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(shí)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(shí)效12 h后風(fēng)冷。

對(duì)選定的固溶試樣進(jìn)行了時(shí)效處理，以考察其顯微組織的穩(wěn)定性。上圖為T(mén)i-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(shí)效12 h后風(fēng)冷后得到的顯微組織。隨著時(shí)效溫度的升高，α2相的體積分?jǐn)?shù)相對(duì)固溶處理組織減小。α2相周?chē)�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(shí)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(rèn)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?jǐn)?shù)取決于時(shí)效溫度。840℃時(shí)析出相尺寸最大，760℃時(shí)析出相尺寸最細(xì)。雖然樣品在B2 + O相區(qū)時(shí)效12 h，但沉淀以透鏡狀形態(tài)發(fā)生，初級(jí)O或α2晶粒保持相對(duì)不變。選擇合適的固溶溫度可以控制初級(jí)O晶粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)，選擇合適的時(shí)效溫度可以控制針狀析出相尺寸和體積分?jǐn)?shù)，這對(duì)組織設(shè)計(jì)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(xiàn)中報(bào)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?dú)w功于其細(xì)小的顯微組織和較高的o相體積分?jǐn)?shù)。

圖18顯示了拉伸試驗(yàn)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(duì)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(zhǔn)解理斷裂模式，因?yàn)榇嬖诜墙饫砻妫▓D18（e，f）），具有平行于裂紋擴(kuò)展方向的河流圖案，并且是此類(lèi)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(qiáng)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(shí)，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?jǐn)?shù)增加。可以看出，在B2 + O層狀組織的情況下，增加B2含量可以提高合金的機(jī)械行為。因此，與預(yù)制狀態(tài)相比，拉伸強(qiáng)度值有所提高。

拉伸強(qiáng)度與熱壓燒結(jié)相當(dāng)，但明顯低于等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金。因此，需要進(jìn)一步優(yōu)化和研究后處理(熱處理、熱等靜壓)對(duì)機(jī)械性能的影響，以改善l- pbf制備的正交晶合金的機(jī)械行為。由于目前的扁平試件不允許連接引伸計(jì)來(lái)測(cè)量應(yīng)變和楊氏模量，因此未來(lái)工程中也計(jì)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(cè)定該合金的真實(shí)化學(xué)成分為T(mén)i-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(biāo)稱(chēng)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(zhǎng)。Ti-22Al-25Nb棒材的B2晶粒平均尺寸為38 μm。在鍛造后冷卻過(guò)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(tái)預(yù)熱的L-PBF工藝中獲得無(wú)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(guò)改變平臺(tái)預(yù)熱溫度，顯著改善了正交晶鈦合金的組織、相組成和機(jī)械性能。相對(duì)較低的預(yù)熱溫度(200℃和500℃)可形成由B2/β相組成的細(xì)小胞狀組織，而預(yù)熱溫度(600 ~ 900℃)可進(jìn)行原位熱處理，形成形態(tài)和體積分?jǐn)?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(shí)，GA粉和45.8和54.9 J/mm3 VED的相對(duì)密度最高，約為99.95%。與GA粉相比，使用MAPS粉的相對(duì)密度略低。在77.8J/mm3 VED和TPH = 700℃時(shí)，map樣品的最高相對(duì)密度為99.3%。

3，樣品在TPH低于600℃時(shí)發(fā)生嚴(yán)重開(kāi)裂。使用TPH為600℃及以上，可以抑制裂紋的形成，產(chǎn)生無(wú)裂紋的試樣。

4，采用不同工藝獲得的粉末在微觀(guān)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(jī)械性能。GA粉的o相體積分?jǐn)?shù)最高，為48%，而map粉的o相體積分?jǐn)?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(qiáng)度最高，但需進(jìn)一步優(yōu)化熱處理?xiàng)l件以改善其機(jī)械性能。所制備試樣的高溫機(jī)械行為以及后處理?xiàng)l件的影響將在未來(lái)的研究中進(jìn)行研究。

來(lái)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

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