激光增材TB6鈦合金板拉伸組織演變：β 晶界裂紋抑制與 α 簇物相及滑移帶調(diào)控

引言

TB6鈦合金是一種由α相與β相組成的材料，因具備優(yōu)異綜合性能（高強度與耐腐蝕），在航空元件?高精度設(shè)備和機電設(shè)備行業(yè)中都發(fā)揮著舉足輕重的作用[1]。但由于鈦合金的加工難度較大，導(dǎo)致鈦合金造價比鋼鐵成本高出近10倍，限制了進一步應(yīng)用推廣。鈦合金TB6是一個物相轉(zhuǎn)變成分，采用分層累加的成型方式生產(chǎn)制品時會出現(xiàn)底部凝固組織轉(zhuǎn)異化的問題，生成特定方向具有凝固傾向性的組織[2]。目前，許多研究人員都對鈦合金TB6進行了相關(guān)研究。李懷學(xué)等[3]研究TB6鈦合金沉積態(tài)的沉積態(tài)組織為等軸晶，拉伸斷口為沿晶/穿晶混合斷裂方式，發(fā)現(xiàn)熱等靜壓工藝可以有效調(diào)控激光直接沉積TB6鈦合金的組織及性能。李長富等[4]研究不同熱處理對激光沉積制造TB6鈦合金力學(xué)性能的各向異性影響，激光沉積制造鈦合金組織中原始β晶粒形狀與初生α相，熱處理后力學(xué)性能得到加強。

激光技術(shù)是將光源聚焦到的能量作用到粉末上使其融化成型的方法，實現(xiàn)對粉末加熱和熔融的增材制造[5]。但這種激光加工方式易引起縫隙缺陷，產(chǎn)生的氣相可能在冷卻階段混入金屬液體內(nèi)形成氣泡，導(dǎo)致不可融合缺陷出現(xiàn)。這些冶金成型問題是初始裂紋的主要形成原因。張文博等[6]通過增材制造TC4鈦合金，通過高溫退火對激光增材件的組織和力學(xué)性能進行加強，使得顯微硬度下降，抗拉強度略有增加，屈服強度略有下降。韋玉堂等[7]選擇激光熔覆技術(shù)在GH586合金表面制得了CoCrAlSiHf涂層，涂層包含網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)組織，在晶界上形成大量微裂紋結(jié)構(gòu)，實施氧化處理后得到了含有許多微孔結(jié)構(gòu)的氧化膜。

到目前為止，許多研究人員都已開展關(guān)于TB6鈦合金的拉伸特性研究，而對TB6鈦合金的斷裂機理開展的研究工作主要還是從斷裂區(qū)微觀組織特征并結(jié)合相應(yīng)的力學(xué)行為進行推測，很少有人研究有關(guān)TB6鈦合金的在線拉伸試驗工作。本文在前人研究的基礎(chǔ)上，通過激光增材技術(shù)制備TB6鈦合金，并對試樣拉伸組織演變開展實驗測試分析。

1、實驗材料和方法

本研究選擇外徑尺寸介于50~200μm的合適TB6鈦合金板。采用常規(guī)制造方式如鑄造和鍛造方式時，都會產(chǎn)生大量廢渣，從而降低利用率，尤其是在鑄造生產(chǎn)過程中容易出現(xiàn)縮孔現(xiàn)象，這增加了制造難度[8]。激光增材工藝是依靠激光熱量將熔池中合金粉末進行升溫熔融，同時持續(xù)向熔池內(nèi)增加合金粉末，分層累加后達到形成立體增材試樣的效果。激光增材是通過光纖激光器往復(fù)掃描來完成對TB6合金粉末加熱的目的，參數(shù)設(shè)定為：掃描速度(800~1200)mm/min，束斑直徑8mm，粉末輸送量900g/h，厚度0.7μm，控制氬氣通入。激光增材制造現(xiàn)場圖片見圖1。

本實驗采用與激光走刀相同方向進行刻蝕的方式，獲得形狀規(guī)則與尺寸46mm×5mm×0.7mm的拉伸鈦合金試驗塊。采用Al₂O₃粉末顆粒對鈦合金不規(guī)則粗糙面進行磨削，經(jīng)過上述處理后的磨制表面形成了平整?光滑且具有反射光澤的金屬外觀。最后在室溫下放置24h后，再對表面采用高純N₂吹掃清理殘余水分。

