Ti-6Al-4V增材制造后熱處理實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的強(qiáng)度和延展性平衡

來源： 增材研究

由于針狀α′馬氏體和柱狀先前的β晶粒的存在，SLM Ti-6Al-4V合金通常表現(xiàn)出低延展性和顯著的機(jī)械性能各向異性,。后熱處理通常用于通過將針狀α′馬氏體分解為平衡的α+β相來獲得優(yōu)異的機(jī)械性能。武漢大學(xué)團(tuán)隊(duì)系統(tǒng)地研究了SLM Ti-6Al-4V合金在各種熱處理前后的微觀組織和拉伸性能,。

由于SLM過程中的逐層構(gòu)造性質(zhì)和極高的冷卻速率,，在制造的樣品中不可避免地會(huì)出現(xiàn)沿構(gòu)造方向生長的柱狀β晶粒和含有高密度缺陷的極細(xì)α′馬氏體。這導(dǎo)致高拉伸強(qiáng)度（>1200 MPa）但低延展性（<10%）,，以及不同方向之間顯著的機(jī)械性能各向異性,。這種微觀結(jié)構(gòu)特征限制了SLM Ti-6Al-4V的應(yīng)用。改變?chǔ)戮Я５男螒B(tài)或?qū)⒋嘈缘摩痢漶R氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性的α+β相可以有效地緩解這一問題,。Kumar等人通過優(yōu)化SLM工藝參數(shù)（層厚度=60μm,，掃描旋轉(zhuǎn)=67°），在制造的樣品中獲得了短而不連續(xù)的柱狀晶粒,。這導(dǎo)致了中等延展性（~13%）和有限的各向異性,，盡管樣品中仍然存在針狀馬氏體。Xu等人通過將焦點(diǎn)偏移距離（FOD）調(diào)節(jié)在0至4mm的范圍內(nèi),，實(shí)現(xiàn)了馬氏體原位分解為超細(xì)片狀α+,，這導(dǎo)致了高屈服強(qiáng)度（1106MPa）和中等總伸長率（11.4%）。Fang等人]研究了不同方向構(gòu)建的樣品的拉伸性能,，發(fā)現(xiàn)所制備的樣品表現(xiàn)出強(qiáng)烈的拉伸各向異性行為,。經(jīng)過固溶和時(shí)效處理（SAT）后，各向異性幾乎消除,，樣品在所有方向上的伸長率都超過11%,。盡管上述研究通過優(yōu)化工藝參數(shù)或SAT處理提高了SLM Ti-6Al-4V的綜合力學(xué)性能，并顯著降低了各向異性,，但樣品的塑性仍低于傳統(tǒng)制造Ti-6Al-400V合金,。

等軸微觀結(jié)構(gòu)總是可取的，因?yàn)樗�可以提供�?yōu)異的延展性并降低機(jī)械性能的各向異性[,。熱加工和隨后的退火處理對(duì)于傳統(tǒng)制造中的α晶粒球化至關(guān)重要,。然而，將塑性變形引入SLM成形過程是具有挑戰(zhàn)性的。最近的幾項(xiàng)研究表明,，通過適當(dāng)?shù)臒崽幚碇贫�,，SLM鈦合金可以獲得等軸微觀結(jié)構(gòu)。Zou等人通過快速熱處理在SLM Ti-6Al-4V中獲得了幾乎等軸的β-晶粒,，伸長率從5.2%提高到16.6%,。這種準(zhǔn)等軸結(jié)構(gòu)的形成歸因于退火過程中的外延再結(jié)晶。Zhang等人指出,，三次熱處理有助于片狀α的球化,，導(dǎo)致等軸α的比例超過25%。由于獲得了三模態(tài)微觀結(jié)構(gòu),，樣品表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能,，極限抗拉強(qiáng)度為1019MPa，伸長率為16.3%,，優(yōu)于傳統(tǒng)鈦合金,。Sabban等人和Chen等人利用一種創(chuàng)新的循環(huán)熱處理（CHT）方法來優(yōu)化微觀結(jié)構(gòu)。由于重復(fù)的相變過程可以為α板條的球化提供額外的驅(qū)動(dòng)力,，因此獲得了雙峰或幾乎完全等軸的微觀結(jié)構(gòu),。這導(dǎo)致塑性顯著提高（>16%），強(qiáng)度僅略有下降（>1000MPa）,。

