電子束選區(qū)熔化成形Ti2AlNb合金微觀組織與性能

車倩穎，賀衛(wèi)衛(wèi),2*，李會霞，程康康，王 宇

(1 西安賽隆金屬材料有限責(zé)任公司，西安 710018；2 西北有色金屬研究院 金屬多孔材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710016)

Ti2AlNb基合金是一種以O(shè)相有序正交結(jié)構(gòu)為基礎(chǔ)的金屬間化合物材料，因具有優(yōu)異的室/高溫抗拉強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度，良好的斷裂韌度和抗蠕變性，以及低的熱膨脹系數(shù)等優(yōu)點(diǎn)，近年來成為研究的熱點(diǎn)。Ti2AlNb基合金服役范圍在600～800 ℃，是替代鎳基高溫合金最具潛力的材料[1-2]。然而Ti2AlNb基金屬間化合物加工能力差，鑄造、鍛造、粉末冶金傳統(tǒng)制備方法存在材料利用率低、制造工藝復(fù)雜、開發(fā)周期長等問題，很大程度上限制了Ti2AlNb合金的實(shí)際應(yīng)用[3-5]。增材制造(additive manufacturing，AM)是基于CAD模型的分層制造技術(shù)，可以制備出具有任意復(fù)雜形狀的零件，無須模具，工序簡單，很大程度上縮短了生產(chǎn)周期，降低了成形件的設(shè)計(jì)和制造成本，被認(rèn)為是最有發(fā)展前景的制造工藝[6-7]。近年來，關(guān)于γ-TiAl基合金的AM研究較多[8-10]，而針對Ti2AlNb基合金AM的報(bào)道較少。Polozov等[11-12]采用Ti粉、Al粉、Nb粉以激光選區(qū)熔化成形(selective laser melting,SLM)技術(shù)原位合成Ti-22Al-25Nb合金，然而合金內(nèi)存在大量微裂紋、氣孔和部分未熔化的Nb元素，導(dǎo)致其力學(xué)性能較差，而要完全熔化Nb元素需要更高的能量，但這會導(dǎo)致Al元素的損失，因此Nb元素和Al元素之間的協(xié)調(diào)關(guān)系還需進(jìn)一步研究。唐楊杰等[13]利用基于同軸送粉方式的激光熔化沉積技術(shù)(laser melting deposition,LMD)制備了Ti-22Al-25Nb試樣，該沉積態(tài)試樣顯微組織沿高度方向呈現(xiàn)出O+α2+B2→O+B2→B2的變化趨勢，沉積態(tài)試樣室溫和750 ℃抗拉強(qiáng)度最高為1053 MPa和665 MPa，斷后伸長率分別為2.8%和1.3%。Zhou等[14-15]采用SLM制備了Ti-22Al-25Nb合金，分析了沉積態(tài)的微觀組織演變、相變規(guī)律和力學(xué)性能強(qiáng)化機(jī)理，并研究了工藝參數(shù)對其影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn)搭接間距增加導(dǎo)致晶粒細(xì)化、位錯(cuò)密度增加和O相含量增加，提高室溫抗拉強(qiáng)度，但過大的搭接間距會使層間結(jié)合力差，顯著降低力學(xué)性能。

目前Ti2AlNb基合金的增材制造主要采用激光增材制造技術(shù)，由于SLM技術(shù)無法使粉床升溫至較高溫度，快速熔凝Ti2AlNb合金在成形后存在較大熱應(yīng)力，組織內(nèi)部易產(chǎn)生微裂紋，在成形或后續(xù)使用過程中擴(kuò)展為宏觀裂紋，最終導(dǎo)致零件過早失效[12]，而LMD較SLM熔池大，冷卻速率低，但低功率時(shí)試樣內(nèi)部仍出現(xiàn)裂紋，且表面質(zhì)量較差[16]。相對于激光增材制造技術(shù)，電子束選區(qū)熔化(selective electron beam melting，SEBM)技術(shù)具有更快的掃描速度，成形效率高；同時(shí)粉末熔化成形溫場較高，可有效減緩成形件的熱應(yīng)力；另外，SEBM技術(shù)真空環(huán)境有效控制對氧和氮等雜質(zhì)的吸收[17-18]。因此，SEBM在開發(fā)脆性材料方面具有較大的優(yōu)勢。目前采用SEBM成形Ti2AlNb基合金方面的研究鮮有報(bào)道，本工作開展SEBM成形Ti2AlNb基合金的工藝開發(fā)，系統(tǒng)分析SEBM成形Ti2AlNb基合金顯微組織、物相演變和力學(xué)性能，以及熱等靜壓(hot isostatic pressing，HIP)對其組織、物相和性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

