胡富國，柯林達(dá)，肖美立，韓遠(yuǎn)飛，呂維潔

(1. 上海交通大學(xué) 金屬基復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240； 2. 上海金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，上海 201600； 3. 上海航天精密機(jī)械研究所，上海 201600)

0 引言

激光選區(qū)熔化(SLM)技術(shù)采用精細(xì)聚焦光斑快速熔化預(yù)置的金屬粉末，通過逐層鋪粉、逐層熔化凝固堆積的方式，理論上可直接獲得任意形狀，以及具有完全冶金結(jié)合的復(fù)雜零件，致密度可接近100%，成形精度為20～50 μm，是一種極具發(fā)展前景的增材制造技術(shù)，其應(yīng)用范圍已拓展到航空航天、醫(yī)療、汽車、模具等領(lǐng)域[1-7]。目前應(yīng)用最成熟的SLM加工材料是Ti6Al4V合金，這是一種性能優(yōu)良的經(jīng)典(α+β)雙相鈦合金。采用SLM技術(shù)制造的Ti6Al4V部件處于沉積態(tài)時(shí)，綜合材料性能無法達(dá)到同類鍛造產(chǎn)品的標(biāo)準(zhǔn)[8]。雖然其極限抗拉強(qiáng)度可達(dá)1 200～1 300 MPa，甚至更高，但其塑性和韌性較低，在某些情況下其斷裂伸長率低于5%，這與沉積態(tài)的微觀組織中存在大量針狀馬氏體有密切關(guān)系[9]。SLM所特有的高冷卻速率(大約105K/s)導(dǎo)致了這種亞穩(wěn)相的形成，這決定了材料的特殊力學(xué)性能。

圖1 Ti6Al4V合金粉末微觀形貌Fig.1 Scanning electron microscope(SEM)images of Ti6Al4V powder

熱處理是改善SLM構(gòu)件綜合性能的有效途徑之一，即通過組織調(diào)控得到材料的強(qiáng)度、延展性和疲勞性能的最佳組合。與熱成形技術(shù)相比，SLM技術(shù)的特點(diǎn)是殘余應(yīng)力較大，它的熱處理方法也必然區(qū)別于熱機(jī)械加工(TMP)等傳統(tǒng)方法[10-11]。因此，眾多學(xué)者相繼開展熱處理策略的研究，以優(yōu)化機(jī)械性能[12-16]。研究發(fā)現(xiàn)，對Ti6Al4V成形構(gòu)件進(jìn)行熱處理后，組織由α′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槲菏象w組織，這使材料表現(xiàn)出比沉積態(tài)樣品更好的延展性，但更好的延展性通常對應(yīng)強(qiáng)度的大幅下降。因此，選擇在(α+β)兩相區(qū)進(jìn)行固溶處理，得到綜合性能更好的片層組織，同時(shí)采用時(shí)效處理消除固溶處理產(chǎn)生的淬火α′相[16]。GERRIT等通過對固溶溫度區(qū)間(SSTR)的不斷嘗試，在高固溶溫度區(qū)間(900 ℃以上)使馬氏體碎裂和球化，獲得更多的等軸α初生晶粒，再通過時(shí)效處理(750 ℃)進(jìn)一步細(xì)化晶粒，成功在SLM部件中得到了雙態(tài)組織，材料的綜合性能較好[17]，但其轉(zhuǎn)變機(jī)制尚未明確。因此，為有效調(diào)控快速凝固組織，提升材料力學(xué)性能，需深入闡述沉積態(tài)到熱處理態(tài)的組織轉(zhuǎn)變機(jī)理。然而，相關(guān)研究還較少，也未聚焦在位錯(cuò)的復(fù)雜網(wǎng)絡(luò)、孿晶的密集分布對組織轉(zhuǎn)變的影響上，缺乏直接證據(jù)來驗(yàn)證其所涉及的相變過程。因此，對上述問題進(jìn)行進(jìn)一步的研究具有重要意義。

本研究采用了固溶時(shí)效雙重?zé)崽幚砀淖兂练e態(tài)組織，測試材料的微觀組織和力學(xué)性能，深入研究α′馬氏體、α相和β相在熱處理過程中的轉(zhuǎn)變機(jī)理，在此基礎(chǔ)上，提出Ti6Al4V合金凝固組織相變過程中的不同類別α′馬氏體的相變機(jī)理。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)原材料粉末

本研究采用的材料主要為氣霧化技術(shù)制造的Ti6Al4V合金粉末，粉末粒徑≤50 μm，其化學(xué)成分見表1。粉末表面較為光滑，球形度高，無粘連現(xiàn)象，流動(dòng)性較好，如圖1所示。為減少沉積層中氣孔的產(chǎn)生，需要在試驗(yàn)前去除Ti6Al4V合金粉末中的水分，將粉末放置在真空干燥箱中進(jìn)行120 ℃/5 h的干燥處理。

