選區(qū)激光熔化Ti-6Al-4V合金微觀組織結(jié)構(gòu)研究進展

樊世婧，劉梅帥，何 博

(1. 上海工程技術(shù)大學(xué) 高溫合金精密成型研究中心，上海 201620)(2. 上海工程技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 201620)

1 前 言

Ti-6Al-4V合金是α+β兩相鈦合金，具有高比強度、耐腐蝕、輕量化和優(yōu)異的生物相容性等特點，廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶、化工、醫(yī)療等領(lǐng)域[1-3]。但是，金屬鈦熔點高、導(dǎo)熱率低、彈性模量小、冷熱加工難度大，導(dǎo)致傳統(tǒng)加工方法難以滿足Ti-6Al-4V合金復(fù)雜精密構(gòu)件的快速制造要求。近年來，金屬激光增材制造技術(shù)得到研究者的廣泛關(guān)注和大量研究。其中，選區(qū)激光熔化(selective laser melting，SLM)是重要的技術(shù)手段之一，通過逐層鋪粉、微束激光區(qū)域性熔化和凝固等技術(shù)，可以實現(xiàn)具有精細復(fù)雜結(jié)構(gòu)的零部件的增材成形。

SLM成形Ti-6Al-4V合金過程中，高能激光束與金屬粉末發(fā)生瞬時作用，產(chǎn)生極快的冷卻速度和陡峭的熱梯度，導(dǎo)致合金內(nèi)部產(chǎn)生復(fù)雜循環(huán)熱歷史，促使β→α/α′相變產(chǎn)生。因此，SLM成形Ti-6Al-4V合金的微觀組織結(jié)構(gòu)明顯不同于傳統(tǒng)的Ti-6Al-4V合金鑄鍛件。傳統(tǒng)的鑄鍛態(tài)Ti-6Al-4V合金的微觀組織主要呈魏氏組織[4，5]、雙態(tài)組織[6，7]、網(wǎng)籃組織[8，9]、等軸組織[10，11]以及三態(tài)組織[12]等；而SLM Ti-6Al-4V合金通常由沿堆積方向生長的粗大柱狀β晶和內(nèi)部針狀α′馬氏體構(gòu)成[13-15]。不同SLM工藝參數(shù)也會導(dǎo)致Ti-6Al-4V合金微觀組織結(jié)構(gòu)差異。隨著激光能量密度的增加，其微觀組織會發(fā)生由全α′馬氏體→近α′馬氏體→層狀(α+β)相的轉(zhuǎn)變[16]；保持激光能量密度不變，通過改變離焦距離也可獲得層狀(α+β)相[17]。此外，復(fù)雜SLM Ti-6Al-4V合金構(gòu)件由于熱影響分布不同，還會在特定區(qū)域發(fā)生α相球化現(xiàn)象[18]。基于SLM Ti-6Al-4V合金的微觀組織結(jié)構(gòu)特點分析，該合金抗拉強度高(可達1000 MPa以上)，但斷后延伸率通常不超過10%[19-21]。因此，如何通過微觀組織結(jié)構(gòu)控制來優(yōu)化SLM Ti-6Al-4V合金成形件的綜合性能，成為亟待解決的一個重要問題。

目前，國內(nèi)外研究者主要通過優(yōu)化工藝參數(shù)[22-24]、摻雜不同合金元素[25，26]、改善后處理工藝[27-30]等手段對SLM Ti-6Al-4V合金的物相組成、兩相形貌、織構(gòu)以及亞結(jié)構(gòu)等微觀組織結(jié)構(gòu)進行調(diào)控以改善其力學(xué)性能，并取得了大量富有價值的成果。基于此，本文系統(tǒng)性綜述近年來SLM Ti-6Al-4V合金的微觀組織結(jié)構(gòu)特征，以及不同后處理工藝下該合金微觀組織結(jié)構(gòu)演變特征及相關(guān)力學(xué)性能，以期對SLM Ti-6Al-4V合金制造工藝及后處理工藝進一步優(yōu)化，為其力學(xué)性能的進一步提高提供參考。

