激光增材制造Ti6Al4V/NiTi 仿生功能梯度材料的界面特征及性能

李星燃，劉政麟，姜鵬飛，聶明皓，張志輝

(吉林大學,工程仿生教育部重點實驗室,長春,130000)

0 序言

輕量化、智能化和多功能化是航天裝備研制的永恒主題[1].Ti6Al4V 合金具有質(zhì)量輕、比強度高和耐蝕性強等特點，已成為現(xiàn)代航空領(lǐng)域的首選結(jié)構(gòu)材料之一[2].鎳鈦(NiTi)形狀記憶合金憑借其獨特的形狀記憶效應(yīng)和超彈性被廣泛應(yīng)用于制造各種功能和智能器件，例如驅(qū)動器、阻尼器等[3-4].因此，將上述兩種材料高性能連接，實現(xiàn)具有形狀記憶特性和優(yōu)異力學性能的多功能智能器件，是未來航天器的理想材料.然而，材料間熱物理性能的較大差異以及脆性金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)的形成，使Ti6Al4V/NiTi 異質(zhì)連接材料的綜合性能難以滿足實際應(yīng)用需求[5].

近年來，國內(nèi)外學者對Ti6Al4V 和NiTi 異質(zhì)金屬連接進行了大量的研究，通過不同的連接方法和工藝參數(shù)實現(xiàn)異質(zhì)材料的可靠連接，通過引入中間層材料并調(diào)控異質(zhì)界面中IMC 的數(shù)量及分布，從而提高連接材料的力學性能.南昌航空大學陳玉華團隊通過攪拌摩擦焊[6]、超聲波點焊[7]、激光焊[8]等焊接方法對Ti6Al4V/NiTi 異質(zhì)材料的組織與性能進行了系統(tǒng)的研究.研究表明，Ti2Ni 脆性相的生成難以避免，通過直接連接的方式獲得高質(zhì)量接頭十分困難.Miranda 等人[9]發(fā)現(xiàn)，無論怎樣調(diào)整激光焊接中的熱輸入，接頭中都存在明顯裂紋.因此，一些學者通過添加中間材料來抑制NiTi 脆性相的形成.如Oliveira 等人[4]使用高熔點的鈮作為NiTi 和Ti6Al4V 之間的擴散屏障成功限制了IMC 的形成，但不可避免地增加了其焊接工藝的復雜性，同時還形成了新的金屬間化合物.

仿生學研究發(fā)現(xiàn)，天然生物材料大多呈現(xiàn)非均質(zhì)分布的功能梯度結(jié)構(gòu).據(jù)此結(jié)合實際需求設(shè)計出所期望的成分梯度分布，可實現(xiàn)異質(zhì)材料之間性能的平滑過渡[10].此外，激光增材制造(laser additive manufacturing,LAM)技術(shù)的快速發(fā)展為制造高性能和多功能的BFGM 提供了新的途徑.特別是激光定向能量沉積技術(shù)，可通過調(diào)整兩種或多種粉末的輸送流量實現(xiàn)材料比例的精確調(diào)控[11]，為Ti6Al4V/NiTi BFGM 一體化增材制造并實現(xiàn)低應(yīng)力表/界面連接提供了理想解決方案.

盡管 LAM 技術(shù)為制造異種金屬材料提供了多種途徑，但在開發(fā)塊狀Ti6Al4V/NiTi 異種金屬材料方面仍存在諸多困難.采用激光增材制造技術(shù)制備了的Ti6Al4V/NiTi BFGM，并對BFGM 界面的結(jié)合特征、微觀組織演變、相組成和力學性能進行了深入的研究和分析.該研究將為Ti6Al4V/NiTi 異種金屬材料的一體化制造提供指導，從而推動先進材料向多功能化和數(shù)字化制造方向發(fā)展.

