Ti-6Al-4V鈦合金又稱TC4鈦合金,是典型的α+β相鈦合金,具有高強(qiáng)度、低密度、高斷裂韌度、優(yōu)異的耐腐蝕性能和生物相容性[1-2],被廣泛用于航空航天、船舶、汽車、能源、醫(yī)療、化工和生物醫(yī)藥等行業(yè)[3]。選擇性激光熔化(SelectiveLaserMelting,SLM)技術(shù) 作 為 一 種 典 型 的 基 于 計(jì) 算 機(jī) 輔 助 設(shè) 計(jì)(Computer Aided Design,CAD)模型制造零件的激光增材制造技術(shù),為一些制造企業(yè)提供了一系列市場競爭優(yōu)勢,包括無需模具和工具的近凈成形生產(chǎn)、高的材料利用效率和水平靈活性[4-6]。SLM 技術(shù)中的激光打印技術(shù)具有較高的溫度梯度和較快的冷卻速率,是生產(chǎn)形狀復(fù)雜的TC4鈦合金零件最有應(yīng)用前景的附加制造技術(shù)之一。采用 SLM 技術(shù)生產(chǎn)的TC4鈦合金的典型組織為柱狀β晶粒、超細(xì)非平衡亞穩(wěn)馬氏體α'相和大量位錯(cuò),這種組織不同于常規(guī)退火和鍛造后得到的等軸狀α相+晶間β相,超細(xì)晶粒尺寸和大量位錯(cuò)的存在使材料硬度和強(qiáng)度更高,非平衡亞穩(wěn)α'相對材料的延展性和抗疲勞性能不利,所以其拉伸性能始終表現(xiàn)為高強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度極限可達(dá)1320MPa[7])、低塑性(塑性應(yīng)變?yōu)?%~7%[8-9])。采用 SLM 技術(shù)生產(chǎn)的成形件,其斷后伸長率較低,且殘余應(yīng)力較大[10-11],需對其進(jìn)行熱處理。通常各種形變熱處理不能改變或控制鈦合金的顯微組織,而熱處理是改善鈦合金的顯微組織、提高其力學(xué)性能的唯一途徑[12]。

目前,關(guān)于熱處理對選擇性激光熔化TC4鈦合金性能影響的研究較多,SU 等[13]通過試驗(yàn)證明了850℃熱處理+水淬、850℃熱處理+550℃固溶處理和熱等靜壓工藝都可提高選擇性激光熔化TC4鈦合金的拉伸性能和疲勞性能。YAN 等[14]通過試驗(yàn)證明了熱處理對選擇性激光熔化TC4鈦合金的相變和硬度均會產(chǎn)生影響。李笑等[15]研究了冷卻方式、時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間、固溶溫度對選擇性激光熔化TC4鈦合金室溫塑性的影響,結(jié)果表明固溶后的冷卻方式影響最大,其次是時(shí)效溫度。然而,現(xiàn)有報(bào)道都只對試樣的一個(gè)平面(側(cè)面)進(jìn)行了研究,未考慮選擇性激光熔化TC4鈦合金板材有兩個(gè)成形面。

根據(jù)現(xiàn)有研究,并考慮α相轉(zhuǎn)變溫度,筆者研究了不同熱處理溫度對選擇性激光熔化TC4鈦合金板不同成形面的顯微組織和性能的影響,以期為選擇性激光熔化TC4鈦合金的發(fā)展與應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1、 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為球形TC4鈦合金粉末,采用氣相霧化法,按表1所示的成形工藝參數(shù)和圖1所示的打印方案,采用逐層旋轉(zhuǎn)67°掃描策略,以 XY 軸為底向Z軸打印,打印出來的TC4鈦合金板如圖2所示。

1.2 試驗(yàn)方法

利用線切割機(jī),在圖2所示板材右邊區(qū)域截取尺寸為20mm×20mm×8mm 的小塊,再將其均分成16個(gè)塊狀試樣,切割時(shí)對試樣頂面和側(cè)面進(jìn)行標(biāo)記,頂面為 XOY 面,側(cè)面為 XOZ 面。在16個(gè)塊狀試樣中選取側(cè)面試樣和頂面試樣各4個(gè),將其分成4組,每組包含一個(gè)頂面試樣和一個(gè)側(cè)面試樣,其中1組作為原始試樣,其他3組按照表2所示的工藝參數(shù)進(jìn)行熱處理。

熱處理后,將試樣進(jìn)行鑲嵌、打磨、拋光后,采用HNO3,HF,H2O按體積比為10∶5∶85混合的溶液腐蝕25s,然后用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡(SEM)進(jìn)行微觀形貌觀察,用 X射線衍射儀(XRD)分析其相組成。

采用維氏顯微硬度計(jì),對熱處理后的選擇性激光熔化TC4鈦合金板試樣進(jìn)行硬度測試,每個(gè)試樣選取20個(gè)測試點(diǎn),取其平均值。

2 、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 相組成

如圖3所示:α相和α'相晶體結(jié)構(gòu)相同,衍射峰的位置也相同,所以原始試樣中的 α相和 α'相的所有衍射峰都可以標(biāo)記為 α'相[16];與原始試樣中的β相衍射峰相比,頂面試樣的β相衍射峰隨熱處理溫度上升的提高程度并不明顯,當(dāng)熱處理溫度上升至950℃時(shí),其β相衍射峰提高較多,表明頂面試樣中的β相含量升高。側(cè)面試樣 XRD 譜的變化規(guī)律與頂面試樣的相同;在不同熱處理溫度條件下,頂面和側(cè)面試樣的衍射峰高度相差不大。