2 SLM Ti-6Al-4V合金

SLM技術(shù)是一種利用激光熱源將合金粉末快速熔化并快速凝固成形的方法。它首先通過聚焦的激光束對新鋪的金屬粉末層進行加熱和快速熔化；當激光束移開時，沉積的部分與先前的凝固部分重新熔融冷卻；隨后，聚焦的激光束對每次新鋪的金屬粉末層進行加熱、快速熔化和快速冷卻，先前凝固的金屬粉末層將重復(fù)發(fā)生加熱和冷卻的熱循環(huán)[24，31]。因此，相比于傳統(tǒng)的熱機械加工技術(shù)，SLM技術(shù)有以下特點[32-34]：① 陡峭的溫梯度(106℃/m)、快速凝固和快速冷卻速率(可達108℃/s)；② 定向且復(fù)雜的熱循環(huán)歷史，激光熔化和凝固金屬粉末過程中多重凝固零件的再加熱和冷卻循環(huán)。

表1 SLM Ti-6Al-4V合金中β和α′相的晶格常數(shù)及晶體結(jié)構(gòu)圖[31, 33]

3 SLM Ti-6Al-4V合金微觀組織結(jié)構(gòu)

近年來，為了解決SLM Ti-6Al-4V合金不能兼具高強度和高塑性的問題，國內(nèi)外研究者對其微觀組織結(jié)構(gòu)進行了系統(tǒng)研究和有目的的調(diào)控，取得了豐碩成果。基于此，本文對SLM Ti-6Al-4V合金的微觀組織結(jié)構(gòu)特征進行分類概述，主要包括合金的物相組成、初生β晶形貌、α′馬氏體形貌、α′馬氏體與位錯的作用機制、初生β晶與α′馬氏體的晶體學(xué)取向特征等方面，以期為該合金的進一步發(fā)展提供借鑒。

3.1 物相組成

通過調(diào)節(jié)SLM工藝參數(shù)，可以獲得具有不同物相組成的SLM Ti-6Al-4V合金，進而改善合金的力學(xué)性能。例如，梁曉康等[35]發(fā)現(xiàn)由于SLM特有的工藝特點，該合金發(fā)生固態(tài)相變并形成α′+β雙相組織，呈典型的魏氏組織，其抗拉強度可達1390～1430 MPa，但斷后延伸率僅為5.5%～7.0%。Murr等[37]進一步對比研究了不同的SLM工藝后發(fā)現(xiàn)，當合金由多特征相組成時，即HCP-α相、BCC-β相、HCP-α′相以及面心正交結(jié)構(gòu)α″相，其力學(xué)性能更加優(yōu)異，斷后延伸率可高達25%。Xu等[33]則采用原位分解法將α′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閷訝瞀?β相，獲得了綜合性能優(yōu)異的SLM Ti-6Al-4V合金，抗拉強度為1165 MPa且斷后延伸率為11.6%，顯著改善了合金塑性較差的問題。由此可知，減少或者分解α′馬氏體有助于改善SLM Ti-6Al-4V合金的塑性。

3.2 初生β晶形貌

SLM是一個定向凝固的過程[38]，在逐層加工過程中會產(chǎn)生極高的熱梯度，使得SLM Ti-6Al-4V合金內(nèi)形成粗大柱狀初生β晶，并呈外延生長，且初生β晶縱橫截面組織形貌截然不同。其中，縱截面主要為柱狀晶，經(jīng)過甚至穿過堆積層，沿著堆積方向[13]或者傾斜角度較小的方向生長[39]；橫截面則常為等軸狀晶，并呈六邊形網(wǎng)格狀[40]、棋盤狀[41]等分布。