1 試驗方法

試驗選用高純氬氣霧化方法制備的Ti6Al4V和NiTi 球形粉末，粒度范圍為70～150 μm，其化學成分如表1 所示.采用VH-6 型混料機制備了NiTi 合金體積分數(shù)分別為20%，40%，60%，80%連續(xù)變化的Ti6Al4V/NiTi 梯度合金粉末.打印前，將梯度合金粉末在100 ℃的真空干燥箱中烘干4 h.試驗基材選用Ti6Al4V 合金，尺寸規(guī)格為150 mm×150 mm×15 mm，試驗前用酒精進行擦拭，去除基材表面的油污和雜質(zhì).基板預熱溫度為400 ℃.通過 LATEC LAM-150V 型送粉式五軸3D 打印機制備了Ti6Al4V/NiTi BFGM.打印過程在充滿氬氣的工作倉進行.圖1 為激光增材制造制備Ti6Al4V/NiTi功能梯度材料的示意圖.為了降低缺陷的形成，試驗前先通過單層多道試驗獲得了不同成分沉積層的最佳打印工藝參數(shù)，BFGM 的打印工藝參數(shù)如表2 所示.

圖1 Ti6Al4V/NiTi 功能梯度材料示意圖Fig.1 Schematic diagram of Ti6Al4V/NiTi bionic function graded materials

表1 Ti6Al4V 和NiTi 粉末的化學成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of Ti6Al4V and NiTi powders

表2 試驗工藝參數(shù)Table 2 Experimental process parameters

為研究Ti6Al4V/NiTi BFGM 的界面組織演化，試樣經(jīng)研磨、拋光后用Kroll 試劑(HF∶HNO3∶H2O=1∶2∶7)進行浸蝕以顯示微觀結(jié)構(gòu).使用電子探針顯微分析儀(electron probe microanalysis,EPMA)和配備能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)的掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)對界面微觀組織和元素分布進行分析，并對沉積層中IMCs 形貌和類型進行鑒定分析.使用維氏顯微硬度計沿沉積方向測量了BFGM 的顯微硬度，加載載荷為5.65 N，加載時間為15 s.使用萬能試驗機上以0.5 mm/min 的拉伸速率進行拉伸試驗，為保證試驗數(shù)據(jù)可靠性，測試結(jié)果進行3 次取平均值.

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

圖2 和表3 分別為Ti6Al4V/NiTi BFGM 中不同沉積層的顯微組織和析出相的元素含量.隨著NiTi 含量的逐漸增加，沉積層中析出相的數(shù)量和形態(tài)發(fā)生了明顯變化.如圖2a 所示，在純Ti6Al4V 沉積層的β 相中，分布著許多具有不同取向的針狀α 相[12].隨著NiTi 含量增加到20%，沉積層的微觀結(jié)構(gòu)顯示出不規(guī)則的共晶結(jié)構(gòu).板條狀和顆粒狀的Ti2Ni 相在β 相中析出，殘余液相聚集成β-Ti +Ti2Ni 不規(guī)則的共晶結(jié)構(gòu)，內(nèi)部具有片層狀組織，如圖2b 所示.與20%NiTi 沉積層相比，40%NiTi 沉積層的微觀結(jié)構(gòu)明顯細化，如圖2c 所示.這主要歸因于熔池溫度梯度的降低和液相中的溶質(zhì)濃度及形核率的增加.隨著熱量的連續(xù)累積以及更大的成分過冷，60%NiTi 沉積層的微觀組織進一步轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉牡容S組織，如圖2d 所示.根據(jù)Ti-Ni 二元相圖，Ti2Ni 相是60%NiTi 沉積層的主要析出相.當NiTi 含量增加到80%時，沉積層形成了一個由NiTi 和Ti2Ni 組成的雙相區(qū)，如圖2e 所示.Ti2Ni基體上分布著不規(guī)則的NiTi 相，呈現(xiàn)出如島狀、棒狀樹枝和等軸樹枝等形態(tài)，這些結(jié)構(gòu)的凝固方向并不一致，反映了凝固過程中混亂現(xiàn)象.從圖2f 可以看出，純NiTi 沉積層呈現(xiàn)柱狀晶結(jié)構(gòu).由于Ni 元素的熔點低于Ti 元素，在沉積過程中短時間內(nèi)較高的能量輸入可能會導致Ni 元素的蒸發(fā)，從而使Ni 和Ti 的原子比降低更趨向去形成Ti2Ni 相，因此在低NiTi 含量的沉積層中發(fā)現(xiàn)了較多的Ti2Ni 相.