拉伸形變在AGS-X10KN電子萬能試驗機上進行，拉伸試樣厚度1mm，標距長為25mm，拉伸速率0.1mm/min，每組試樣試驗三次取均值。利用JSM-6360LV掃描電鏡表征試樣的組織演變。

2、實驗結(jié)果與討論

2.1TB6鈦合金的組織形貌

激光增材制造TB6鈦合金的SEM圖像見圖2。從圖2可以觀察到：在當前條件下合金材料中形成了大量柱狀β晶組織，并且排列方向與堆積取向是相同的。這是因為激光增材時存在較大的熱梯度，進而引發(fā)垂直物相表面發(fā)生了熱流，此時在熱流的作用下，堆積層形貌會產(chǎn)生排列增長，導(dǎo)致排列增長方向與堆積取向一致[9]。從微觀結(jié)構(gòu)層面進行分析可以觀察到合金組織構(gòu)型，β晶界形成了垂直形態(tài)分布結(jié)構(gòu)，而β晶附近則形成了大量平行分布的α晶塊和α簇物相，α相組織長寬比約為[原文未明確數(shù)據(jù)]，實際冷卻速度并不快。

2.2拉伸變形過程

不同拉伸位移下TB6鈦合金滑移帶的SEM圖像見圖3。圖3顯示：合金拉伸位移550μm中已經(jīng)開始出現(xiàn)大量滑移帶，并沿著與β晶界相同的方向進行延展，見圖3(a)；隨著變形程度的加大，形成了更加無序排列的組織結(jié)構(gòu)，見圖3(b)。由于鈦合金α和β相存在非常明顯的晶體結(jié)構(gòu)差異，因此在塑性變形期間，兩者并不能夠形成良好的協(xié)調(diào)配合，致使最初出現(xiàn)在α相內(nèi)的滑移組織基本都發(fā)生于α相表面層，而當位移量繼續(xù)增大時，可以看到此時合金中形成了無規(guī)則排布的晶粒，且滑移方向出現(xiàn)了顯著改變，從而形成交錯型滑移帶[10]。隨著滑移帶的占比持續(xù)增加后，合金中組織結(jié)構(gòu)開始從平坦化特征變形為有著明顯高低結(jié)構(gòu)的形態(tài)，并且伴隨α組織片層發(fā)生扭卷與延伸現(xiàn)象。

隨著拉伸位移的增加，α相變得較復(fù)雜，β晶界出現(xiàn)了明顯下陷的現(xiàn)象，產(chǎn)生了凸起結(jié)構(gòu)的β晶組織，且伴隨著裂紋的形成。初生β晶界上產(chǎn)生了清晰的微裂紋，并沿約45°角的方向分布在β晶界上，裂紋沿著β晶界進一步擴展，并在β晶界上方形成了裂紋條帶。拉伸位移增加到800μm后，裂紋仍沿β晶界擴展，說明β晶界對于裂紋擴展起到了明顯抑制作用。黃琪等[10]研究激光增材修復(fù)鈦合金的組織及力學(xué)性能，熱影響區(qū)組織呈現(xiàn)由雙態(tài)組織向網(wǎng)籃組織的過渡特征，拉伸斷口特征斷裂機制為混合型斷裂。

當發(fā)生斷裂后，靠近孔洞部分有眾多β晶界發(fā)生斷裂，但斷裂過程并非沿著滑帶方向，與β晶界長大方向接近。對拉伸斷口區(qū)域進行分析時，未觀察到頸縮區(qū)，此時β晶都垂直于拉力方向，對拉力的傳遞起到了阻礙作用，從而導(dǎo)致合金伸長率的減小，形成明顯的剪切斷口特征[11]。隨著變形程度的加大，形成了更加無序排列的組織結(jié)構(gòu)[12]。當以較快速度降低溫度時，殘留β相就沿堆積取向進行垂直成長，使裂紋更傾向于沿β晶界發(fā)生擴展。

3、結(jié)論

本文開展激光增材制造TB6鈦合金拉伸組織演變研究，取得如下有益結(jié)果：

合金中形成了大量柱狀β晶組織，β晶界形成了垂直形態(tài)分布結(jié)構(gòu)，β晶附近形成了大量平行分布的α晶塊和α簇物相。

合金中開始出現(xiàn)大量滑移帶，沿著與β晶界相同的方向進行延展。隨著滑移帶的占比持續(xù)增加后，合金中伴隨α組織片層發(fā)生扭卷與延伸。

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