此外，Vrancken等[42]還發(fā)現(xiàn)SLM Ti-6Al-4V合金內(nèi)初生柱狀β晶主要呈<100>取向，該取向晶粒優(yōu)先沿著堆積方向外延生長，并提出了初生β晶沿著熱梯度降低方向呈柱狀生長的生長機制[25]。Wu等[1]將激光掃描角度從常規(guī)的67°調(diào)整為90°后發(fā)現(xiàn)，在平行于堆積方向上初生β晶呈柱狀，而在垂直于堆積方向上β晶與針狀α′馬氏體互相限制，使得垂直于堆積方向的初生β晶呈棋盤狀。因此，初生β晶的三維形態(tài)呈四棱柱。而后，Kumar等[43]發(fā)現(xiàn)通過調(diào)整激光掃描參數(shù)還可導(dǎo)致初生β晶的晶界呈不規(guī)則排列，實現(xiàn)該合金強度(>1100 MPa)和塑性(>12%)的優(yōu)異結(jié)合，其中，垂直于堆積方向初生β晶呈等軸狀且平均晶粒尺寸為140 μm，水平于堆積方向的β晶的晶界呈不連續(xù)鋸齒狀，如圖1所示。由此可見，初生β晶的形貌及晶體取向等對SLM Ti-6Al-4V合金的力學(xué)性能也有著顯著的影響。

圖1 SLM Ti-6Al-4V合金微觀組織照片[43]：(a)垂直堆積方向，(b)水平堆積方向

3.3 α′馬氏體形貌

由于SLM工藝極快的冷卻速率，SLM Ti-6Al-4V合金內(nèi)α′馬氏體通常為針狀；α′馬氏體與初生β晶之間特定的Burgers取向關(guān)系，又會使α′馬氏體發(fā)生變體選擇，并呈特定夾角分布，例如人字形[44]、Z字型[45]等；而合金制備過程中特有的熱循環(huán)史又會導(dǎo)致α′馬氏體發(fā)生分級現(xiàn)象，形成一次、二次等多次馬氏體[46]。因此，系統(tǒng)研究α′馬氏體的不同形貌特征，對優(yōu)化SLM Ti-6Al-4V合金力學(xué)性能及其工藝參數(shù)等都具有一定的參考價值。

圖2 SLM Ti-6Al-4V合金馬氏體組織及其演變機制[34]

3.4 α′馬氏體與位錯的作用機制

SLM Ti-6Al-4V合金內(nèi)α′馬氏體滑移系很少，細小的馬氏體及其極小的層間距又進一步阻礙位錯運動，從而顯著影響了該合金的力學(xué)性能。根據(jù)von-Mises米塞斯屈服準則，孿晶的形成、晶體取向的變化以及二次滑移體系的附加變形都是協(xié)調(diào)HCP-α′馬氏體變形的有利條件[49]。因此，闡明α′馬氏體與位錯及孿晶之間的作用機制將有利于調(diào)控SLM Ti-6Al-4V合金的力學(xué)性能。

2015年，Manikandakumar等[50]研究提出，是α叢域和α板條的大小決定了SLM Ti-6Al-4V合金的力學(xué)性能，并將其歸因于α板條和α叢域的尺寸較小時易于產(chǎn)生位錯堆積，限制位錯運動，從而抑制塑性變形。Tao等[51]研究發(fā)現(xiàn)，含高密度位錯的α′馬氏體片晶交錯分布在初生柱狀β晶中，這種非平衡結(jié)構(gòu)雖使合金的強度滿足生產(chǎn)實際的需求，但塑性較差。Zafari等[23]通過改變SLM工藝參數(shù)獲得具有完全馬氏體的SLM Ti-6Al-4V合金，其中板條α′馬氏體與堆積方向成45°，且內(nèi)部存在二次馬氏體、位錯和孿晶，并實現(xiàn)了強度為1150 MPa和塑性為14%～15%的優(yōu)異結(jié)合。

Yan等[27]結(jié)合透射電子顯微鏡表征進一步證實了α′馬氏體內(nèi)存在高密度位錯，且較短的有效滑移長度使其塑性較差但強度高達1241 MPa。Voisin等[52]進一步發(fā)現(xiàn)高密度位錯結(jié)構(gòu)通過移動和相互作用或減少位錯的移動和孿晶的平均自由程以增加合金的強度，使得合金試樣抗拉強度高達1420 MPa，如圖3所示。因此，SLM Ti-6Al-4V合金內(nèi)α′馬氏體、位錯和孿晶之間的相互作用可顯著影響其力學(xué)性能。