圖2 Ti6Al4V/NiTi BFGM 梯度區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)Fig.2 Microstructure of gradient zone from Ti6Al4V/NiTi BFGM.(a) Ti6Al4V;(b) 80%Ti6Al4V+20%NiTi;(c)60%Ti6Al4V+40%NiTi;(d) 40%Ti6Al4V+60%NiTi;(e) 20%Ti6Al4V+80%NiTi;(f) NiTi

表3 圖2 中 EDS 點掃描分析結(jié)果 (原子分數(shù)，%)Table 3 EDS point scanning analysis results in Fig.2

2.2 界面組織特征

圖3 為Ti6Al4V/NiTi BFGM 的橫截面宏觀形貌.沿沉積方向Ti6Al4V 逐漸變化為NiTi 合金，與預期目標相符.試樣界面區(qū)域未發(fā)現(xiàn)裂紋、孔隙等缺陷，具有良好的界面結(jié)合性能.圖4 顯示了BFGM 沿沉積方向的EDS 線掃描結(jié)果.盡管測得的元素含量有些非線性，但其主要元素含量趨勢被認為與設(shè)計的成分一致.元素含量的波動與NiTi 含量及Ni 元素的蒸發(fā)和燒蝕有關(guān)[13].

圖3 Ti6Al4V/NiTi BFGM 橫截面形貌Fig.3 Cross section morphology of Ti6Al4V/NiTi BFGM

圖4 Ti6Al4V/NiTi BFGM 線掃描結(jié)果Fig.4 Line scanning results of Ti6Al4V/NiTi BFGM

圖5 為Ti6Al4V/NiTi BFGM 界面區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu).BFGM 中存在具有富Ti 和富Ni 的固溶體和(Ti，Ni)化合物.由于添加了NiTi 合金，與純Ti6Al4V 層相比，20%NiTi 沉積層的微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生了明顯變化，如圖5a 所示.微觀結(jié)構(gòu)從Ti6Al4V 的籃網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大尺寸的柱狀晶和不規(guī)則共晶結(jié)構(gòu).沉積層之間存在一個由平面晶組成的反應(yīng)層，厚度約為6 μm.在Ti6Al4V 一側(cè)，微觀結(jié)構(gòu)由不同方向的α 相板條和板條之間的β 相組成，α-Ti 板條的寬度平均約為0.5 μm.在界面附近，α-Ti 板條的尺寸和長寬比都明顯大于基體.Ni 元素的加入可以顯著降低β 相的轉(zhuǎn)變溫度，使得β-Ti 的體積分數(shù)顯著增加.20%NiTi 和40%NiTi 沉積層之間界面區(qū)域發(fā)生穩(wěn)定轉(zhuǎn)變.沉積層的顯微組織基本相同，但40%NiTi 區(qū)域有更細的柱狀晶，如圖5b 所示.當NiTi 含量增加到60%時，沉積層的微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)槎嫉容S晶，沉積層之間存在約30 μm 長的反應(yīng)層，如圖5c 所示.基底預熱促進了不同沉積層組織的逐漸變化趨勢，有利于良好的冶金結(jié)合.如圖5d 所示，60%NiTi 和80%NiTi 之間顯微結(jié)構(gòu)發(fā)生急劇變化，80%NiTi 區(qū)域由不規(guī)則和細小的樹枝狀結(jié)構(gòu)組成.晶粒結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變可歸因于元素含量和熱積累的變化.根據(jù)Ti-Ni 二元相圖，80%NiTi 沉積層中發(fā)生包晶反應(yīng)，形成 Ti2Ni 相.當沉積純NiTi 合金時，BFGM 微觀結(jié)構(gòu)從分散的枝晶結(jié)構(gòu)變?yōu)榈容S晶和柱狀枝晶的復合結(jié)構(gòu)，如圖5e 所示.Ti6Al4V/NiTi BFGM 具有良好的冶金結(jié)合，界面之間未發(fā)現(xiàn)裂紋、氣孔等缺陷.