SEBM用Ti2AlNb合金粉末采用氣霧化方法制備，合金的名義成分為Ti-22Al-25Nb，實(shí)際化學(xué)成分如表1所示。圖1為Ti-22Al-25Nb合金粉末形貌掃描照片，可以看出，粉末呈球形，有少量衛(wèi)星粉，其粒度范圍為53～150 μm。

表1 Ti-22Al-25Nb粉末和成形試棒化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of the Ti-22Al-25Nb powder and as-built rods

圖1 Ti-22Al-25Nb合金粉末形貌Fig.1 Morphology of Ti-22Al-25Nb powder

Ti2AlNb合金的SEBM工藝開發(fā)采用西安賽隆金屬材料有限責(zé)任公司生產(chǎn)的S2型SEBM裝備，實(shí)驗(yàn)用成形底板為316L不銹鋼，尺寸為120 mm×120 mm×10 mm，在真空度不大于5×10-2Pa的真空成形室中，利用電子束將基板預(yù)熱到850～900 ℃，然后在成形底板上鋪展0.05 mm層厚的粉末，再以電子束預(yù)熱粉末，粉末預(yù)熱完成后，根據(jù)零件截面信息進(jìn)行選區(qū)熔化，選區(qū)熔化電流為11～14.5 mA，熔化速度為2800～4700 mm/s，熔化完成后成形底板下降一定高度，重復(fù)上述過程，完成整個(gè)試樣打印，如圖2(a)所示。隨后對制備的部分試樣進(jìn)行熱等靜壓處理，熱處理制度為壓力150 MPa，溫度1030 ℃，保溫保壓3 h。

成形柱狀試樣沿沉積方向間隔5 mm切取試樣塊(圖2(b))，從上到下分別命名為試樣1，試樣2，試樣3，試樣4，試樣5，對應(yīng)高度分別為25，20，15，10，5 mm。采用AXIO Vert A1型光學(xué)顯微鏡(OM)和JSM-6460型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察分析試樣微觀組織，顯微組織試樣采用砂紙打磨至2000#后進(jìn)行拋光，然后以1 mL HF+3 mL HNO3+7 mL H2O腐蝕液進(jìn)行腐蝕，時(shí)間為15～20 s。采用XS205型電子天平測試試樣的密度。采用Bruker D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析，Cu靶，衍射范圍為20°～90°，步長0.02°，每步0.5 s；采用MVS-1000IMT2型顯微硬度儀測試試樣的顯微硬度，載荷為1.96 N，加載時(shí)間10 s。切取橫向拉伸試樣(圖2(c))，在INSTRON 5982型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，試樣標(biāo)距為25 mm，拉伸速率為0.1 mm/min，至少測試3個(gè)樣品。采用SEM觀察拉伸試樣的斷口形貌。

圖2 SEBM成形Ti2AlNb試樣照片(a)，不同高度顯微組織取樣示意圖(b)及拉伸試樣圖(c)Fig.2 Photograph of the Ti2AlNb samples by SEBM (a),schematic diagram of microscopic tissue sampling at different heights (b) and tensile samples (c)

