SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金的微觀組織與變體選擇特征

付超，蘆麗莉，袁軍，葉義海，黃衛(wèi)東

(中國核動(dòng)力研究設(shè)計(jì)院,成都,610213)

0 序言

鈦合金是一種具有高比強(qiáng)度、優(yōu)異耐腐蝕及可焊接性能的結(jié)構(gòu)材料，被廣泛應(yīng)用于航空航天、生物醫(yī)療及核能領(lǐng)域[1-5].此外，鈦合金普遍被認(rèn)為具有極佳的增材制造性能，目前已成為增材制造領(lǐng)域最被廣泛應(yīng)用的合金體系[6-8].增材制造的鈦合金零部件通常具有強(qiáng)度與鍛件相當(dāng)、塑性略低于鍛件及硬度偏高的特征；在經(jīng)過熱處理(heat treatment,HT)后，能夠達(dá)到較為均衡的強(qiáng)度、塑性及硬度組合.以TC4 為例，選區(qū)激光熔化(selective laser melting,SLM)打印態(tài)通常性能室溫抗拉強(qiáng)度可超過1 000 MPa，但斷后伸長率普遍低于10.0%；但在退火處理后，雖然抗拉強(qiáng)度略有下降，但斷后伸長率可接近鍛造態(tài)TC4 合金[9-10].造成增材制造鈦合金這一性能特征的根本原因是，增材制造過程中，鈦合金所經(jīng)歷的特殊熱過程會(huì)導(dǎo)致其微觀組織與鍛造不同，進(jìn)而影響其力學(xué)性能.

為了推廣增材制造鈦合金零件的工程應(yīng)用，有必要對(duì)增材制造鈦合金微觀組織形成及演變特征進(jìn)行系統(tǒng)分析，進(jìn)而分析微觀組織特征對(duì)其力學(xué)性能的影響.Dutta 等人[11]總結(jié)了不同增材制造方法下，TC4 合金的微觀組織特征，結(jié)果表明，激光及電子束增材制備的TC4 合金均以針狀相為主，這一特征在α 及α+β 鈦合金中普遍存在，也使得增材制造鈦合金具有高強(qiáng)度和低塑性.TA17 合金是一種被廣泛應(yīng)用于制備核動(dòng)力設(shè)備的近α 鈦合金.團(tuán)隊(duì)前期研究結(jié)果表明，TA17 合金具有優(yōu)異的增材制造適應(yīng)性，且其打印態(tài)下具有優(yōu)異的力學(xué)性能，通過HT 調(diào)控后，塑性顯著提升，力學(xué)性能整體更為均衡[12-13].但是，尚未見針對(duì)增材制造成形TA17合金微觀組織演變特征的公開研究報(bào)道.

以TA17 合金為研究對(duì)象，對(duì)其在SLM 和SLM+HT 兩種狀態(tài)下的微觀組織特征進(jìn)行系統(tǒng)表征和分析；系統(tǒng)對(duì)比SLM 和SLM+HT 狀態(tài)下TA17 合金增材制造致密度、微觀組織特征、相形成規(guī)律、織構(gòu)特征及變體選擇規(guī)律，為TA17 合金增材制造技術(shù)的研發(fā)及工程應(yīng)用提供技術(shù)參考，同時(shí)為核動(dòng)力領(lǐng)域TA17 合金關(guān)鍵零部件的制造工藝優(yōu)化.

1 試驗(yàn)方法

1.1 SLM 制造方法

以TA17 合金粉末為研究對(duì)象，開展SLM 制造，表1 為TA17 合金粉末化學(xué)成分.SLM 制造工藝參數(shù)和粉末粒度范圍如表2 所示.熱處理工藝為950 ℃/2 h+空冷.