到目前為止,，還沒有關(guān)于在SLM Ti-6Al-4V合金中實(shí)現(xiàn)三模態(tài)微觀結(jié)構(gòu)的報(bào)道，這被認(rèn)為提供了優(yōu)異的綜合機(jī)械性能,。此外,，目前的研究主要集中在單一熱處理對(duì)微觀結(jié)構(gòu)和性能的影響，而熱處理對(duì)機(jī)械性能各向異性的影響很少報(bào)道,。因此,，本文系統(tǒng)地研究了單步和多步高低溫（HLT）熱處理對(duì)微觀結(jié)構(gòu)演變、力學(xué)性能和各向異性行為的影響,。還討論了α板條的球化機(jī)制以及HLT在消除力學(xué)性能各向異性方面的作用,。

圖1a–c顯示了粉末的形態(tài)和尺寸分布；它主要由直徑在10至45μm之間的球形顆粒組成,，顆粒的D10,、D50和D90分別為21.81μm、33.4μm和37.97μm,。此外,，在較大的顆粒粉末中偶爾可以觀察到少量直徑小于5μm的衛(wèi)星顆粒（圖1b）。Ti-6Al-4V粉末的化學(xué)成分（wt.%）列于表1中,，其符合ASTM B348的標(biāo)準(zhǔn)規(guī)范。

圖1。Ti-6Al-4V粉末（a,，b）不同放大倍數(shù)的形貌和（c）粒度分布,。（d） SLM加工和制造樣品的示意圖。

表1,。Ti-6Al-4V粉末的化學(xué)成分（wt.%）,。

所有的Ti-6Al-4V樣品都是通過SLM機(jī)器在高純度氬氣氣氛下制造的，以防止氧化,。在初步實(shí)驗(yàn)的基礎(chǔ)上,，本研究中使用的優(yōu)化SLM工藝參數(shù)如下：激光光斑尺寸為50μm，激光功率（P）為90W,，掃描速度（v）為450mm/s,，掃描間距（h）為80μm，層厚（t）設(shè)置為25μm,。所得到的體積能量密度（E＝P/vht）被確定為100J/mm3,。采用Z字形掃描策略打印每一層，即兩個(gè)連續(xù)層之間的旋轉(zhuǎn)角度為0°,，如圖1d所示,。制作水平和垂直樣品，以評(píng)估不同建筑策略對(duì)拉伸力學(xué)性能各向異性的影響（圖1d）,。立方體樣品的尺寸為7×7×50mm,，而圓柱形樣品的直徑為7mm，高度為50mm,。以下將這些樣品分別稱為“AF-H”和“AF-V”,。

為了研究不同退火制度對(duì)微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響，對(duì)部分SLM Ti-6Al-4V樣品進(jìn)行了兩種類型的熱處理,。一種是單次熱處理,，即將樣品在700或800°C的溫度下保持2小時(shí)，然后進(jìn)行空氣冷卻,，下文分別稱為“HT700”和“HT800”,。另一種是多步驟的高低溫?zé)崽幚恚�即將樣品依次�?50,、850,、750和650°C的溫度下2小時(shí)，以及隨后從650°C冷卻到室溫,，都是通過爐冷卻（以下簡稱“HLT”）進(jìn)行的,。

圖2顯示了所制備的Ti-6Al-4V樣品的微觀結(jié)構(gòu)。針狀α′馬氏體是在AF樣品中觀察到的主要形態(tài)（圖2a）,，其表現(xiàn)出SLM鈦合金的典型特征,。這可歸因于SLM過程中極快的冷卻速率（~103–108 K/s）,，顯著超過Ti-6Al-4V合金中馬氏體轉(zhuǎn)變所需的臨界冷卻速率（410 K/s）。在一些針狀α′馬氏體中,，厚度為10–90 nm的高密度變形孿晶相互平行分布（圖2b）,，這主要是由熔池內(nèi)溫度梯度大引起的殘余應(yīng)力和β引起的局部應(yīng)變引起的→α′相變。

圖2:所制造的SLM Ti-6Al-4V樣品的微觀結(jié)構(gòu)：（a）BSE圖像,，（b）高倍率BSE圖像,、（c）EBSD反極圖（IPF）+圖像質(zhì)量（IQ）圖、（d）高倍率IPF+IQ圖,，以及（e）晶界（GB）和（f）（c）中黃色虛線框的核平均取向差（KAM）,。