2 結(jié)果與分析

2.1 致密度優(yōu)化

增材制造工藝中，適宜的熱源能量密度輸入是獲得表面平整光滑、組織致密零件的關(guān)鍵。SEBM技術(shù)常采用電子束線能量密度評價(jià)工藝參數(shù)對成形試樣致密度的影響，線能量密度(LE)計(jì)算公式表示為：LE=I×U/(v×h×t)，其中，I為熔化電流，mA；U為電子束高壓，60 kV;v為熔化速度，mm/s；h為熔化間距，mm；t為粉層層厚，mm。本研究固定h為0.1 mm，t為0.05 mm。圖3為SEBM成形Ti2AlNb合金的工藝窗口，從圖3可以看出，在過高及較低的線能量密度輸入下都無法獲得表面質(zhì)量良好的試樣。線能量密度為48～52 J/mm時(shí)，能量輸入過高，導(dǎo)致熔池尺寸增大，液相較多，易使成形件表面凸起，而不平滑的表面會使鋪送粉末層厚不均勻，導(dǎo)致粉末熔覆過程層間結(jié)合不均勻，影響致密度[19]；線能量密度小于36 J/mm時(shí)，較快的掃描速度或較低的熔化電流使得熱輸入不足，導(dǎo)致粉末不能完全熔化，熔池?zé)o法完全鋪展，層間結(jié)合差，內(nèi)部容易形成孔隙或裂紋，表面留下較多的孔洞，成形質(zhì)量較差；線能量密度為36～48 J/mm時(shí)，電子束熱量輸入與粉末熔化速度匹配良好，打印工藝執(zhí)行順利，最終成形試樣表面平整。

圖3 SEBM成形Ti2AlNb合金的加工窗口Fig.3 Processing window for fabricating Ti2AlNb alloy by SEBM

致密度會直接影響成形試樣的力學(xué)性能。在成形表面質(zhì)量良好的工藝窗口內(nèi)，選擇線能量密度在36～48 J/mm之間的一組工藝參數(shù)進(jìn)行打印，測試打印試樣塊密度，并分析其內(nèi)部缺陷。圖4為不同線能量密度打印試樣塊與密度的關(guān)系圖，當(dāng)線能量密度為36～38 J/mm時(shí)，密度測試結(jié)果在5.37～5.39 g/cm3之間，這類試樣內(nèi)部缺陷為細(xì)長的未熔合孔洞，這是由于低能量密度下層間結(jié)合不足形成的缺陷。隨著能量密度的增加，密度值也逐漸增加，當(dāng)線能量密度為40～43 J/mm時(shí)，可獲得內(nèi)部致密基本無缺陷的試樣，密度測試結(jié)果為5.42～5.43 g/cm3。進(jìn)一步提升線能量密度，熔化區(qū)域積累的能量增加，導(dǎo)致上層已凝固的粉末發(fā)生重熔，另外較大電子束流作用易引起粉末飛濺，致使熔池表面生成夾雜缺陷，降低試樣的致密度。

圖4 線能量密度與試樣密度的關(guān)系Fig.4 Effect of line energy density on the relative density of the samples

2.2 化學(xué)成分

采用熔化電流為12.5 mA，熔化速度為3500 mm/s(線能量密度為42.9 J/mm)的工藝制備Ti2AlNb合金試樣，該試樣的化學(xué)成分如表1所示，可以看出，與粉末相比，成形試樣中O，N，H等間隙元素含量未有明顯變化，但Al元素出現(xiàn)1.2%的燒損，Nb元素略有增加。SEBM成形過程是在高真空環(huán)境中進(jìn)行，可以減少O，N，H等雜質(zhì)元素的污染。但由于電子束能量密度高，熔池中心溫度較高，導(dǎo)致蒸氣壓高的Al元素因蒸發(fā)而損失[20]。根據(jù)SEBM成形Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的研究，可通過減小能量輸入、降低掃描間距或合理規(guī)劃掃描路徑減少Al損失[16]。