表1 Ti6Al4V 合金粉末化學(xué)成分

1.2 SLM工藝和熱處理

試驗(yàn)采用標(biāo)準(zhǔn)型SLM成形設(shè)備。該設(shè)備由一臺(tái)IPGYLR-500型光纖激光器(波長為1 064 nm，最大輸出功率為500 W)和輔助光路傳輸系統(tǒng)、自動(dòng)送粉系統(tǒng)、成型室、控制系統(tǒng)等部分組成[18]，最大成形尺寸為250 mm×250 mm×400 mm。SLM工作原理如圖2所示。試驗(yàn)過程中充入高純氬氣作為惰性保護(hù)氣體，以防止成形件氧化，氧含量控制在0.02%以內(nèi)。按16 mm×16 mm×70 mm的尺寸制作成形樣件，主要參數(shù)如下：激光功率350 W，層厚40 μm，掃描間距80 μm，掃描速度1 000 mm/s。對成形樣件分別在(α+β)兩相區(qū)進(jìn)行熱處理。熱處理方案為：910 ℃/8 h水冷后，750 ℃/4 h爐冷。

圖2 SLM工藝的工作原理Fig.2 Operating principle of SLM process

1.3 微觀組織表征

試樣切割后，表面用砂紙研磨，再用金剛石膏噴霧拋光，然后用Kroll試劑(V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶3∶10)進(jìn)行腐蝕，使用EPIPHOT 300光學(xué)顯微鏡(OM)進(jìn)行金相觀察，使用Sirion Nano SEM 200進(jìn)行粉體微觀形貌表征和能譜分析，并在200 kV場發(fā)射透射電子顯微鏡(JEM-2100F)下獲得微觀高分辨率圖像和衍射斑點(diǎn)。

2 結(jié)果與討論

Ti6Al4V合金β→α相轉(zhuǎn)變溫度約為995 ℃，在快速冷卻下會(huì)發(fā)生無擴(kuò)散的馬氏體轉(zhuǎn)變[19]。Ti6Al4V合金凝固組織如圖3所示。圖3(a)顯示了SLM過程的典型特征，即呈現(xiàn)沿z向(沉積方向)生長的柱狀晶，在β柱狀晶內(nèi)部觀察到大量細(xì)針狀α′馬氏體。大多數(shù)α′馬氏體成核在先前的β晶界處，并在其β晶粒內(nèi)生長。從樣品橫截面顯微組織看，在激光快速成形過程中形成了等軸狀β晶，這是由交叉掃描模式形成的棋盤狀結(jié)構(gòu)，如圖3(b)所示。在同一β晶粒內(nèi)部，馬氏體多與水平方向成45°，馬氏體之間多呈平行或正交關(guān)系，如圖3(c)所示。與傳統(tǒng)低功率制造鈦合金組織的縱向界面相比沒有明顯層帶，抗拉強(qiáng)度也有所增加，界面結(jié)合良好。其原因主要在于激光功率較高，粉末熔化充分，弱化了層帶效應(yīng)[20]。成形樣件經(jīng)熱處理后，組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢咏M織和部分(α+β)精細(xì)組織(α相間隙為β相)，如圖3(d)所示。

圖3 Ti6Al4V合金凝固組織Fig.3 Microstructure of Ti6Al4V alloy

2.1 組織演變過程

高固溶溫度(910 ℃)和長保溫時(shí)間(8 h)使馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變。通過掃描電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，縱向沉積方向與橫向組織無明顯差異，明顯的細(xì)小(α+β)相小區(qū)域均勻分布在粗大α相間隙。為進(jìn)一步研究α/β相界面及其元素的遷移過程，采用能譜分析檢測元素的轉(zhuǎn)移情況，如圖4所示。在鈦合金亞穩(wěn)相分解的前期，基體相和新相之間的元素富集是其主要特征，Ti，Al和O優(yōu)先遷移到α相，而V，F(xiàn)e和H更可能進(jìn)入β相[21]。結(jié)果表明：Al元素和V元素發(fā)生了明顯的遷移，即α′馬氏體可能通過形核生長模式分解成(α+β)相。在α′分解成α相的過程中，V隨著α相形成不斷地從中排出，而因富集的V元素有穩(wěn)定β相的作用，故一些離散細(xì)小的β晶粒將首先沿α′馬氏體邊界形成，然后在V富集區(qū)域形核生長。因此，這些離散生長的β晶?？蛇B接成若干個(gè)區(qū)域，并最終在α相邊界處形成。