EBSD反極圖（IPF）+圖像質(zhì)量（IQ）圖顯示，柱狀先前β晶粒沿構(gòu)建方向外延生長,，柱狀在先β晶粒的平均寬度為88μm（圖2c）,。在逐層沉積過程中，激光不僅熔化了當(dāng)前的粉末層,，而且穿透了幾個(gè)先前固化的層,，使它們重新熔化并形成熔池。此外,，熔池的中心和邊緣之間存在陡峭的熱梯度,，熔池內(nèi)的散熱方向與構(gòu)建方向相反，最終導(dǎo)致先前的β晶粒優(yōu)先生長,。如其他文獻(xiàn)中廣泛報(bào)道的那樣,，由于成形過程中復(fù)雜的熱歷史，具有分級(jí)結(jié)構(gòu)的針狀α′馬氏體嵌入柱狀先前的β晶粒中（圖2c）,。根據(jù)其大小,，這些α′馬氏體可分為原生、次生,、第三和四次α′馬氏,。從圖2c中可以看出，具有相同取向的初級(jí)α′馬氏體彼此平行,，并延伸到整個(gè)先前的β晶粒,。初級(jí)α′馬氏體的長度和寬度分別在20–120μm和1–2μm范圍內(nèi)。細(xì)小的次級(jí)α′馬氏體平行或垂直于初級(jí)α′馬氏體內(nèi)分布（圖2d）,。其長度和寬度顯著減小,，分別僅為5-15μm和0.4-1μm。初級(jí)α′馬氏體的出現(xiàn)早于次級(jí)α′馬氏體[3],，從而抑制了后者的生長,。此外，在EBSD圖像中,，甚至可以區(qū)分更精細(xì)的第三次和四次α′馬氏體,。圖2d證實(shí)了納米孿晶的存在,，并進(jìn)一步表明納米孿晶主要存在于初級(jí)α′馬氏體中，次要分布在部分次級(jí)α′馬氏體內(nèi),。AF樣品中高角度晶界（HAGBs）和低角度晶界（LAGBs）的比例分別為88.6%和11.4%（圖2e）,。核平均取向差（KAM）值可用于估計(jì)幾何必要位錯(cuò)（GNDs）密度,。圖2f顯示KAM的分布是不均勻的,，第三次和四次α′馬氏體中的KAM值明顯高于第一次和第二次α′氏體中的KAM值，這意味著更細(xì)的α′馬氏體內(nèi)含有更高密度的位錯(cuò),。

圖3顯示了在不同溫度下進(jìn)行單次熱處理后制備的Ti-6Al-4V樣品的微觀結(jié)構(gòu),。從圖3a，d可以看出,，HT700和HT800樣品中仍然存在原始的柱狀邊界,。在700°C下退火2小時(shí)后，微觀結(jié)構(gòu)主要由細(xì)針狀α相組成（圖3a,，b）,。此外，這些α晶粒還表現(xiàn)出分級(jí)結(jié)構(gòu),，這源于AF樣品中存在的不同尺寸的馬氏體,。初級(jí)和次級(jí)α晶粒的寬度分別為1.2–2.3μm和0.6–1.2μm，與AF樣品相比顯示出輕微的粗化,。馬氏體是一種亞穩(wěn)相,，含有大量過飽和的β穩(wěn)定元素（V）。當(dāng)熱處理溫度高于馬氏體分解溫度（~400°C）時(shí),，α相開始在α′馬氏體晶界成核,，并沿馬氏體生長。與此同時(shí),，β穩(wěn)定元素不斷從α′/α′邊界排出,，形成富含V的區(qū)域，隨后β相將在該區(qū)域成核并生長,。上述過程導(dǎo)致馬氏體分解為平衡的α+β相,。沿著針狀α邊界形成的細(xì)β顆粒或薄膜的存在進(jìn)一步證實(shí)了α′馬氏體的分解,，如圖3b,，c中的箭頭所示。同時(shí),，在α相中觀察到少量β顆粒（圖3c）,。β粒子的形成是由于該實(shí)驗(yàn)制備的AF樣品含有許多晶格缺陷，如孿晶和位錯(cuò)（圖2）,。在退火過程中,，β相傾向于在這些晶格缺陷處沉淀,。值得注意的是，在一些α晶粒中仍然存在納米孿晶（圖3c）,。

圖3,。不同放大倍數(shù)的BSE圖像顯示了SLM Ti-6Al-4V在各種單次熱處理后的微觀結(jié)構(gòu)：（a–c）HT700，（d–f）HT800,。

當(dāng)熱處理溫度增加到800°C時(shí),，由于初始針狀馬氏體分解和隨后的粗化，獲得了典型的片狀α+β微觀結(jié)構(gòu)（圖3d–f）,。同樣,，還觀察到繼承自α′馬氏體的分級(jí)板條α，其中初級(jí)和次級(jí)α板條的寬度分別為1.3–2.4μm和0.8–1.5μm,。與HT700樣品相比,，HT800的α厚度具有一定的粗化，這是因?yàn)榻缑婺茈S著退火溫度的升高而降低,，原子擴(kuò)散速率增強(qiáng)[17,，39]。平均厚度約為80nm的β相傾向于連接成膜,，并沿著α-板條邊界生長,，如圖3e，f中的箭頭所示,。AF樣品中先前存在的納米孿晶在800°C退火2小時(shí)后未被檢測到,。這與先前的文獻(xiàn)一致。注意,，半連續(xù)晶界α相（GB-α）沿著先前的β晶粒形成（圖3d）,，這可能對(duì)樣品的拉伸伸長率產(chǎn)生負(fù)面影響[19]。此外,，由于β膜的分割,，一些α板條斷裂，導(dǎo)致形成一些等軸α晶粒,，如圖3f所示,。