2.3 顯微組織演變

沉積態(tài)Ti2AlNb合金試樣內(nèi)部致密，只存在極少量微小孔隙，試樣密度值為(5.42±0.006) g/cm3。HIP后試樣內(nèi)部孔隙閉合，但密度值((5.42±0.005) g/cm3)較沉積態(tài)變化不大，一方面是由于沉積態(tài)試樣缺陷極少，另一方面主要是由于排水法測試密度對少量微小孔洞具有較低的敏感度，所以熱等靜壓前后試樣的密度差別不大。圖5是Ti2AlNb合金沉積態(tài)(左側(cè))和熱等靜壓態(tài)(右側(cè))試樣在不同高度縱截面顯微組織金相照片。從圖中可以看出，沉積態(tài)縱截面顯微組織呈現(xiàn)柱狀晶結(jié)構(gòu)，寬度方向的平均晶粒尺寸為(104.02±32.78) μm，SEBM成形過程中沿沉積方向溫度梯度較大，使得晶粒沿著沉積方向外延生長形成柱狀晶結(jié)構(gòu)。這種外延生長導(dǎo)致的柱狀晶結(jié)構(gòu)在激光選區(qū)熔化[21]和激光熔化沉積[22]等增材制造方法中也有發(fā)現(xiàn)。圖5(a-1)為沉積態(tài)試樣頂部組織，板條析出相的數(shù)量較少，而越靠近底板，析出相的數(shù)量越多(圖(b-1)～(e-1))，主要是由于已成形的材料受到上方熔池的影響而產(chǎn)生周期性的加熱、冷卻和凝固，隨著成形高度的增加，底部材料經(jīng)歷的熱循環(huán)次數(shù)逐漸增多，導(dǎo)致析出相增加[13]。與本研究結(jié)果不同的是，Tang等[23]的研究顯示沉積態(tài)試樣的底部主要由O+α2+B2三相組成，頂部則主要由B2相組成，這是頂部成形結(jié)束后較高的冷卻速率抑制了B2相向α2相和O相轉(zhuǎn)變引起的。同樣SEBM成形也具有快速加熱和冷卻的特點(diǎn)，但在頂部卻出現(xiàn)少量的析出相，這主要是由于SEBM成形的溫度場較高，驅(qū)動B2相發(fā)生轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致α2相和O相析出。另外，成形試樣中可以觀察到層層堆疊的由于光斑能量高斯分布引起的弧形熔池輪廓，如圖5(e-1)中箭頭所示，且熔池內(nèi)部的晶粒尺寸極細(xì)。HIP后試樣組織結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)近柱狀晶特征，沿沉積方向的晶粒尺寸明顯減小，寬度和長度方向的平均晶粒尺寸分別為(105.84±32.67) μm和(282.26±91.03) μm。另外從頂部至底部的顯微組織呈均勻化分布，這主要與HIP過程中高溫和高壓作用有關(guān)，且析出相的數(shù)量相當(dāng)，但相比沉積態(tài)而言，析出相的寬度縮小且數(shù)量明顯減少(圖5(a-2)～(e-2))。

圖5 沉積態(tài)(1)和熱等靜壓態(tài)(2)Ti2AlNb合金不同高度處顯微組織(a)試樣1；(b)試樣2；(c)試樣3；(d)試樣4；(e)試樣5Fig.5 Microstructures of as-built (1) and HIP (2) Ti2AlNb alloy at different heights(a)sample 1;(b)sample 2;(c)sample 3;(d)sample 4;(e)sample 5

試樣1～5顯微組織類似，本工作選用試樣3進(jìn)行SEM分析。圖6為沉積態(tài)和HIP態(tài)試樣的SEM組織，均由B2基體、晶內(nèi)尺寸較大的板條狀初生O/α2相和細(xì)小的次生針狀O相組成，析出的次生O相排列雜亂無章，尺寸約1 μm，初生板條相呈魏氏體分布，沉積態(tài)板條相的平均長度為6～12 μm，寬度在4 μm左右。HIP后，O/α2相的寬度和數(shù)量相對沉積態(tài)明顯減少，由Ti2AlNb偽二元相圖可知[24]，1030 ℃的HIP溫度處于α2+B2雙相區(qū)，在此溫度下進(jìn)行加熱和保溫，晶粒內(nèi)部分O相和α2相溶解于B2基體，相變過程為O→α2+B2，O+α2+B2→α2+B2。而在隨后的冷卻過程中O相充分形核，發(fā)生B2→O+B2相變，隨著緩冷過程中溫度的降低，O相長大的動力學(xué)條件受限，形成細(xì)小的針狀O相分布于B2晶粒內(nèi)[25]。

