选区激光熔化Ti-6Al-4V合金微观组织结构研究进展

2023-12-13樊世婧刘梅帅

中国材料进展 2023年11期

樊世婧，刘梅帅，何博

(1. 上海工程技术大学高温合金精密成型研究中心，上海 201620)(2. 上海工程技术大学材料科学与工程学院，上海 201620)

1 前言

Ti-6Al-4V合金是α+β两相钛合金，具有高比强度、耐腐蚀、轻量化和优异的生物相容性等特点，广泛应用于航空、航天、船舶、化工、医疗等领域[1-3]。但是，金属钛熔点高、导热率低、弹性模量小、冷热加工难度大，导致传统加工方法难以满足Ti-6Al-4V合金复杂精密构件的快速制造要求。近年来，金属激光增材制造技术得到研究者的广泛关注和大量研究。其中，选区激光熔化(selective laser melting，SLM)是重要的技术手段之一，通过逐层铺粉、微束激光区域性熔化和凝固等技术，可以实现具有精细复杂结构的零部件的增材成形。

SLM成形Ti-6Al-4V合金过程中，高能激光束与金属粉末发生瞬时作用，产生极快的冷却速度和陡峭的热梯度，导致合金内部产生复杂循环热历史，促使β→α/α′相变产生。因此，SLM成形Ti-6Al-4V合金的微观组织结构明显不同于传统的Ti-6Al-4V合金铸锻件。传统的铸锻态Ti-6Al-4V合金的微观组织主要呈魏氏组织[4，5]、双态组织[6，7]、网篮组织[8，9]、等轴组织[10，11]以及三态组织[12]等；而SLM Ti-6Al-4V合金通常由沿堆积方向生长的粗大柱状β晶和内部针状α′马氏体构成[13-15]。不同SLM工艺参数也会导致Ti-6Al-4V合金微观组织结构差异。随着激光能量密度的增加，其微观组织会发生由全α′马氏体→近α′马氏体→层状(α+β)相的转变[16]；保持激光能量密度不变，通过改变离焦距离也可获得层状(α+β)相[17]。此外，复杂SLM Ti-6Al-4V合金构件由于热影响分布不同，还会在特定区域发生α相球化现象[18]。基于SLM Ti-6Al-4V合金的微观组织结构特点分析，该合金抗拉强度高(可达1000 MPa以上)，但断后延伸率通常不超过10%[19-21]。因此，如何通过微观组织结构控制来优化SLM Ti-6Al-4V合金成形件的综合性能，成为亟待解决的一个重要问题。

目前，国内外研究者主要通过优化工艺参数[22-24]、掺杂不同合金元素[25，26]、改善后处理工艺[27-30]等手段对SLM Ti-6Al-4V合金的物相组成、两相形貌、织构以及亚结构等微观组织结构进行调控以改善其力学性能，并取得了大量富有价值的成果。基于此，本文系统性综述近年来SLM Ti-6Al-4V合金的微观组织结构特征，以及不同后处理工艺下该合金微观组织结构演变特征及相关力学性能，以期对SLM Ti-6Al-4V合金制造工艺及后处理工艺进一步优化，为其力学性能的进一步提高提供参考。

2 SLM Ti-6Al-4V合金

SLM技术是一种利用激光热源将合金粉末快速熔化并快速凝固成形的方法。它首先通过聚焦的激光束对新铺的金属粉末层进行加热和快速熔化；当激光束移开时，沉积的部分与先前的凝固部分重新熔融冷却；随后，聚焦的激光束对每次新铺的金属粉末层进行加热、快速熔化和快速冷却，先前凝固的金属粉末层将重复发生加热和冷却的热循环[24，31]。因此，相比于传统的热机械加工技术，SLM技术有以下特点[32-34]：① 陡峭的温梯度(106℃/m)、快速凝固和快速冷却速率(可达108℃/s)；② 定向且复杂的热循环历史，激光熔化和凝固金属粉末过程中多重凝固零件的再加热和冷却循环。

表1 SLM Ti-6Al-4V合金中β和α′相的晶格常数及晶体结构图[31, 33]