圖4 熱處理SEM圖像及能譜分析Fig.4 Heat treatment SEM image and energy spectrum analysis

2.2 微觀結(jié)構(gòu)表征

為深入分析SLM試樣的微觀結(jié)構(gòu)，采用透射電鏡分別觀測沉積態(tài)和熱處理態(tài)的縱截面，如圖5所示。在馬氏體邊界上的亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯(cuò)(見圖5(a)紅色虛線框)。這類區(qū)域位錯(cuò)的存在，有利于馬氏體的形核和生長。馬氏體晶粒內(nèi)部形成大量孿晶(見圖5(b))。這種孿晶在靠近馬氏體片的邊界處消失，不會(huì)穿過馬氏體邊界。通過高分辨圖像可清晰地看到，原子沿孿晶軸對稱分布(對應(yīng)晶格間距約為0.274 nm)，孿晶的存在直接降低位錯(cuò)的平均自由程，起到強(qiáng)化材料的作用。經(jīng)熱處理后，針狀α′馬氏體分解為片層α相和β相。如圖5(d)所示，可以觀察到不同尺寸的α相，小尺寸晶粒依附生長于較大α片層相，形成明顯的層次結(jié)構(gòu)。在α相和β相界面處產(chǎn)生位錯(cuò)纏結(jié)，圖5(e)淺色標(biāo)注處為β相。一方面，隨著β相的增加，位錯(cuò)滑移系增加，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)難度降低；另一方面，熱處理釋放大量殘余應(yīng)力，從而降低位錯(cuò)密度，將其轉(zhuǎn)化成在晶界處的位錯(cuò)纏結(jié)(見圖5(e))，以及網(wǎng)狀位錯(cuò)(見圖5(f))。

圖5 沉積態(tài)和熱處理態(tài)樣品SEM圖像Fig.5 SEM images of the as-deposited and heat-treated states

圖6 沉積態(tài)和熱處理態(tài)力學(xué)性能和斷口形貌Fig.6 Mechanical properties and fracture morphology of as-deposited state and heat-treated state

2.3 力學(xué)性能

沉積態(tài)和熱處理態(tài)試樣力學(xué)性能和斷口形貌如圖6所示。測量試樣力學(xué)性能，由圖6(a)可知：沉積態(tài)和熱處理態(tài)試樣抗拉強(qiáng)度分別為1 055，1 224 MPa，后者抗拉強(qiáng)度有所降低；熱處理態(tài)的延伸率相較于沉積態(tài)有明顯提高，從7.1%提高到16.2%。引入11組鑄造、鍛造、軋制等工藝制造的Ti6Al4V標(biāo)準(zhǔn)力學(xué)性能數(shù)據(jù)[22]，對激光選區(qū)熔化成形的Ti6Al4V試樣進(jìn)行綜合評估。由圖6(b)可知：沉積態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度遠(yuǎn)高于采用傳統(tǒng)工藝制成的Ti6Al4V，但延伸率較低，僅排第10位；熱處理試樣的2項(xiàng)力學(xué)指標(biāo)均處于前列，綜合性能優(yōu)于Ti6Al4V鍛件熱處理后的力學(xué)性能(抗拉強(qiáng)度≥895 MPa，延伸率≥10%)[23]。沉積態(tài)試件斷口形貌如圖6(c)所示。纖維區(qū)斷裂面不規(guī)則，不平整。在表面可看到變形方向略微拉長的淺韌窩，同時(shí)也能觀察到脆性的準(zhǔn)解理面特征。可以發(fā)現(xiàn)，在沉積斷口存在較小的微孔，韌性斷裂的機(jī)制通常與微孔的聚結(jié)有關(guān)。斷裂面在受拉過程中產(chǎn)生了較大的裂紋撓度，不僅形成水平裂紋，而且形成傾斜裂紋。這導(dǎo)致在斷口觀察到相當(dāng)不規(guī)則的最終表面。經(jīng)退火熱處理后，斷口十分平整，韌窩顯得更大更深(見圖6(d))，微孔缺陷減少，表現(xiàn)出較好的延伸率。

2.4 組織演變機(jī)理

綜上所述，歸納出從增材制造快速凝固到熱處理后的微觀組織演變機(jī)理。如圖7所示，α′馬氏體具有明顯的尺寸層次結(jié)構(gòu)。可按照尺寸將其劃分為4種類型的α′馬氏體[24]，見表2。不同尺寸馬氏體的形成與試樣沉積過程中的熱循環(huán)歷史有著密切的關(guān)系。

圖7 激光選區(qū)熔化及熱處理組織演變示意圖Fig.7 Schematic diagram of selective laser melting and heat treatment microstructure evolution

表2 α′馬氏體尺寸層次結(jié)構(gòu)

圖8 沉積態(tài)和熱處理態(tài)熱歷史示意圖Fig.8 Schematic diagram illustrating thermal history of as-deposited state and heat-treated state