圖4顯示了單個(gè)熱處理樣品的EBSD分析結(jié)果。IPF+IQ圖證實(shí)了HT700和HT800樣品中存在先前的β晶粒（圖4a,，c）,，其寬度沒有顯著變化，分別為85μm和89μm,。當(dāng)熱處理溫度低于β轉(zhuǎn)變溫度時(shí),，未溶解的α相在釘扎β晶界方面發(fā)揮作用，使其結(jié)構(gòu)得以保留,。因此,，只有當(dāng)溫度超過β轉(zhuǎn)變溫度時(shí),，才能消除柱狀結(jié)構(gòu)。在HT800樣品中,，觀察到等軸α晶粒優(yōu)先沿先前的β邊界形成（圖4c）,。此外，退火處理導(dǎo)致HT700和HT800樣品中的LAGB分別減少到6.37%和6.63%（圖4b,，d）,。

圖4。SLM Ti-6Al-4V在各種單次熱處理后的EBSD IPF+IQ圖和GB圖：（a,，b）HT700,，（c,，d）HT800,。

上述單次熱處理產(chǎn)生了完整的α+β層狀組織，只有少量的α板條被球化并轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒,。然而,，等軸晶粒的比例太小，無法對(duì)改善整體機(jī)械性能產(chǎn)生顯著影響,。最新研究表明,，在不同溫度下進(jìn)行多次退火可以有效地使微觀結(jié)構(gòu)球化。因此,，提出了HLT處理方案,，以進(jìn)一步優(yōu)化微觀結(jié)構(gòu)。

圖5顯示了HLT處理后所制備的Ti-6Al-4V樣品的微觀結(jié)構(gòu),。由于HLT的最高溫度低于β轉(zhuǎn)變溫度,，因此仍然可以觀察到平均寬度為90μm的原始柱狀晶粒（圖5a）。圖5b中的高倍BSE圖像表明,，HLT處理后的微觀結(jié)構(gòu)主要由片狀,、短棒狀和等軸α晶粒組成，與HT700和HT800樣品相比發(fā)生了顯著變化,。因此,，通過HLT處理獲得了三峰微觀結(jié)構(gòu)。片狀α的平均寬度為2μm,，而短棒和等軸α的厚度分別為1.6–2.5μm和3–6μm,，縱橫比分別為~0.37和~0.53。此外,，在α晶粒之間形成了平均厚度為0.27μm的β層,。

圖5。HLT處理后SLM Ti-6Al-4V的微觀結(jié)構(gòu)：（a）BSE圖像,，（b）高倍率BSE圖像,、（c）EBSD IPF+IQ圖,、（d）高倍率IPF+IQ圖、（e）GB和（f）（c）中黃色虛線框的KAM,。