3 SLM Ti-6Al-4V合金微观组织结构

近年来，为了解决SLM Ti-6Al-4V合金不能兼具高强度和高塑性的问题，国内外研究者对其微观组织结构进行了系统研究和有目的的调控，取得了丰硕成果。基于此，本文对SLM Ti-6Al-4V合金的微观组织结构特征进行分类概述，主要包括合金的物相组成、初生β晶形貌、α′马氏体形貌、α′马氏体与位错的作用机制、初生β晶与α′马氏体的晶体学取向特征等方面，以期为该合金的进一步发展提供借鉴。

3.1 物相组成

通过调节SLM工艺参数，可以获得具有不同物相组成的SLM Ti-6Al-4V合金，进而改善合金的力学性能。例如，梁晓康等[35]发现由于SLM特有的工艺特点，该合金发生固态相变并形成α′+β双相组织，呈典型的魏氏组织，其抗拉强度可达1390～1430 MPa，但断后延伸率仅为5.5%～7.0%。Murr等[37]进一步对比研究了不同的SLM工艺后发现，当合金由多特征相组成时，即HCP-α相、BCC-β相、HCP-α′相以及面心正交结构α″相，其力学性能更加优异，断后延伸率可高达25%。Xu等[33]则采用原位分解法将α′马氏体转变为层状α+β相，获得了综合性能优异的SLM Ti-6Al-4V合金，抗拉强度为1165 MPa且断后延伸率为11.6%，显著改善了合金塑性较差的问题。由此可知，减少或者分解α′马氏体有助于改善SLM Ti-6Al-4V合金的塑性。

3.2 初生β晶形貌

SLM是一个定向凝固的过程[38]，在逐层加工过程中会产生极高的热梯度，使得SLM Ti-6Al-4V合金内形成粗大柱状初生β晶，并呈外延生长，且初生β晶纵横截面组织形貌截然不同。其中，纵截面主要为柱状晶，经过甚至穿过堆积层，沿着堆积方向[13]或者倾斜角度较小的方向生长[39]；横截面则常为等轴状晶，并呈六边形网格状[40]、棋盘状[41]等分布。

此外，Vrancken等[42]还发现SLM Ti-6Al-4V合金内初生柱状β晶主要呈<100>取向，该取向晶粒优先沿着堆积方向外延生长，并提出了初生β晶沿着热梯度降低方向呈柱状生长的生长机制[25]。Wu等[1]将激光扫描角度从常规的67°调整为90°后发现，在平行于堆积方向上初生β晶呈柱状，而在垂直于堆积方向上β晶与针状α′马氏体互相限制，使得垂直于堆积方向的初生β晶呈棋盘状。因此，初生β晶的三维形态呈四棱柱。而后，Kumar等[43]发现通过调整激光扫描参数还可导致初生β晶的晶界呈不规则排列，实现该合金强度(>1100 MPa)和塑性(>12%)的优异结合，其中，垂直于堆积方向初生β晶呈等轴状且平均晶粒尺寸为140 μm，水平于堆积方向的β晶的晶界呈不连续锯齿状，如图1所示。由此可见，初生β晶的形貌及晶体取向等对SLM Ti-6Al-4V合金的力学性能也有着显著的影响。

图1 SLM Ti-6Al-4V合金微观组织照片[43]：(a)垂直堆积方向，(b)水平堆积方向

3.3 α′马氏体形貌

由于SLM工艺极快的冷却速率，SLM Ti-6Al-4V合金内α′马氏体通常为针状；α′马氏体与初生β晶之间特定的Burgers取向关系，又会使α′马氏体发生变体选择，并呈特定夹角分布，例如人字形[44]、Z字型[45]等；而合金制备过程中特有的热循环史又会导致α′马氏体发生分级现象，形成一次、二次等多次马氏体[46]。因此，系统研究α′马氏体的不同形貌特征，对优化SLM Ti-6Al-4V合金力学性能及其工艺参数等都具有一定的参考价值。

图2 SLM Ti-6Al-4V合金马氏体组织及其演变机制[34]

3.4 α′马氏体与位错的作用机制

SLM Ti-6Al-4V合金内α′马氏体滑移系很少，细小的马氏体及其极小的层间距又进一步阻碍位错运动，从而显著影响了该合金的力学性能。根据von-Mises米塞斯屈服准则，孪晶的形成、晶体取向的变化以及二次滑移体系的附加变形都是协调HCP-α′马氏体变形的有利条件[49]。因此，阐明α′马氏体与位错及孪晶之间的作用机制将有利于调控SLM Ti-6Al-4V合金的力学性能。