在SLM冶金過程中，激光作為熱源帶來了局部的高熱量輸入，將粉末熔化成液態(tài)金屬。熔池中心溫度可達(dá)2 400 ℃以上[25]，極高熔化溫度會(huì)導(dǎo)致原子快速擴(kuò)散，β晶粒在極短的時(shí)間內(nèi)迅速長大。隨著熔池移動(dòng)溫度迅速下降，溫度低于液化溫度后迅速發(fā)生β相凝固轉(zhuǎn)變，當(dāng)溫度進(jìn)一步降至β轉(zhuǎn)變溫度以下時(shí)，柱狀晶內(nèi)部完全由針狀馬氏體組成。相鄰的柱狀β晶粒如圖7(a)所示，增材制造中溫度梯度導(dǎo)致的熱應(yīng)力誘發(fā)了位錯(cuò)增殖，馬氏體形核優(yōu)先在位錯(cuò)聚集處發(fā)生，擇優(yōu)取向生長，主要為較大尺寸的一次馬氏體。

第n層粉末經(jīng)歷了快速加熱和快速冷卻過程后，在沉積n+1層粉末時(shí)，第n層將經(jīng)歷第二次熱循環(huán)，逐漸生成了二次馬氏體，形成了主體結(jié)構(gòu)一次馬氏體和二次馬氏體。隨著層數(shù)的積累，熱循環(huán)溫度所能達(dá)到的峰值逐漸降低，如圖8所示，后期熱循環(huán)峰值溫度降低至馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度以下。在這種非平衡熱力學(xué)條件下，α′馬氏體的很小一部分轉(zhuǎn)化為β相，快速冷卻成三次馬氏體和四次馬氏體。一次、二次馬氏體的邊界嚴(yán)格抑制了后生成馬氏體的進(jìn)一步生長，使馬氏體晶粒尺寸逐漸減小。圖7(b)展示了這種馬氏體的層級結(jié)構(gòu)。馬氏體晶體為密排六方結(jié)構(gòu)，這造成內(nèi)部位錯(cuò)滑移困難。組織中一次、二次大尺寸馬氏體較多，使試樣有效滑移長度通常被限制在一個(gè)狹長晶粒內(nèi)，極大限制了材料的塑性變形。

在熱處理過程中，為使晶粒表面積最小化，即總體表面能最小化，轉(zhuǎn)變趨向于較小的晶粒收縮，較大的晶粒生長。首先，在較高的固溶溫度下(低于Tβ溫度10～30 ℃)，一次馬氏體和二次馬氏體分解成以β相為基體的片層α相，且晶粒繼續(xù)長大以減小表面能，與此同時(shí)，部分馬氏體(主要是三次馬氏體和四次馬氏體)轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)β相，如圖7(c)所示。保溫結(jié)束后，水淬帶來的高冷卻速率抑制了片層α相的進(jìn)一步生長，同時(shí)部分β相基體又轉(zhuǎn)變成α′馬氏體。為避免α′的脆性和亞穩(wěn)性，需進(jìn)行時(shí)效處理，這時(shí)的組織中已觀察不到初始的β晶界。其次，熱處理態(tài)組織有明顯尺寸上小于初生α相的(α+β)相小區(qū)域(見圖5(d))，這證明第二段熱處理導(dǎo)致α′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?α+β)兩相片層組織。

3 結(jié)論

本文研究了激光選區(qū)熔化制造Ti6Al4V熱處理過程中的馬氏體演變機(jī)理，并進(jìn)行了微觀表征和力學(xué)分析，根據(jù)SLM的熱循環(huán)歷史、材料特性和亞微結(jié)構(gòu)特征，得到以下結(jié)論：

1) Ti6Al4V沉積態(tài)樣品組織主要由初生的β晶粒和β相內(nèi)析出的彌散分布的針狀馬氏體組成，小尺寸馬氏體依附一次和二次馬氏體生長，馬氏體內(nèi)部分布高密度位錯(cuò)和孿晶。

2) 經(jīng)固溶時(shí)效雙重?zé)崽幚砗?，Ti6Al4V試樣的延伸率提升至16.2%，強(qiáng)度均值達(dá)1 055 MPa以上，斷口準(zhǔn)解理面特征消失，材料塑性明顯改善。

3) 熱處理第一階段組織轉(zhuǎn)變過程中，大尺寸的一次馬氏體、二次馬氏體分解為α相/(α+β)相，三次馬氏體、四次馬氏體基本轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)β相，元素?cái)U(kuò)散(Al，V等元素)和內(nèi)部孿晶起到很大的促進(jìn)作用，第二階段部分β相轉(zhuǎn)變成細(xì)小片層(α+β)相，最后構(gòu)成以β相為基底，片層α相和精細(xì)(α+β)相均勻分布的組織。