圖6 沉積態(tài)(a)和HIP態(tài)(b)Ti2AlNb合金顯微組織SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM images of as-built (a) and HIP (b) Ti2AlNb alloy

2.4 物相分析

圖7為沉積態(tài)和HIP態(tài)不同高度Ti2AlNb合金試樣的X射線衍射譜，由圖可知，Ti2AlNb合金試樣沉積態(tài)和HIP態(tài)均由B2，O和α2相組成。沉積態(tài)和HIP態(tài)試樣不同高度處B2和O相的衍射峰強(qiáng)度較高，α2相衍射峰強(qiáng)度較低，表明含有少量的α2相。隨著打印高度的增加，沉積態(tài)試樣下部材料的O相衍射峰增強(qiáng)，這是由于已沉積材料受上部熔池的影響發(fā)生周期性加熱、冷卻，使已沉積層進(jìn)行自時(shí)效處理，B2相轉(zhuǎn)變成O相，使得O相衍射峰強(qiáng)度增加，與顯微組織分析結(jié)果相符。相比沉積態(tài)試樣4和試樣5，HIP態(tài)試樣由于板條析出相體積分?jǐn)?shù)的減少導(dǎo)致O相衍射峰強(qiáng)度的降低，同時(shí)不同高度處的物相分布及衍射峰強(qiáng)度基本一致，與HIP后自上而下組織均勻化的結(jié)果相符。

圖7 沉積態(tài)(a)和HIP態(tài)(b)試樣不同高度處的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of as-built (a) and HIP (b) samples at different heights

2.5 硬度分析

圖8為沉積態(tài)和HIP態(tài)試樣不同高度處的顯微硬度值。結(jié)果顯示，沉積態(tài)的硬度值隨著成形高度的增加從(345.87±5.09)HV降至(294.33±5.29)HV，硬度值的變化與顯微組織有明顯的對應(yīng)關(guān)系，沉積態(tài)試樣頂部組織以基體B2相為主，而B2相為體心立方塑性相，抵抗變形能力較差，導(dǎo)致頂部硬度值較低。隨著試樣高度逐漸增加，下部已沉積材料經(jīng)歷周期性的加熱、冷卻，在多次的熱循環(huán)作用下，α2/O板條析出相的數(shù)量逐漸增加，析出強(qiáng)化作用使得硬度值升高[26]。HIP后顯微硬度值增加至388.91～390.48HV之間，且不同高度處的硬度值相差不大，這主要與HIP后顯微組織析出相的均勻化有關(guān)(圖5)，且大量細(xì)小針狀O相的析出和α2/O相寬度的減小，提高了合金的顯微硬度。

圖8 沉積態(tài)和HIP態(tài)試樣不同高度處顯微硬度Fig.8 Microhardness of as-built and HIP samples at different heights

