激光選區熔化Ti-6Al-4V合金納米壓痕蠕變研究

董廣輝，楊詩婷，姜愛峰，郎風超，田憲會，李繼軍

（內蒙古工業大學 理學院，呼和浩特 010051）

鈦合金具有比強度高、耐蝕性好、耐熱性高等優點，主要用于航空航天、汽車、醫療等領域[1]。Ti-6Al-4V（TC4）合金作為一種用途廣、用量多的鈦合金，具有沖擊韌性高、楊氏模量低、耐腐蝕、高低溫性能出色等優點，主要用于制造汽車發動機的螺旋葉片、飛機起落架、醫用人造關節等。隨著 TC4鈦合金的應用越來越廣泛，傳統鑄造技術已經無法滿足精密復雜件的制備需求[2]。激光選區熔化技術（Selective Laser Melting，SLM）是一種新型的增材制造技術，不同于傳統的切削、鉆銑、焊接等加工工藝，以材料逐層疊加的方式制作三維實體零件，該技術消除了傳統加工方法對幾何形狀的限制，能夠簡便和精確地獲得個性化、整體化、功能化的復雜三維結構。采用該技術制備的TC4鈦合金兼具傳統鑄造TC4鈦合金的優點，而且能制造出完美冶金結合、致密度高的金屬器件，在屈服強度、抗拉強度、生物相容性等方面均比鑄造TC4鈦合金有明顯提高[3-4]。

然而，與傳統鑄件相比，TC4鈦合金在激光熔化快速凝固過程中會形成分布均勻的針狀馬氏體[3,5]，提高致密度和強度但降低塑性[6]。同時，SLM成形過程中，由于較大溫度梯度極易在材料內部積聚殘余應力[7]，引起構件的變形、開裂以及層間分離，對構件的正常功能和結構完整性造成損害[8-9]。合適的熱處理工藝能優化 TC4鈦合金的顯微組織，釋放加工過程中產生的殘余應力，從而改善其力學性能[10-11]。

蠕變是指在應力保持不變的情況下，固體材料的應變隨時間緩慢增加的現象。TC4鈦合金在使用過程中受到長期外荷載的影響，會產生蠕變松弛，從而影響材料的使用壽命，因此研究SLM制備TC4鈦合金的蠕變行為，對其在生產實踐中的應用具有重要的參考價值。

傳統蠕變研究大多采用單向拉壓試驗，在恒載情況下分析材料的蠕變情況。楊西榮等人[12]對復合加工的工業純鈦通過單軸拉伸實驗得到其蠕變應力指數，并判斷其室溫蠕變機理為位錯滑移。彭劍等人[13]通過拉伸試驗對工業純鈦TA2在不同溫度下進行蠕變研究，結果表明，等時應力應變曲線的溫度相關性與工業純鈦的蠕變行為的溫度相關性存在關聯。Reis等人[14]通過標準拉伸蠕變機研究了激光氮化處理對 TC4蠕變的影響，結果表明，氧化作用越小，蠕變行為越好。由于材料在常溫下的蠕變現象并不明顯，因此采用傳統方法得到的蠕變參數準確率較低。納米壓痕是一種無損、可靠、高效的新型測試技術，可以在納米尺度上測量材料的蠕變行為，而且測量結果準確度較高、操作簡便、用時較短。

孟龍暉等人[15]對鑄造 TC4鈦合金利用納米壓痕法，通過控制不同的加載速率得到了 TC4鈦合金室溫蠕變應力指數。劉凱等人[16]利用納米壓痕法對3 GPa處理后的TC4鈦合金蠕變行為進行了研究，分析得到3 GPa壓力處理能細化TC4鈦合金組織，增大合金的硬度，有效提高了 TC4鈦合金室溫抗蠕變能力。Muztahid等人[17]利用納米壓痕技術測量了LPBF技術制備的TC4鈦合金在不同荷載下的蠕變應力指數，并采用多種材料制作方案進行研究，結果表明，其蠕變機理為位錯蠕變。目前，對于 TC4鈦合金的蠕變性能研究多是基于傳統鑄造材料，對激光選區熔化制備的 TC4鈦合金及其在退火處理后的蠕變性能研究較少。本文運用納米壓痕法研究了SLM制備 TC4鈦合金原始態和退火態室溫下的蠕變性能，為SLM制備TC4鈦合金原始態和退火態的室溫蠕變研究提供依據。