使用EBSD對(duì)HLT樣品進(jìn)行進(jìn)一步的微觀結(jié)構(gòu)分析,。圖5c中的IPF+IQ圖顯示，等軸α晶粒起源于三個(gè)不同的位置,，并表現(xiàn)出不同的球化行為,。第一種類型的等軸晶粒起源于先前的β晶界。通常,，亞臨界退火通常會(huì)導(dǎo)致連續(xù)晶界α相（GB-α）的形成,，如先前研究中廣泛報(bào)道的。這是由于在先前的β晶界成核的α相的活化能低于在其他位置成核的活化能,，這導(dǎo)致大量的α晶粒優(yōu)先形成和生長以相互連接,，而在本研究中，先前的β晶粒邊界處的α相主要具有等軸形態(tài),，并且不存在連續(xù)的GB-α,。一方面，當(dāng)HLT樣品從950°C冷卻到850°C時(shí),，一些具有不同取向的層狀α相將外延生長到先前的β晶界,，從而將GB-α相彼此分離，如圖5c,，d中的白色箭頭所示,。另一方面，在先前的β晶界附近存在高位錯(cuò)密度（圖2f）,，這可以為再結(jié)晶提供強(qiáng)大的驅(qū)動(dòng)力[46],。結(jié)果，新形成的GB-α很容易發(fā)生球化并轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒,。第二類等軸晶粒是由初生和次生α相的邊界分裂斷裂產(chǎn)生的,。AF Ti-6Al-4V樣品的微觀結(jié)構(gòu)由針狀α′馬氏體組成，其中含有高密度位錯(cuò)（圖2f）,。在高溫退火過程中,，這些位錯(cuò)會(huì)被完全激活，并逐漸演變成平面位錯(cuò)陣列,，從而降低系統(tǒng)的總吉布斯能,。這導(dǎo)致了初始位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的形成。隨著退火時(shí)間的延長,，一些位錯(cuò)陣列可以通過多邊形化進(jìn)一步發(fā)展成片狀α內(nèi)穩(wěn)定的亞晶界,。馬氏體分解形成的β相主要以層狀形態(tài)存在于α相的邊界處。這些β相與相鄰的α片層和片層內(nèi)的亞晶界相交，形成所謂的三重結(jié),。由于三重結(jié)的不穩(wěn)定性,，該區(qū)域容易形成熱切槽。一旦產(chǎn)生切槽,，β相將連續(xù)滲透到切槽中,，直到它完全破壞薄片[，如圖5d中的黑色箭頭所示,。這一過程被稱為熱切槽和邊界分裂,，這是傳統(tǒng)鈦合金和增材制造鈦合金中常見的球化機(jī)制。除了亞晶界外,，α′馬氏體中固有的納米孿晶（圖2b,，d）也可能導(dǎo)致熱切槽和邊界分裂的發(fā)生。值得注意的是,，HLT樣品中LAGB的比例明顯高于HT700和HT800樣品（圖5e）,，比例高達(dá)11%。這可能歸因于β過程中晶格失配和體積變化引起的塑性應(yīng)變→α相變過程,。與其他位置相比,，LAGB處的KAM值明顯更高（圖5f），這為局部塑性變形的存在提供了證據(jù),。這些LAGB可以促進(jìn)β相滲透到凹槽中，并促進(jìn)早期球化,。第三類等軸晶粒源于第三和四次α′/α相通過柱化直接球化,。原始微觀結(jié)構(gòu)邊緣的曲率相對(duì)較高，這些區(qū)域包含高密度位錯(cuò)（圖2）,。因此,，尖端將轉(zhuǎn)變?yōu)槠教沟谋砻嬉越档捅砻婺埽�這一過程被稱為圓柱體化,。一旦邊界分裂和圓柱體化完成,，就會(huì)發(fā)生終止遷移和奧斯瓦爾德熟化，并導(dǎo)致最終的球化,。

圖6a–c顯示了SLM Ti-6Al-4V樣品的制造態(tài)和各種熱處理的拉伸性能,。為了研究不同取向?qū)�拉伸性能的影響，�?duì)水平和垂直方向的樣品進(jìn)行了測試,。UTS,、YS、El和韌性的平均值匯總在表2中,。從圖6a中的拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以看出,，AF樣品表現(xiàn)出有限的加工硬化能力，這導(dǎo)致了較低的均勻伸長率，并且AF-H的值僅為4.0±0.55%,。在700°C下退火2小時(shí)后,，加工硬化能力顯示出邊際變化。當(dāng)溫度提高到800°C時(shí),，加工硬化能力顯著提高,，HT800-H的均勻伸長率提高到6.1±0.04%。對(duì)于HLT處理后的樣品,，加工硬化性能和均勻伸長率（8.3±0.46%）達(dá)到最大值,。此外，所有樣品在水平方向上的加工硬化能力顯著高于在垂直方向上的,。例如,，沉積態(tài)和HT800樣品在垂直方向上的均勻伸長率分別僅為1.7±0.08%和1.8±0.20%。

圖6,。（a）工程拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線,，（b，c）拉伸性能,，（d）傳統(tǒng)制造和SLM Ti-6Al-4V合金之間的UTS與El的比較,。

表2。SLM Ti-6Al-4V在不同條件下的力學(xué)性能測試數(shù)據(jù),。

AF樣品顯示出最高的UTS（1368–1418 MPa）和YS（1265–1400 MPa）,，但相對(duì)較低的El約為~5%。脆性可歸因于非常細(xì)的針狀馬氏體及其內(nèi)部的高密度位錯(cuò)和孿晶,。此外,，在水平方向和垂直方向之間存在顯著的機(jī)械性能各向異性。為了定量計(jì)算樣品中的各向異性程度,，采用了以下公式：