表1 SLM 成形用TA17 合金粉末成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Compositions of TA17 powder for SLM

表2 SLM 制造工藝參數(shù)及粉末粒度范圍Table 2 SLM process and particle size range of TA17 powder

1.2 組織表征方法

對(duì)經(jīng)240～ 2000 號(hào)砂紙打磨并機(jī)械拋光的SLM 和SLM+HT 試件進(jìn)行化學(xué)浸蝕，浸蝕劑為HF+HNO3+H2O 溶液，體積比1∶4∶15，浸蝕時(shí)間10～ 15 s；利用JSM-7900F 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡分別完成SLM 和SLM+HT 試件垂直于打印方向和平行于打印方向的顯微組織形貌表征.利用Symmetry S2 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡搭配的電子背散射衍射(electron backscatter diffraction，EBSD)組件對(duì)SLM 和SLM+HT 試件兩種方向下TA17合金的微觀組織進(jìn)行了測試，測試后利用Aztec Crystal 2.1 軟件對(duì)EBSD 結(jié)果進(jìn)行了系統(tǒng)分析.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Micro-CT 表征結(jié)果

圖1 為SLM 成 形TA17 合 金Micro-CT 表 征結(jié)果，表征尺度為10 mm × 10 mm × 10 mm.在該激光工藝下成形TA17 合金試件內(nèi)部缺陷極少，最大缺陷體積近0.001 27 mm3，總?cè)毕蒹w積約為0.104 mm3，試件致密度約為99.99%，遠(yuǎn)超同類合金鑄造成形的致密度，證明TA17 合金具有極佳的增材制造適應(yīng)性.

圖1 SLM 成形TA17 合金Micro-CT 表征結(jié)果Fig.1 Micro-CT characterization results of SLM formed TA17 alloy

2.2 顯微組織形貌

圖2 為SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金的微觀組織形貌.如圖2a 所示，SLM 成形后，垂直于打印方向時(shí)TA17 合金的微觀組織狀態(tài)呈等軸晶，晶粒內(nèi)部分布有密集針狀相，同一晶粒內(nèi)部同時(shí)分布有多種取向的針狀相；按近α 鈦合金相變規(guī)律，針狀相應(yīng)為α 相.在平行于打印方向，SLM 成形后TA17 合金的晶粒形貌同樣接近等軸晶，在該尺度下未見明顯柱狀晶(圖2b).晶粒內(nèi)部針狀相分布與圖2a 所示垂直打印方向相同，均為細(xì)小針狀α 相，且同樣具有多種取向.圖2c 和圖2d 為SLM +HT 成形TA17 合金不同方向的微觀組織，在經(jīng)歷950 ℃/2 h+空冷后，晶粒組織與HT 前相似，為等軸晶，但晶粒內(nèi)部針狀α 相消失，轉(zhuǎn)變?yōu)閮煞N類型混合的組織狀態(tài)，分別是大塊狀和板條狀，按近α 鈦合金相變規(guī)律，應(yīng)分別為初生α 相和板條狀的次生α 相.

圖2 SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金SEM 形貌Fig.2 SEM morphology of TA17 alloy formed by SLM and SLM+HT.(a) SLM?perpendicular to printing direction;(b) SLM?parallel to printing direction;(c) SLM+HT?perpendicular to printing direction;(d) SLM+HT?parallel to printing direction

2.3 微觀織構(gòu)

為了對(duì)圖2 所示等軸晶內(nèi)部不同形貌的微觀組織形貌進(jìn)行深入分析，利用EBSD 對(duì)SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金微觀組織進(jìn)行了表征.圖3 為SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金的反極圖(inverse pole figure，IPF).如圖3a 和圖3b 所示，在垂直和平行于打印方向，均僅有約0.1%的β 相，其余均為具有六方結(jié)構(gòu)的α 相.在同一晶粒內(nèi)至少存在4 種不同取向的針狀α 相.通過橫向?qū)Ρ劝l(fā)現(xiàn)，平行于打印方向的針狀α 相相較于垂直于打印方向的針狀α 相寬度更窄.在同一晶粒內(nèi)，部分針狀相通常更寬且長度更長，如圖3a 中①和②所示組織，而圖中③和④所示組織則明顯更窄更短，表明在組織形成過程中不同取向的相形成過程具有一定的擇優(yōu)性.