1 材料及實驗方法

1.1 實驗材料及SLM成形設計

本實驗選用 TC4鈦合金粉末作為 SLM 成形材料，其化學成分如表1所示，主要由Ti、Al、V三種元素構成。圖1為粉末的微觀形貌，粉末球形度較高，平均粒徑為30 μm。采用德國Concept Mlab cusing R金屬快速成形機制備 TC4鈦合金試樣，以體積分數為99.9%的氬氣為保護氣體，掃描方式為逐層交替掃描，成形工藝參數如表2所示。成形件為 60 mm×60 mm×3 mm的立方體，沿平行于掃描方向切取10 mm×2 mm×3 mm的長方體試樣，如圖2所示。

表2 TC4鈦合金SLM成形參數Tab.2 Parameters of titanium alloy formed by SLM

1.2 熱處理工藝

采用合肥科晶的 OTF-1200X型箱式退火爐，對SLM成形TC4鈦合金進行退火處理。退火處理可以消除試件加工過程中產生的殘余應力，優化其組織結構，提高其塑性。TC4鈦合金的再結晶溫度為750 ℃，β相變溫度為995 ℃，退火溫度宜介于二者之間，避免形成魏氏體組織，使合金性能退化[18]。肖振楠等[11]的研究表明，采用840 ℃/2 h/AC退火處理，可使SLM成形TC4鈦合金獲得較佳的強度/塑性匹配。因此本文選取的退火溫度為840 ℃，然后恒溫4 h，最后進行真空冷卻處理。

1.3 蠕變測試

將SLM制備的原始態和退火態TC4鈦合金線切割成長矩形狀，再分別截取10 mm×10 mm×3 mm的試樣。對試件表面采用粒度為800～5000 μm砂紙進行打磨，之后用拋光機進行拋光處理，在拋光過程中加入 W1.0～W0.1的金剛石拋光膏，拋光直至表面粗糙度小于0.1 μm。將拋光后的合金進行化學腐蝕，腐蝕劑為V(氫氟酸)∶V(乙酸)∶V(水)=1∶3∶7。通過Leica DMLM金相顯微鏡觀察原始態和退火態合金的金相組織。

納米壓痕實驗選用 Agilent Technologies公司生產的Nano indenter G200納米壓痕儀，該儀器可以進行準靜態納米壓痕測試和劃痕測試，其壓頭為Berkovich金剛石壓頭，Nano G200納米壓痕儀的最大荷載約為500 mN。為了研究不同荷載下材料的壓痕深度和蠕變特征，選擇最大荷載分別為200、300、400 mN進行實驗。對鏡面拋光后的原始態和退火態試件進行納米壓痕實驗，實驗分為加載、保載、卸載三個階段。首先壓頭以10 nm/s的速度接近試件表面，到達最大荷載時間均設定為100 s；待加載至設定的最大荷載后進行保載，為了使保載階段的壓痕蠕變趨于穩定，保持時間設置為400 s；然后進行卸載，當卸載到最大荷載的10%，將保持60 s，以避免熱漂移效應對實驗結果產生誤差。為避免相鄰壓痕點之間產生影響，相鄰壓痕點之間的間距均大于50 nm。為了提高實驗的精度，各組測量重復3次，對實驗結果取3次的平均值。