3.5 β相與α′馬氏體的晶體學(xué)取向特征

圖4 SLM Ti-6Al-4V的12種α′變體分布頻率[47]

4 后處理對SLM Ti-6Al-4V合金的影響

SLM Ti-6Al-4V合金雖然具有較高的強度，但塑性較差，且成形構(gòu)件存在較大內(nèi)應(yīng)力及孔洞等缺陷。為了更好地適應(yīng)生產(chǎn)生活需要，通常需要采用后處理工藝調(diào)控合金性能，改善內(nèi)部缺陷[55-74]。為此，國內(nèi)外研究者常采用熱等靜壓(hot isostatic pressing，HIP)技術(shù)[51，55-61]和熱處理[62-74]作為SLM Ti-6Al-4V合金的后處理，將亞穩(wěn)態(tài)α′馬氏體分解為平衡態(tài)α+β相，主要呈片層組織[27，57]、網(wǎng)籃組織[57，65]、雙態(tài)組織[66]、近等軸組織[64，67]、魏氏組織[68-69]等微觀組織形態(tài)，以期改善成形構(gòu)件性能。

4.1 熱等靜壓處理

熱等靜壓處理是一種以惰性氣體為傳壓介質(zhì)，在高溫高壓的共同作用下，向置于密閉容器中的樣品施加各向同等壓力的后處理方法。通常熱等靜壓處理后，SLM Ti-6Al-4V合金的微觀組織由針狀α′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶?α+β)相，殘余應(yīng)力和孔隙被部分甚至完全消除，從而改善合金的性能[44，51，55-61]。例如，Qiu等[44]發(fā)現(xiàn)，熱等靜壓(920 ℃/103 MPa/4 h )處理后，SLM Ti-6Al-4V 合金的孔隙率明顯下降，實現(xiàn)了塑性(18%)和強度(1000 MPa)的優(yōu)異結(jié)合。在相同熱等靜壓處理溫度下，減少壓力和作用時間，也可達到改善合金組織和性能目的。例如Benedetti等[58]發(fā)現(xiàn)SLM Ti-6Al-4V合金經(jīng)熱等靜壓(920 ℃/100 MPa/2 h)處理后，原始針狀α′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺瞀?β相，如圖5所示，α相內(nèi)部不同類型滑移系被驅(qū)動以及β相體積分數(shù)增加均有利于改善合金的塑性。同時，合金的孔隙率由0.20%降為0.07%，殘余應(yīng)力由表面向內(nèi)部呈下降趨勢。Tao等[51]還發(fā)現(xiàn)熱等靜壓處理可以消除SLM Ti-6Al-4V合金力學(xué)性能的各向異性。Wu等[56]進一步提高熱等靜壓處理溫度(1000 ℃/150 MPa/1 h)發(fā)現(xiàn)，SLM Ti-6Al-4V合金內(nèi)針狀α′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)棣?β層狀組織，并且孔隙率下降，盤狀缺陷明顯消除，如圖6所示。為探索最佳SLM Ti-6Al-4V合金熱等靜壓處理工藝，Yan等[60]制定了多種熱等靜壓處理工藝，發(fā)現(xiàn)隨著熱等靜壓溫度和時間的增加，合金中板條α相逐漸細化且含量下降，α相內(nèi)位錯密度降低。當熱等靜壓處理條件為940 ℃/3 h/150 MPa時，合金拉伸強度和延伸率達到最佳匹配，分別為890 MPa和～14.0%。

圖5 SLM Ti-6Al-4V合金熱等靜壓處理前后OM照片[58]：(a)原始態(tài)，(b)熱等靜壓處理后

圖6 熱等靜壓處理前后SLM Ti-6Al-4V合金缺陷SEM照片[56]：(a)原始態(tài)，(b)熱等靜壓處理態(tài)(白色箭頭所指為盤狀缺陷)