圖3 SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金的IPFFig.3 IPF of TA17 alloy formed by SLM and SLM+HT.(a) SLM?perpendicular to printing direction;(b)SLM?parallel to printing direction;(c) SLM +HT?perpendicular to printing direction;(d) SLM +HT?parallel to printing direction

SLM+HT 后針狀α 相轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)α 相，EBSD結(jié)果表明，在同一晶粒內(nèi)板條取向更為復(fù)雜，且在晶粒之間可見明顯的塊狀相(圖3c 和圖3d).此時(shí)，同樣能夠在組織形貌中觀察到不同取向板條之間的尺寸差異，即SLM+HT 后微觀組織演變同樣存在變體選擇.

對(duì)圖3 所示不同形態(tài)的α 相的織構(gòu)進(jìn)行進(jìn)一步分析，SLM 和SLM+HT 對(duì)應(yīng)的極圖如圖4 所示.如圖4a 所示，該組織中至少包含了{(lán)0001}＜10-10＞、{10-10}＜11-20＞及{11-20}＜10-10＞3類板織構(gòu)，其中{0001}＜10-10＞織構(gòu)強(qiáng)度最高，達(dá)到27.61；SLM+HT 后，織構(gòu)強(qiáng)度降低，最高織構(gòu)強(qiáng)度僅為16.86，但其織構(gòu)散漫程度增加，結(jié)果表明，在SLM+HT 過程中有不同類型的織構(gòu)及變體的形成.

圖4 SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金IPFFig.4 IPF of TA17 alloy formed by SLM and SLM+HT.(a) SLM；(b) SLM+HT

2.4 變體選擇

圖5 為SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金相鄰板條之間的界面角度分布.如圖5 所示，在界面角度10°，60°，90°附近可見4 個(gè)較明顯的峰，分別對(duì)應(yīng)鈦合金β→α 轉(zhuǎn)變過程中12 種變體所形成的5 種取向關(guān)系，即10.53°/[0001]、60°/[11 -20]、60.83°/[-1.377 -12.3770.359]、63.26°/[-1055-3]和90°/[1 -2.381.380]，其中60°/[11 -20]和60.83°/[-1.377 -12.3770.359] 2 個(gè)峰融合為1 個(gè)峰[14].在理想狀態(tài)下，β→α 轉(zhuǎn)變過程中5 個(gè)峰強(qiáng)度比應(yīng)為1∶2∶4∶2∶2.在圖5 中可見峰的比值與理想比值不符，即可認(rèn)為SLM 和SLM+HT 過程中，均有變體選擇過程.其中，在SLM 過程中，強(qiáng)度過低的峰有10.53°及90°，而63.26°峰的強(qiáng)度明顯超過90°峰的強(qiáng)度及10.53°峰強(qiáng)度的兩倍；此時(shí)，60°/[11-20]、60.83°/[-1.377 -12.3770.359]融合為1 個(gè)峰，難以進(jìn)行分辨，但仍能見到2 峰疊加后，強(qiáng)度超過其它3 個(gè)峰.在SLM+HT 過程中，10.53°及90°對(duì)應(yīng)峰仍較低，但強(qiáng)度略有增加；此外，變化較大的峰強(qiáng)度為63.26°及60°和60.83°融合的峰，63.26°峰強(qiáng)度顯著增加，而60°強(qiáng)度顯著降低，即在SLM+HT 過程中63.26°/[-1055 -3]對(duì)應(yīng)的2 種變體占比明顯增加，而60°/[11 -20]和60.83°/[-1.377 -12.3770.359]對(duì)應(yīng)的6 種變體的占比顯著減少.