2 計算原理

硬度是材料局部抵抗外力變形的能力。常溫條件下，在材料的加工硬化能力一定時，材料的硬度值是應變速率的函數[20]：

式中：σ稱為單軸流變應力稱為單軸應變速率，C1、C2為與材料本身相關的常數，m稱為蠕變速率敏感指數。

由于蠕變過程與壓痕區向材料內部擴展的速率有關，硬度與應變速率的關系有：

式中：k為一個與材料本身有關的壓痕常數，m為蠕變速率敏感指數。對(4)式取雙對數，可以得到蠕變速率敏感指數m公式：

3 結果與分析

3.1 顯微組織

圖3a—b和圖3c—d分別是SLM制備TC4鈦合金原始態和退火態不同放大倍數下的金相組織圖，其成型件的顯微組織由片狀α相加少量的晶間β相。從圖3a中可以看出，晶粒沿著垂直于激光覆熔（水平）的方向排列或略有傾斜。從圖3b可以看出，在晶粒內部，含有大量針狀α相，類似于針狀馬氏體[3]。同時，晶粒生長的方向各有不同，當針狀α相生長至晶界時，它就會停止生長，由于激光選區熔化采用逐層鋪粉的原則，覆熔層存在未完全熔化的金屬粉末，待激光進行下一層熔化，促進上層未熔化的金屬粒球再次熔融，晶粒便會沿著吸收能量的方向繼續生長。這種組織方向性強，導致合金塑性較差，強度較高。退火后的 TC4金相展示出與原始態較為明顯的差異，由于合金是激光熔化成形，在成形過程中的熱梯度差會在合金內部產生殘余應力。從圖3c中可以看出，退火態的TC4鈦合金原始晶界變得不再連續，減少甚至消失[21]，從圖3d中可以看出，退火態合金的顯微組織呈現出一種不同取向的α相馬氏體板條，此組織稱為網籃組織，其中大約與水平呈 60°夾角的馬氏體，是過飽固溶體 β相在冷卻過程中析出的，其中阿爾法板條間還含有少量黑色的β相。網籃組織的強度略微降低，但是塑性得到增強[22]。

3.2 納米壓痕結果分析

圖4是卸載以后材料表面的形貌，可以看出，材料表面形成了一個類似于三棱錐的壓痕凹陷區，這與Berkovich金剛石壓頭的形狀是一致的，壓痕凹陷的原因是材料的塑性變形和蠕變變形。

圖5和圖6分別是SLM制備TC4鈦合金原始態和退火態不同荷載下的荷載與位移的關系，可以看出，實驗共進行了加載、保載、卸載三個階段，材料在加載階段的曲線接近重合，保載階段的蠕變平臺也非常明顯。對于原始態合金，在加載階段結束時，三組最大荷載200、300、400 mN對應的壓痕深度分別為1475、1790、2034 nm，隨著最大荷載的增加，合金在加載階段結束時的壓痕深度增大；保載階段，三組荷載下對應的蠕變位移分別為78、98、103 nm，300 mN和400 mN荷載下的蠕變位移相近，均大于200 mN荷載下的蠕變位移。從三組載荷下合金壓痕深度的差異可以說明，荷載變化是合金產生彈塑性變形的主要原因。由圖6可以看出，退火態合金在加載階段呈現出和原始態合金相同的趨勢，隨著最大荷載的增加，合金在加載階段結束時對應的壓痕深度值增加，三組荷載對應壓痕深度分別為1030、1259、1522 nm；同樣在保載階段，300 mN和400 mN荷載下的蠕變位移相近約為43 nm，大于200 mN荷載下的蠕變位移為34 nm。根據納米壓痕實驗測得，SLM制備TC4鈦合金原始態的彈性模量為 124 GPa，剛度為1.23×106N/m，而退火態的彈性模量為166 GPa，剛度為0.95×106N/m，經過退火處理后，原始態合金的彈性模量變大，而剛度降低。

圖7a—c分別為SLM制備TC4鈦合金相同最大荷載下原始態和退火態的荷載與位移的關系。從圖7a可以看出，當加載至最大荷載200 mN時，原始態合金的瞬時壓痕深度比退火態合金的瞬時壓痕深度大，原始態合金的瞬時壓痕深度為1475 nm，而退火態合金的瞬時壓痕深度只有1030 nm。保載階段結束時，原始態合金的蠕變位移比退火態的蠕變位移大，原始態合金的蠕變位移為78 nm，退火態的蠕變位移為34 nm。從圖7b和7c中可以看出，最大荷載分別為300 mN和400 mN情況下，原始態和退火態荷載與位移的關系也表現出與圖7a相同的特征。另外，隨著保載階段最大荷載的增加，原始態與退火態兩者的蠕變位移之差越來越大。這是因為退火處理過程中產生大量緊密排列的馬氏體，導致合金的硬度增加，使得退火態合金的壓痕深度小于原始態合金的壓痕深度，網籃組織在一定程度上限制了合金的蠕變變形，從而使退火態合金的蠕變抗力增強。

3.3 蠕變分析

圖8是SLM制備TC4鈦合金原始態和退火態在保載階段的蠕變位移-時間曲線，一般材料的蠕變階段可以分為瞬時蠕變、穩態蠕變和加速蠕變三個階段[23]。從曲線中可以看到，在初始階段，即瞬時蠕變階段蠕變位移增長迅速，后期曲線趨于平緩，蠕變位移增長緩慢，說明合金由瞬時蠕變階段進入穩態蠕變階段，傳統金屬材料壓縮蠕變主要經歷瞬時蠕變和穩態蠕變兩個階段。對蠕變階段的位移-時間曲線進行擬合（所擬合曲線的R2均大于0.98），再利用公式（1），便得到了SLM制備TC4鈦合金在原始態和退火態蠕變階段的壓痕應變速率-時間曲線，如圖9—10。從圖9可以看出，三組荷載下，原始態合金在蠕變階段的三組應變速率均展現出相同的變化趨勢，在瞬時蠕變階段，合金的應變速率較高，呈快速下降的狀態；穩態蠕變階段，原始態合金的應變速率下降緩慢且最終趨向于0。而退火態合金的三組應變速率略有不同，相同時間點，200 mN荷載下的應變速率大于300、400 mN的應變速率。