（1）其中x表示UTS,、YS或El，X（上劃線X）表示兩個(gè)方向上的性質(zhì)的平均值,。計(jì)算結(jié)果如表3所示,。隨著Ix值的增加，各向異性的程度變得更大,。顯然,，AF樣品的伸長率各向異性更為明顯（IEl=0.766）。單次退火處理導(dǎo)致強(qiáng)度降低100–200 MPa,，但伸長率從HT700樣品的6.8-8.5%和HT800樣品的8.9-13.1%增加,。退火處理顯著降低了HT700和HT800伸長率的各向異性水平。盡管HLT處理導(dǎo)致UTS降低至1089–1092 MPa,，但HLT樣品中大量等軸晶粒的存在導(dǎo)致伸長率顯著增加,，超過15%,。特別是在HLT-V的情況下，與HT800-V相比,，伸長率增加了近兩倍,。注意，經(jīng)過HLT處理后,，UTS,、YS和El的各向異性幾乎消除了（IUTS=0.003，IYS=0.047,，IEl=0.157）,。韌性可用于評(píng)估材料的綜合力學(xué)性能。在本工作中,，通過整合工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線獲得了熱處理前后樣品的韌性值（圖6c）,。可以看出,，AF樣品具有最低的韌性值,。隨著加熱溫度的升高，韌性值逐漸提高,。HLT處理后,，兩個(gè)方向的韌性值均達(dá)到最大值（>160 MJ/m3），這意味著HLT樣品具有最佳的綜合力學(xué)性能,。

表3,。SLM Ti-6Al-4V在不同條件下的拉伸各向異性指數(shù)（I）。

根據(jù)文獻(xiàn)中可用的拉伸性能數(shù)據(jù),，傳統(tǒng)制造和SLMTi-6Al-4V組件以及本研究之間的UTS與El的比較如圖6d所示,。傳統(tǒng)的Ti-6Al-4V樣品表現(xiàn)出中等強(qiáng)度（850–1000 MPa）和高伸長率（12–18%），而SLM Ti-6Al-IV表現(xiàn)出更高的強(qiáng)度（1150–1350 MPa）和更低的伸長率（3–10%）,。盡管后熱處理在強(qiáng)度上有一定的犧牲，但它可以顯著提高延展性,，并達(dá)到與傳統(tǒng)Ti-6Al-4V相當(dāng)?shù)乃���,。在這項(xiàng)研究中，與其他SLM Ti-6Al-4V組分相比,，AF樣品表現(xiàn)出更高的強(qiáng)度,，但伸長率略低。盡管單次熱處理提高了材料的塑性,，但仍低于傳統(tǒng)水平,。由于獲得了三模態(tài)微觀結(jié)構(gòu)，HLT樣品表現(xiàn)出強(qiáng)度和延展性的最佳組合,，并且它們的機(jī)械性能優(yōu)于傳統(tǒng)制造的Ti-6Al-4V,。


在本研究中,，通過HLT處理獲得了由片層、短棒和等軸α晶粒組成的三模態(tài)微觀結(jié)構(gòu),，使其具有高強(qiáng)度和高延展性,，同時(shí)幾乎消除了機(jī)械性能的各向異性。HLT處理對(duì)微觀結(jié)構(gòu)演變的影響以及微觀結(jié)構(gòu)對(duì)機(jī)械性能和各向異性行為的影響討論如下,。

在傳統(tǒng)的Ti-6Al-4V合金中,，馬氏體或全層狀α+β微觀結(jié)構(gòu)通常導(dǎo)致較差的延展性。因此,，將部分或全部層狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶�,？梢燥@著提高材料的綜合性能，滿足工程應(yīng)用的要求,。傳統(tǒng)鈦合金的球化通常包括熱加工和隨后的退火處理,。顯然，顯著的塑性變形是微觀結(jié)構(gòu)球化的先決條件,，因?yàn)樵俳Y(jié)晶過程需要驅(qū)動(dòng)力,。由于球化是一個(gè)熱激活和擴(kuò)散控制的過程，球化行為表現(xiàn)出較高的溫度依賴性,；也就是說,，只有足夠的溫度才能使完全再結(jié)晶發(fā)生。