圖5 Ti6Al4V/NiTi BFGM 梯度區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)Fig.5 Microstructure of gradient zone from Ti6Al4V/NiTi BFGM.(a) Ti6Al4V/20%NiTi;(b) 20%NiTi/40%NiTi;(c)40%NiTi/60%NiTi;(d) 60%NiTi/80%NiTi;(e) 80%NiTi/NiTi

圖6 為20%NiTi/40%NiTi 區(qū)域的電子探針顯微分析圖.選擇Ni 和Ti 元素作為BFGM 顯微分析的主要合金元素.元素檢測結(jié)果表明，Ti 元素主要分布在基底區(qū)域，而白相區(qū)則呈現(xiàn)出明顯的Ni 元素聚集.20%NiTi 和40%NiTi 沉積層之間呈現(xiàn)逐漸過渡，隨著NiTi 合金含量的進一步增加，Ti2Ni 脆性相的相對體積也隨之增加并改變了聚集和分布狀態(tài).在20%NiTi 沉積層中，β-Ti 基質(zhì)中可以觀察到一些連續(xù)和粒狀的異常共晶結(jié)構(gòu).當溫度下降到液相線時，β 相首先沉淀.Ni 元素在β 晶界中富集，晶間區(qū)域的殘余液體開始凝固成為β-Ti +Ti2Ni 共晶組織.合金成分、溫度以及冷卻速率等因素對共晶相的體積分數(shù)有很大影響，而共晶相的體積分數(shù)決定了共晶相的形態(tài).當Ti2Ni 相的體積分數(shù)在30%～50%時，層片狀的β-Ti+Ti2Ni 異常共晶結(jié)構(gòu)的形成歸因于試驗生長速度超過了耦合共晶結(jié)構(gòu)發(fā)育的最大生長速度[14].

圖6 20%NiTi-40%NiTi 界面區(qū)域Ni 和Ti 的掃描圖像Fig.6 Scanning images of Ni and Ti in the 20%NiTi-40%NiTi interface region.(a) 20%NiTi/40%NiTi interface region;(b) Ni element area distribution;(c) Ti element area distribution

2.3 顯微硬度

圖7 為Ti6Al4V/NiTi BFGM 沿沉積方向的顯微硬度變化趨勢.Ti6Al4V 沉積層的硬度變化很小，約為385.2 HV ± 37.8 HV.20%NiTi 沉積層中由于形成了β-Ti+Ti2Ni 異常共晶結(jié)構(gòu)，表現(xiàn)出顯微硬度的提高.BFGM 的硬度在很大程度上取決于沉淀相的形態(tài).60%NiTi 沉積層存在明顯的硬度峰值，硬度最大值為730.9 HV.從微觀結(jié)構(gòu)可知，60%沉積層具有精細的等軸晶粒，同時存在大量的Ti2Ni 脆性相.根據(jù)霍爾-佩奇公式，晶粒尺寸越小，其位錯障礙就越多，因此60%沉積層區(qū)域具有最高的顯微硬度[15].在80%NiTi 沉積層中，等軸晶轉(zhuǎn)變?yōu)殡x散的NiTi 相枝晶，導致顯微硬度的降低.離散的NiTi 相不均勻地分布在Ti2Ni 相基體中導致沉積層硬度存在偏差.當沉積純NiTi 時，沉積層的顯微硬度為451.8 HV ± 34 HV.