2.6 力學(xué)性能

圖9為Ti2AlNb合金沉積態(tài)和HIP態(tài)的室溫力學(xué)性能，可以看出沉積態(tài)試樣室溫抗拉強(qiáng)度為(1061±23.71) MPa，屈服強(qiáng)度為(890±42.77) MPa，伸長率為(3.67±1.15)%，HIP后抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別增加至(1101±23.07) MPa和(934±43.39) MPa，但伸長率稍有下降，降至3.5%。合金的拉伸性能主要受晶粒尺寸和析出相的影響，HIP后柱狀晶粒平均尺寸減小，根據(jù)Hall-Patch關(guān)系，細(xì)小的晶粒尺寸可以提高合金強(qiáng)度；另外，初生板條析出相的寬度明顯縮小，且數(shù)量減少，晶內(nèi)二次針狀O相的增加使O相與B2相基體的相界面增加，提高了合金強(qiáng)度，但也降低了塑性[18]。唐楊杰等[13]采用LMD成形Ti-22Al-25Nb合金的最高室溫抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為1053 MPa和1.3%，相比之下本研究成形試樣的強(qiáng)度和塑性均得到改善。與Zhou等[15]的研究結(jié)果進(jìn)行對比，發(fā)現(xiàn)成形試樣的抗拉強(qiáng)度相差不大，但Zhou等的伸長率更高，主要是與SLM超快冷卻速度抑制脆性α2相的形成有關(guān)。α2相為密排六方結(jié)構(gòu)，滑移系最少，變形較為困難，不利于伸長率的提高，因此抑制α2相形成有利于合金強(qiáng)度和塑性的提高。另外，對比Ti2AlNb合金的顯微硬度值，發(fā)現(xiàn)硬度較強(qiáng)度的提升效果顯著，這可能與電子束成形后試樣內(nèi)部形成的低位錯(cuò)密度有關(guān)[25]，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度有所降低，而細(xì)化的晶粒尺寸和析出相寬度均有利于強(qiáng)度增加，因此，在兩者的綜合作用下，HIP后合金的強(qiáng)度提高較少?；谀壳癝LM和SEBM成形Ti-22Al-25Nb合金的研究較少，針對獲得優(yōu)異綜合性能的成形試樣還需開展進(jìn)一步研究。

圖9 Ti2AlNb合金室溫拉伸性能Fig.9 Tensile properties of the Ti2AlNb alloys at room temperature

圖10為Ti2AlNb合金沉積態(tài)和HIP態(tài)拉伸斷口形貌，從圖10(a)可以看到解理臺階和河流狀花樣，為典型的解理斷裂，同時(shí)斷口上觀察到了少量的韌窩，意味著斷裂前合金發(fā)生了塑性變形，因此沉積態(tài)試樣呈現(xiàn)出解理斷裂和韌性斷裂在內(nèi)的準(zhǔn)解理斷裂特征。HIP后合金的斷口形貌與沉積態(tài)相近，此外，在沉積態(tài)和HIP態(tài)試樣斷口中都存在明顯的板條狀組織被剝落留下的痕跡，而板條尖端的應(yīng)力隨著板條尺寸的減小而提高，應(yīng)力集中易在板條尖端處產(chǎn)生，HIP后板條組織的寬度減小，導(dǎo)致試樣過早開裂失效，降低了伸長率。

圖10 拉伸斷口SEM照片 (a)沉積態(tài)；(b)HIP態(tài)Fig.10 SEM morphologies of fracture surface (a)as-built;(b)HIP

3 結(jié)論

(1)電子束選區(qū)熔化成形Ti2AlNb合金的線能量密度為36～48 J/mm時(shí)試樣表面質(zhì)量良好，線能量密度優(yōu)選40～43 J/mm范圍內(nèi)試樣密度可達(dá)到5.42～5.43 g/cm3。

(2)Ti2AlNb合金沉積態(tài)和HIP態(tài)的組織均為柱狀晶結(jié)構(gòu)，沉積態(tài)試樣寬度方向的平均晶粒尺寸為(104.02±32.78) μm，HIP后長度方向的晶粒尺寸減小，寬度和長度方向的平均晶粒尺寸分別為(105.84±32.67) μm和(282.26±91.03) μm。

(3)沉積態(tài)和HIP態(tài)試樣的顯微組織均由B2基體、晶內(nèi)尺寸較大的板條狀初生O/α2相和細(xì)小的次生針狀O相組成，從頂部到底部沉積態(tài)試樣的板條狀初生O/α2相逐漸增多，HIP后組織趨于均勻化，且初生O/α2相的寬度縮小，數(shù)量減少。

(4)沉積態(tài)試樣的顯微硬度值隨著成形高度的增加而減小，最高值為(345.87±5.09)HV，HIP后顯微硬度值增加至388.91～390.48HV之間。

(5)沉積態(tài)合金抗拉強(qiáng)度為(1061±23.71) MPa，伸長率為(3.67±1.15)%，HIP后合金抗拉強(qiáng)度增加至(1101±23.07) MPa，伸長率稍降至3.5%。細(xì)晶強(qiáng)化和相界面增加是提高合金強(qiáng)度的主要原因。