然而,，由于SLM是一種接近凈形狀的制造技術(shù),，因此進(jìn)行塑性變形工藝是不可行的。由于在形成過程中極高的冷卻速率,，SLM零件通常包含高密度位錯(cuò)和孿晶,。這些亞結(jié)構(gòu)與變形樣品中的亞結(jié)構(gòu)相似，這為微觀結(jié)構(gòu)的球化提供了可能性,。目前,，一些研究集中在通過后熱處理來改變增材制造部件的微觀結(jié)構(gòu)上。Liu等人[和Cao等人證明,，由于邊界分裂,，在亞臨界溫度下退火可能導(dǎo)致樣品中出現(xiàn)等軸晶粒，而只有少量α晶粒發(fā)生球化,。因此,，需要更先進(jìn)的熱處理來進(jìn)一步使微觀結(jié)構(gòu)球化。Zhao等人通過三重?zé)崽幚碓贚SF Ti-6Al-4V ELI合金中獲得雙峰微觀結(jié)構(gòu),，等軸晶粒占78%,，從而使延展性提高約25%。Chen等人和Sabban等人通過循環(huán)熱處理（CHT）在SLM Ti-6Al-4V-ELI中獲得了超過50%的等軸晶粒,。事實(shí)上,，在中間狀態(tài)下,，等軸晶粒的比例達(dá)到100%。據(jù)我們所知,，在SLM Ti-6Al-4V合金中實(shí)現(xiàn)如此高百分比的等軸晶粒還沒有報(bào)道,。這可歸因于Ti-6Al-4V-ELI合金含有更少的間隙固溶體原子（C、N,、O）,，并且位錯(cuò)在亞臨界退火過程中更容易被激活并形成亞晶界。在本研究中,，采用所提出的HLT熱處理方案,，首次在SLM Ti-6Al-4V合金中獲得了三模態(tài)組織，并顯著提高了材料的綜合力學(xué)性能,。因此,，有必要闡明HLT處理的每個(gè)溫度階段對(duì)微觀結(jié)構(gòu)演變的作用。

基于上述信息,，最初的溫度對(duì)球化行為至關(guān)重要,。因此，我們選擇950°C作為起始溫度,，以確保位錯(cuò)能夠被完全激活,。當(dāng)保持在該溫度下時(shí)，α′馬氏體分解并轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶獾摩?β相,，而激活的位錯(cuò)在α片層內(nèi)逐漸演化為亞晶界,。在亞晶粒邊界和α/β界面的交叉處形成了三重結(jié)，從而削弱了α邊界,。隨著退火時(shí)間的延長,，α片層最終通過β相的滲透斷裂成幾個(gè)碎片，導(dǎo)致初始的球化,。在這種情況下,，晶內(nèi)孿晶也可以發(fā)揮類似亞晶界的作用，促進(jìn)α片層的分裂,。根據(jù)本實(shí)驗(yàn)中Ti-6Al-4V樣品的化學(xué)成分,，通過JmatPro 7.0軟件獲得了相分?jǐn)?shù)隨溫度的變化曲線，如圖7所示,。從相圖中可以看出，在950°C時(shí),，β是主導(dǎo)相,，因此α→β轉(zhuǎn)變也同時(shí)發(fā)生。在這個(gè)過程中,，在晶內(nèi)缺陷處成核的β相（圖3）可能通過外延生長潛在地促進(jìn)α片層的斷裂,。此外,，通過圓柱化球化的α相和在先前的β邊界成核的α相也在進(jìn)行中。從950°C冷卻到850°C后,，β相的含量從72.7%逐漸降低到30.1%（圖7）,。部分β相將被添加到預(yù)先存在的等軸α中，導(dǎo)致其外延生長,，而另一部分β相則轉(zhuǎn)變?yōu)閷訝瞀�,。在這個(gè)過程中，大約40%的β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料�,，�?dǎo)致顯著的晶格失配和體積變化,。因此，大量的位錯(cuò)會(huì)聚集在α片層內(nèi),。通過延長850°C的退火時(shí)間,，這些位錯(cuò)將演變成亞晶界，導(dǎo)致α片層斷裂并形成短棒α,。此外,，如第3.3節(jié)所述，這些外延生長的片狀α相也在分離GB-α方面發(fā)揮了作用,，從而促進(jìn)了在先前的β邊界形成等軸晶粒,。隨著退火溫度進(jìn)一步降低到750°C和650°C，等軸,、短棒和片狀α的晶粒尺寸隨著β的轉(zhuǎn)變而不斷增加→α,。最終，通過這些過程形成了三模態(tài)微觀結(jié)構(gòu),。