2.2 微觀組織

由圖4和圖5可見:原始頂面試樣中存在柱狀β相,晶內(nèi)存在大量的針狀馬氏體α'相。隨著熱處理溫度的升高,頂面試樣晶粒逐漸粗化,β晶粒逐漸減少;原始頂面試樣表面呈棋盤形貌,這是67°填充角在相鄰層之間產(chǎn)生相互交叉的掃描路徑形成的,柱狀晶粒中有超細(xì)的分層針狀馬氏體 α'相,大多數(shù)馬氏體α'相長軸取向約為±45°,原因是α,β兩相之間存在嚴(yán)格的伯格斯取向關(guān)系,即(0001)α//{110}β和<1120>α//<111>β[11];經(jīng)750℃/2h+空冷處理后,與原始試樣相比,頂面試樣的晶粒尺寸沒有明顯變化,柱狀β相晶界內(nèi)的一部分針狀α'相轉(zhuǎn)變?yōu)閷訝瞀料?由 此 判 斷 該 組 織 為 魏 氏 組 織;經(jīng) 850℃/2h+空冷處理后,頂面試樣晶粒粗化,仍可見柱狀β晶,針狀α'相完全轉(zhuǎn)變?yōu)閷訝瞀料嗪挺孪?β晶粒呈小塊狀,且層狀α相仍在先前的柱狀β相晶內(nèi),由此判斷該組織為網(wǎng)籃組織;經(jīng)950℃/2h+空冷處理后,頂面試樣晶粒明顯粗化,形成了球狀α相,基本看不到柱狀β相,β晶粒聚集、長大,變?yōu)榧?xì)棒狀,形成層狀β相本轉(zhuǎn)變組織,由此判斷該組織為雙態(tài)組織。

由圖6和圖7可見:側(cè)面試樣的掃描痕跡比頂面試樣的深,柱狀β相更加清晰;隨著熱處理溫度的升高,側(cè)面試樣的晶粒逐漸粗化,柱狀β相晶界逐漸模糊,這與頂面試樣的變化規(guī)律相同;在不同熱處理溫度條件下,側(cè)面試樣均存在柱狀β相,這與頂面試樣不同。

2.3 硬度測試

由圖8可見:原始頂面試樣和原始側(cè)面試樣的硬度平均值分別為320HV 和317HV;隨著熱處理溫度的升高,頂面試樣的硬度從308HV(750℃)下降至291HV(850℃),然后又上升至309HV(950℃);側(cè)面試樣的硬度變化規(guī)律與頂面試樣的相同,其硬度從311HV(750℃)下降至297HV(850℃),然后又上升至303HV(950℃)。由 XRD和SEM 分析結(jié)果可知:在750~850℃熱處理時(shí),試樣主要發(fā)生α'相向α相的轉(zhuǎn)變,α'相為過飽和固溶體,其硬度顯著高于α相的硬度;頂面和側(cè)面試樣中均含有大量針狀馬氏體α'相,經(jīng)750℃/2h+空冷處理后,α'相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?試樣的硬度降低;經(jīng)850℃/2h+空冷處理后,針狀α'相全部轉(zhuǎn)化為α相和β相,其組織以層狀α相和小塊狀β相為主,試樣硬度降低;經(jīng)950℃/2h+空冷處理后,頂面和側(cè)面試樣硬度升高,原因是該熱處理溫度超過了α相的轉(zhuǎn)變溫度(882℃),發(fā)生了再結(jié)晶,形成球狀α相和層狀β相轉(zhuǎn)變組織。與球狀α相相比,層狀α相的存在會使鈦合金的斷后伸長率降低,層狀β相中有較多相互交錯(cuò)排列且細(xì)小的次生α相,相界面阻礙滑移的進(jìn)行,鈦合金變形困難,在雙態(tài)組織中層狀β相含量較高,導(dǎo)致鈦合金硬度升高。

3、 結(jié)論

(1)隨著熱處理溫度的升高,選擇性激光熔化TC4鈦合金板頂面和側(cè)面的針狀馬氏體 α'相不斷減少,當(dāng)熱處理溫度為850℃時(shí),針狀α'相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣料嗪挺孪?當(dāng)熱處理溫度(950℃)超過α相轉(zhuǎn)變溫度時(shí),β相含量升高。在950℃熱處理后,選擇性激光熔化TC4鈦合金板頂面基本沒有柱狀β相,且形成了等軸狀β相,其側(cè)面仍存在柱狀β相。

(2)未經(jīng)熱處理的選擇性激光熔化TC4鈦合金板的硬度最大,其頂面和側(cè)面的硬度分別為320HV和317HV。經(jīng)過不同溫度熱處理的鈦合金板,其頂面和側(cè)面的硬度隨著溫度的升高呈先減小后增大的趨勢。鈦合金板頂面的硬度從308HV(750℃)下降至291HV(850℃),然后又上升至309HV(950℃),其側(cè) 面 的 硬 度 從 311HV(750℃)下 降 至 297HV(850℃),然后又上升至303HV(950℃)。

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