圖5 SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金相鄰板條之間的界面角度分布Fig.5 Distribution of boundary angle between adjacent laths of SLM and SLM+HT formed TA17 alloy

3 討論與分析

鈦合金微觀組織形成主要受溫度和應(yīng)力狀態(tài)影響，其中，熱處理溫度和冷卻速率是影響鈦合金合金相轉(zhuǎn)變及變體選擇的主要因素[14-19].

鈦合金β→α 相變過程中的冷卻速率對(duì)α 相成分及形貌具有決定性作用.以TC4 為例，其CCT 圖顯示β 相的形成溫度約為1000 ℃.從1000 ℃冷卻時(shí)，相變產(chǎn)物取決于冷卻速率.Ahmed等人[20]的研究表明，當(dāng)冷卻速度約為525 ℃/s，β 相通過非擴(kuò)散相變迅速轉(zhuǎn)變?yōu)榱浇Y(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)α'馬氏體.α'馬氏體通常呈針狀，在晶界內(nèi)和晶界處存在大量位錯(cuò)和層錯(cuò).當(dāng)冷卻速度降低到410 ℃/s時(shí)，β 相以擴(kuò)散轉(zhuǎn)變的形式轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，α 相在β 晶界析出長大.然而，由于冷卻速率仍然很高，最終將形成針狀α 相.當(dāng)冷卻速率較低時(shí)(＜20 ℃/s)，α 相從β 晶界析出，完全長大，最終形成板條狀.同時(shí)，HT 溫度對(duì)鈦合金相變同樣具有顯著影響，謝英杰等人[21]對(duì)TA15 合金不同溫度下退火HT 后的微觀組織特征進(jìn)行了分析.結(jié)果表明，在α+β 兩相區(qū)(約750～ 950 ℃)進(jìn)行HT 時(shí)，隨著退火溫度的升高，初生α 相比例逐漸降低、次生α 相比例逐漸增加；同時(shí)，α 相等軸程度逐漸增加，并隨溫度的升高逐漸粗化.在β 相區(qū)進(jìn)行HT 時(shí)，魏氏體組織將在退火過程中析出.

利用SLM 制備了TA17 合金，制備過程中的冷卻速率超過1000 ℃/s，此時(shí)合金微觀組織為針狀α'相馬氏體，如圖2a 和圖2b 所示.此后，對(duì)SLM進(jìn)行950 ℃/2 h+空冷處理后，由于950 ℃處于TA17 合金兩相區(qū)，HT 后形成的微觀組織為初生α 相和次生α 相共存，且α 相由熱處理前的針狀轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l和等軸狀，如圖2c 和圖2d 所示.

在鈦合金發(fā)生微觀組織演變時(shí)，受β→α 相變過程中的Burgers 取向關(guān)系(0001)α//{110}β 和＜1120 ＞α//＜ 111 ＞β 影響，在一個(gè)β 晶粒內(nèi)可能會(huì)出現(xiàn)12 個(gè)α 相變體，如表3 所示[17,19].

表3 與β 相具有Burgers 取向關(guān)系的12 個(gè)α 相變體[17,19]Table 3 12 α variants with Burgers orientation relationship to β phase

理想狀態(tài)下，12 個(gè)α 相變體的形成幾率相同.從熱力學(xué)角度來說，形成任意一個(gè)α 相變體所造成的系統(tǒng)能量變化也是完全相同的.因此，當(dāng)把范圍擴(kuò)大到一個(gè)β 晶粒內(nèi)時(shí)，形成的12 個(gè)α 相變體所應(yīng)占有相同的體積分?jǐn)?shù).此種理想狀態(tài)即成為無變體選擇.然而，在實(shí)際材料中，由于各種因素的共同影響，β→α 相變時(shí)會(huì)造成某一個(gè)或幾個(gè)α 相變體更容易形成.從熱力學(xué)角度來說，形成這一α 相變體所造成的系統(tǒng)能量降低會(huì)更多，此時(shí)會(huì)發(fā)生變體選擇.發(fā)生變體選擇時(shí)，一個(gè)β 晶粒內(nèi)的α 相變體形成幾率不同，甚至僅有少數(shù)幾個(gè)α 相變體能夠形成.魏子淦等人[15]對(duì)TA10 合金的變體分析結(jié)果表明，冷軋后及1100 ℃退火態(tài)下，合金發(fā)生了強(qiáng)烈的變體選擇過程，形成大量＜ 11 -20 ＞60°的變體，并最終導(dǎo)致＜ 11 -20 ＞//ND(normal direction)織構(gòu)的形成.