圖7,。通過JmatPro 7.0軟件獲得了Ti-6Al-4V合金的相分?jǐn)?shù)隨溫度的變化曲線。

由于SLM過程中極高的冷卻速率,，AF Ti-6Al-4V樣品中不可避免地會(huì)出現(xiàn)含有高密度位錯(cuò)和納米孿晶的細(xì)針狀α′馬氏體,，這導(dǎo)致了高強(qiáng)度但相對(duì)較差的延展性。此外,，構(gòu)建過程總是伴隨著大的溫度梯度,，并且柱狀晶粒易于沿著沉積方向形成，這被認(rèn)為是機(jī)械性能各向異性的主要因素,。由于柱狀晶粒的長寬比大,，沿拉伸方向，AF-H每單位長度包含的柱狀晶粒比AF-V更多,。當(dāng)受到相同的應(yīng)變時(shí),，AF-V中的單個(gè)柱狀晶粒發(fā)生了更多的塑性變形，從而導(dǎo)致更顯著的應(yīng)力集中,。一旦塑性變形無法協(xié)調(diào),，孔隙將在應(yīng)力集中區(qū)域成核,。隨著拉伸的進(jìn)行，孔隙逐漸聚結(jié)并導(dǎo)致最終斷裂,。這就解釋了為什么AF-H的可塑性優(yōu)于AF-V的塑性,。此外，沿構(gòu)建方向的冷卻速率高于掃描方向的冷卻速度,，因此垂直方向的樣品具有更精細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)[39],。這可能是AF-V強(qiáng)度較高的另一個(gè)原因。由于位錯(cuò)和孿晶的消除,，HT700和HT800樣品的強(qiáng)度降低了100–200 MPa,。與AF樣品相比，α板條的寬度略有粗化,。因此,，板條內(nèi)的有效滑移長度增加，更有利于塑性變形,。α′馬氏體的分解導(dǎo)致沿α板條邊界形成β相,。α晶粒之間的β膜可以作為潤滑劑有效傳遞應(yīng)力并適應(yīng)塑性變形。從而提高了HT700和HT800樣品的塑性,。盡管退火處理未能消除柱狀結(jié)構(gòu),，但由于變形相容性的提高和變形過程中應(yīng)力集中的有效釋放，水平和垂直方向的各向異性減弱,。HLT處理使α晶粒進(jìn)一步粗化,，與單一退火處理相比，這導(dǎo)致有效滑移長度增加,。此外,，HLT中β相的含量（15.93%）幾乎是HT800的兩倍（8.33%），因此β相的潤滑作用將更加明顯,。更重要的是,，HLT處理導(dǎo)致在先前的β晶界和晶內(nèi)形成等軸α晶粒。由于三峰結(jié)構(gòu)中的片層,、短棒和等軸晶粒有助于增強(qiáng)和增韌,，HLT樣品獲得了優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。在最近的一份報(bào)告中,，不連續(xù)的GB-α可以完全適應(yīng)兩個(gè)加載方向上的塑性變形,，并有效降低機(jī)械性能各向異性。結(jié)合本工作中等軸晶粒的各向同性結(jié)構(gòu)特征,，HLT樣品表現(xiàn)出幾乎各向同性的行為,。

本文系統(tǒng)地研究了SLM Ti-6Al-4V合金在各種熱處理前后的組織和拉伸性能。詳細(xì)分析了HLT處理中等軸晶粒的形成機(jī)理，討論了組織與力學(xué)性能以及各向異性行為的關(guān)系,。主要結(jié)論如下：

（1）所制備的樣品的微觀結(jié)構(gòu)以柱狀的先前β晶粒和具有分級(jí)結(jié)構(gòu)的針狀α′馬氏體為特征。由于不均勻的微觀結(jié)構(gòu)特征,、高密度位錯(cuò)和納米孿晶,，AF樣品表現(xiàn)出高強(qiáng)度（1368–1418 MPa）但低延展性（3.3–7.4%）以及顯著的機(jī)械各向異性。例如,，水平方向的伸長率比垂直方向的伸長率高124%,。

（2）單次熱處理使α′馬氏體分解為平衡的α+β相，隨著溫度的升高,，α板條的寬度略有粗化,。高密度缺陷的消除提高了延展性（6.8-13.1%），同時(shí)犧牲了100-200 MPa的強(qiáng)度,。此外,，力學(xué)性能的各向異性顯著降低。

（3）通過HLT處理獲得了三峰微觀結(jié)構(gòu),。由于薄片,、短棒和等軸晶粒有助于增強(qiáng)和增韌，HLT樣品表現(xiàn)出最佳的綜合力學(xué)性能,，UTS為1089–1092 MPa,，El為15.8–18.5%，優(yōu)于傳統(tǒng)的Ti-6Al-4V合金,。在先前的β邊界和晶內(nèi)形成等軸晶粒,，以及β膜的潤滑作用，顯著提高了適應(yīng)變形的能力,，從而在HLT處理后獲得了幾乎各向同性的樣品,。

（4）HLT處理可以有助于完全激活位錯(cuò)，并為球化行為提供額外的驅(qū)動(dòng)力,。α晶粒的球化機(jī)制可歸結(jié)為邊界分裂和圓柱化,。

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https://doi.org/10.3390/ma16216947