圖11、圖12為SLM制備TC4鈦合金原始態和退火態在保載階段的硬度-時間曲線，合金的硬度根據公式（2）求得。從圖11—12中可以看出，SLM制備 TC4鈦合金原始態和退火態的硬度隨著保載時間的增加逐漸減小。相同荷載下，原始態合金在蠕變階段的最大壓痕深度大于退火態合金的最大壓痕深度，所以退火態合金的最大硬度大于原始態合金的最大硬度。為了研究穩態蠕變階段的蠕變速率敏感指數m，選取蠕變中后期作為研究對象。利用公式（5）建立蠕變階段的硬度與應變速率的雙對數曲線，即選取圖9—11與圖10—12中的硬度與應變速率作為雙對數坐標軸，并進行線性擬合，便分別得到了SLM制備TC4鈦合金原始態和退火態的蠕變速率敏感指數m，如圖13所示。

圖13中擬合直線的R2值均大于 0.98，說明擬合得到的m值較為準確。荷載為200、300、400 mN時，對應的 SLM制備 TC4鈦合金原始態在穩態蠕變階段的蠕變速率敏感指數m分別為0.054、0.050、0.046，SLM制備TC4鈦合金退火態的m值分別為0.041、0.032、0.022。

蠕變的微觀機理與材料內部組織結構的變化以及位錯組態與行為密切相關。材料在外加荷載作用下產生應力后，晶體中的位錯會發生運動而引起塑性變形，位錯在塑性變形時形成，導致位錯增殖[24-25]。本文研究的是原始態和退火態 TC4合金在室溫下的蠕變，實驗溫度遠低于TC4合金的再結晶溫度（0.5Tm），因此原始態和退火態合金的壓痕蠕變均由位錯蠕變產生[17]。

造成蠕變速率敏感指數m值較為分散的原因，可能是合金內部的位錯攀移和位錯節點[26]。相同狀態下的TC4鈦合金所承受的荷載越大，所對應的m值就越小，即在該荷載下合金抵抗蠕變變形的能力增強。另外，SLM制備TC4鈦合金的退火態的m值要小于原始狀態的m值，這也說明該退火處理方式形成的網籃組織在一定程度上限制了合金的蠕變變形，致使合金的蠕變抗力增強，這與前面得到的結論相吻合。

傳統鑄造TC4鈦合金的蠕變應力指數n為7左右[15]，而本實驗數據轉換成蠕變應力指數n的結果遠大于傳統鑄造合金的蠕變應力指數n，說明 SLM 技術制備的TC4鈦合金的蠕變抗力比傳統鑄造TC4鈦合金的蠕變抗力高，這可能是由于激光選區熔化技術對材料成形件的致密度、冶金結合等方面有極大的提升，從而使SLM技術制備的TC4鈦合金更有益于在荷載下長期服役。

4 結論

1）SLM制備TC4鈦合金原始態的顯微組織主要為片狀α相，退火態合金的顯微組織為網籃組織，含有大量相互交叉的α相馬氏體。

2）納米壓痕實驗結果表明，荷載變化是引起材料彈塑性變形的主因，相同荷載下原始態合金的壓痕深度大于退火態合金的壓痕深度，原始態合金的蠕變位移大于退火態合金的蠕變位移。

3）荷載分別為200、300、400 mN對應SLM制備 TC4鈦合金穩態蠕變階段，原始態合金的蠕變速率敏感指數m值分別為 0.054、0.050、0.046，退火態合金的m值分別為 0.041、0.032、0.022，相同荷載下原始態合金的蠕變速率敏感指數m值大于退火態的蠕變速率敏感指數m值，這是因為網籃組織限制了退火態合金的蠕變變形，導致退火態合金的蠕變抗力增強。

4）SLM制備TC4鈦合金原始態和退火態的蠕變機理均為位錯蠕變。