為了進(jìn)一步分析在SLM 和SLM+HT 過程中，TA17 合金具體的變體選擇情況.對(duì)其β 母相進(jìn)行了重構(gòu)，結(jié)果如圖6 所示.SLM 狀態(tài)下，TA17 合金同一個(gè)β 晶粒內(nèi)部可見多種不同取向的α 相變體，但其比例不同.以圖6a 為例，在該視場下，根據(jù)重構(gòu)的β 晶粒取向歐拉角分別約為(235°，25°，89°)和(49°，43°，32°)，根據(jù)其與α 相變體取向關(guān)系可分析得出，圖3a 中①～④變體分別為表3 中所示F，B，A，C 4 種變體.在該β 晶粒中，4 類變體均為60°/[11 -20]和60.83°/[-1.377 -12.3770.359]兩種取向，與圖5 所示結(jié)果相對(duì)應(yīng)，且與前人的研究結(jié)果相吻合，此時(shí)，變體產(chǎn)生可使得系統(tǒng)能量最低.圖 7 和 圖 8 為 SLM 和 SLM+HT 成 形TA17 合金不同變體取向.TA17 合金在此狀態(tài)下主要的變體包括表3 中所示A，E，H，K 等，同樣均為60°附近取向的變體，等軸狀α 相變體多為J 類.該結(jié)果與圖5 所示相鄰板條之間的界面角度相吻合.此外，對(duì)比圖6b 和圖8 中α 和β 取向分布，可見SLM+HT 成形TA17 合金分布隨機(jī)性超過SLM 成形TA17 合金，印證了SLM+HT 后織構(gòu)散漫程度更高的結(jié)果.

圖6 SLM 和SLM+HT 成形TA17 合金β 母相重構(gòu)結(jié)構(gòu)Fig.6 Reconstructed β parent phase of SLM and SLM+HT formed TA17 alloy.(a) SLM?perpendicular to printing direction;(b) SLM+HT?perpendicular to printing direction

圖7 SLM 成形TA17 合金不同變體取向Fig.7 Different variant orientations of SLM formed TA17 alloy

圖8 SLM+HT 成形TA17 合金不同變體取向Fig.8 Different variant orientations of SLM+HT formed TA17 alloy

4 結(jié)論

(1)受高冷卻速率影響，SLM 成形TA17 合金微觀組織主要為針狀α(α′)相；在α+β 兩相區(qū)退火熱處理后，形成雙態(tài)α 相組織，分別為等軸狀及板條狀α 相.

(2) SLM 成形過程中，TA17 合金的微觀組織中織構(gòu)強(qiáng)度較高，至少包括{0001} ＜ 10 -10 ＞、{10-10} ＜ 11 -20 ＞及{11 -20} ＜ 10 -10 ＞3 類板織構(gòu)，其中織構(gòu)強(qiáng)度最高達(dá)到27.61；SLM+HT 后，織構(gòu)強(qiáng)度降低，最強(qiáng)織構(gòu)強(qiáng)度僅為16.86，但織構(gòu)散漫程度增加，表明在SLM+HT 過程中有不同類型的織構(gòu)和變體的形成.

(3) SLM 成形過程中，變體選擇傾向于60°/[11-20]和60.83°/[-1.377 -12.3770.359]，而 在SLM+HT 后變體選擇傾向于63.26°/[-1055 -3].SLM+HT 后變體選擇更多樣，對(duì)應(yīng)其織構(gòu)散漫程度增加.