4.2 熱處理

圖7 不同退火工藝下SLM Ti-6Al-4V合金的TEM照片[70]：(a)700 ℃/2 h，(b)800 ℃/2 h，(c)800 ℃/6 h

熱處理還可以改善Ti-6Al-4V合金在SLM成形過程中由于溫度梯度所產(chǎn)生的殘余應(yīng)力、裂紋、零件變形等問題[71-74]。Li等[72]對SLM Ti-6Al-4V合金進行650～950 ℃不同溫度下的熱處理發(fā)現(xiàn)，當熱處理溫度達到750 ℃，針狀α′馬氏體完全消失轉(zhuǎn)變?yōu)閷訝?α+β)相，殘余應(yīng)力完全消除。

4.3 脈沖電流處理

近年來，脈沖電流處理(electropulsing，EPT)作為SLM Ti-6Al-4V合金的后處理手段也得到了研究者的關(guān)注。EPT技術(shù)是一種瞬時非平衡處理手段，能夠通過影響物質(zhì)中電子的運動而將能量作用到原子尺度，從而對材料的微觀組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能產(chǎn)生顯著的影響[75，76]。2021年，Gao等[77]利用EPT處理SLM Ti-6Al-4V合金，發(fā)現(xiàn)EPT處理過程中合金微觀組織結(jié)構(gòu)和顯微硬度顯著改變。隨著電壓升高，初生柱狀β晶晶界首先變得平直，然后變?yōu)殇忼X狀，進一步增加電壓，β晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀并逐漸粗化。而片層α相隨著電壓升高先粗化后細化然后再粗化，合金硬度隨著電壓的升高先降低后升高最后趨于不變，如圖8所示。分析認為，EPT通過熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)的耦合使合金相變熱力學(xué)勢壘降低，導(dǎo)致微觀組織結(jié)構(gòu)發(fā)生演變，使合金硬度提高，可達400HV0.2。由此可知，脈沖電流處理技術(shù)也是一種具有改善SLM制造金屬構(gòu)件的組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的新型、高效的后處理方法。目前對于EPT處理SLM Ti-6Al-4V合金的微觀組織結(jié)構(gòu)及性能調(diào)控尚處于探索階段，仍需進一步探索。

圖8 脈沖電流處理(EPT)原理示意圖(a)，EPT誘導(dǎo)SLM Ti-6Al-4V合金微觀組織-硬度演變機制(b)[77]

5 結(jié) 語

綜上所述，國內(nèi)外研究者對選區(qū)激光熔化(SLM)Ti-6Al-4V合金的物相組成、兩相組織形貌、位錯作用機制、晶體學(xué)特征以及不同后處理工藝下該合金微觀組織和性能特征進行了大量研究，并取得了有效進展。SLM Ti-6Al-4V合金作為一種性能優(yōu)良的合金擁有著廣泛的應(yīng)用前景，但仍存在一些問題亟待解決。

首先，SLM Ti-6Al-4V合金的微觀組織結(jié)構(gòu)演變機理十分復(fù)雜，尤其是α′馬氏體的組織特征及其與位錯、孿晶之間相互作用機制以及α′馬氏體的變體選擇機理，這些都仍需進一步深入研究。

其次，熱等靜壓處理和熱處理作為SLM Ti-6Al-4V合金的后處理工藝，可以有效調(diào)控該合金的綜合性能并改善其內(nèi)部缺陷等問題。在未來，后處理工藝技術(shù)及設(shè)備的探究對SLM Ti-6Al-4V合金組織性能具有很大的影響，決定著性能優(yōu)異的SLM Ti-6Al-4V金屬構(gòu)件的制造和使用。

最后，脈沖電流處理可以作為一種改善SLM制造金屬構(gòu)件的組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的新型、高效的后處理技術(shù)，目前，該技術(shù)對SLM Ti-6Al-4V合金的微觀組織結(jié)構(gòu)及性能調(diào)控機理尚處于探索階段，需要深入研究其工藝參數(shù)-組織結(jié)構(gòu)-力學(xué)性能之間的作用關(guān)系，為增材制造金屬的后處理技術(shù)研究提供新方向。