圖7 Ti6Al4V/NiTi BFGM 的顯微硬度分布曲線Fig.7 Microhardness curve of Ti6Al4V/NiTi BFGM

2.4 拉伸性能及斷口特征

圖8 為Ti6Al4V/NiTi BFGM 的拉伸應(yīng)力—應(yīng)變曲線.Ti6Al4V/NiTi BFGM 的極限抗拉強度為202 MPa，斷后伸長率為6.5%.與直接連接的試樣相比，BFGM 的拉伸性能是一個重大改進，直接連接因裂縫的形成而無法測量.之前的研究已經(jīng)證明即使在拉伸測試之前，高濃度的IMC 也會導致過早的接頭失效[4].應(yīng)力—應(yīng)變曲線中沒有發(fā)現(xiàn)屈服效應(yīng)，斷口更傾向于脆性斷裂.BFGM 的抗拉強度顯著低于單材料的抗拉強度，這主要是由于脆性IMC 的產(chǎn)生[16-17].

圖8 Ti6Al4V/NiTi BFGM 的應(yīng)力—應(yīng)變曲線(mm)Fig.8 Stress—strain curve of Ti6Al4V/NiTi BFGM

圖9 為Ti6Al4V/ NiTi BFGM 拉伸試樣的斷裂形態(tài).從圖9a 可以看出，斷口中存在明顯的河流狀花樣，斷裂面表現(xiàn)為脆性斷裂特征.這與拉伸試驗獲得的近乎直線的應(yīng)力—應(yīng)變關(guān)系一致.較多小的解理面和不均勻的塊狀物質(zhì)，如圖9b 所示.裂紋具有沿晶擴展特征，裂紋源附近的元素含量顯示了Ti2Ni 相的原子比.在拉伸應(yīng)力的作用下脆性的Ti2Ni 相可能會出現(xiàn)脫落現(xiàn)象，如圖9c 所示.試樣斷裂發(fā)生在80%NiTi 區(qū)域附近，這與圖7 中的最高硬度值位置接近.斷口中還存在多個次級裂紋，如圖9d 所示.裂紋特征主要歸因于應(yīng)力集中，次級裂紋的形成提供了更多的應(yīng)力集中點，這使得裂紋擴展更容易發(fā)生.基體相和金屬間相之間熱膨脹系數(shù)的巨大差異也可能導致冷卻過程中產(chǎn)生更多的微裂紋[18].

圖9 Ti6Al4V/NiTi BFGM 拉伸斷口的SEM 形貌Fig.9 SEM images of tensile fracture of Ti6Al4V/NiTi BFGM.(a) overall morphology of the fracture;(b)micro-morphology of the fracture;(c) brittle phase spalling characteristics;(d) microcracks at the fracture

3 結(jié)論

(1) 采用激光增材制造技術(shù)制備了無缺陷的Ti6Al4V/NiTi BFGM.異質(zhì)金屬材料表現(xiàn)出由多種晶粒形貌和不規(guī)則異常共晶組織組成的非均勻組織，主要為富鈦和富鎳的固溶體以及(Ti,Ni)化合物.

(2) Ti6Al4V/NiTi BFGM 沉積層之間具有良好的界面結(jié)合性能.合金成分、溫度以及冷卻速率等因素決定了共晶相的形態(tài).BFGM 的顯微結(jié)構(gòu)發(fā)生了一系列轉(zhuǎn)變：α+β 雙相組織→柱狀晶+不規(guī)則共晶結(jié)構(gòu)→柱狀晶→等軸晶→等軸晶+柱狀晶.

(3) Ti6Al4V/NiTi BFGM 具有優(yōu)異的力學性能.在60%NiTi 沉積層表現(xiàn)出最高的硬度值730.9 HV.BFGM 的抗拉強度為202 MPa，斷后伸長率為6.5%，顯著高于直接連接的Ti6Al4V/NiTi 異種材料.拉伸斷口具有明顯脆性斷裂特征，存在多個次級裂紋具有沿晶擴展的特征.