2015年，Manikandakumar等[50]研究提出，是α丛域和α板条的大小决定了SLM Ti-6Al-4V合金的力学性能，并将其归因于α板条和α丛域的尺寸较小时易于产生位错堆积，限制位错运动，从而抑制塑性变形。Tao等[51]研究发现，含高密度位错的α′马氏体片晶交错分布在初生柱状β晶中，这种非平衡结构虽使合金的强度满足生产实际的需求，但塑性较差。Zafari等[23]通过改变SLM工艺参数获得具有完全马氏体的SLM Ti-6Al-4V合金，其中板条α′马氏体与堆积方向成45°，且内部存在二次马氏体、位错和孪晶，并实现了强度为1150 MPa和塑性为14%～15%的优异结合。

Yan等[27]结合透射电子显微镜表征进一步证实了α′马氏体内存在高密度位错，且较短的有效滑移长度使其塑性较差但强度高达1241 MPa。Voisin等[52]进一步发现高密度位错结构通过移动和相互作用或减少位错的移动和孪晶的平均自由程以增加合金的强度，使得合金试样抗拉强度高达1420 MPa，如图3所示。因此，SLM Ti-6Al-4V合金内α′马氏体、位错和孪晶之间的相互作用可显著影响其力学性能。

3.5 β相与α′马氏体的晶体学取向特征

图4 SLM Ti-6Al-4V的12种α′变体分布频率[47]

4 后处理对SLM Ti-6Al-4V合金的影响

SLM Ti-6Al-4V合金虽然具有较高的强度，但塑性较差，且成形构件存在较大内应力及孔洞等缺陷。为了更好地适应生产生活需要，通常需要采用后处理工艺调控合金性能，改善内部缺陷[55-74]。为此，国内外研究者常采用热等静压(hot isostatic pressing，HIP)技术[51，55-61]和热处理[62-74]作为SLM Ti-6Al-4V合金的后处理，将亚稳态α′马氏体分解为平衡态α+β相，主要呈片层组织[27，57]、网篮组织[57，65]、双态组织[66]、近等轴组织[64，67]、魏氏组织[68-69]等微观组织形态，以期改善成形构件性能。

4.1 热等静压处理

热等静压处理是一种以惰性气体为传压介质，在高温高压的共同作用下，向置于密闭容器中的样品施加各向同等压力的后处理方法。通常热等静压处理后，SLM Ti-6Al-4V合金的微观组织由针状α′马氏体转变为平衡(α+β)相，残余应力和孔隙被部分甚至完全消除，从而改善合金的性能[44，51，55-61]。例如，Qiu等[44]发现，热等静压(920 ℃/103 MPa/4 h )处理后，SLM Ti-6Al-4V 合金的孔隙率明显下降，实现了塑性(18%)和强度(1000 MPa)的优异结合。在相同热等静压处理温度下，减少压力和作用时间，也可达到改善合金组织和性能目的。例如Benedetti等[58]发现SLM Ti-6Al-4V合金经热等静压(920 ℃/100 MPa/2 h)处理后，原始针状α′马氏体转变为片状α+β相，如图5所示，α相内部不同类型滑移系被驱动以及β相体积分数增加均有利于改善合金的塑性。同时，合金的孔隙率由0.20%降为0.07%，残余应力由表面向内部呈下降趋势。Tao等[51]还发现热等静压处理可以消除SLM Ti-6Al-4V合金力学性能的各向异性。Wu等[56]进一步提高热等静压处理温度(1000 ℃/150 MPa/1 h)发现，SLM Ti-6Al-4V合金内针状α′马氏体转变为α+β层状组织，并且孔隙率下降，盘状缺陷明显消除，如图6所示。为探索最佳SLM Ti-6Al-4V合金热等静压处理工艺，Yan等[60]制定了多种热等静压处理工艺，发现随着热等静压温度和时间的增加，合金中板条α相逐渐细化且含量下降，α相内位错密度降低。当热等静压处理条件为940 ℃/3 h/150 MPa时，合金拉伸强度和延伸率达到最佳匹配，分别为890 MPa和～14.0%。

图5 SLM Ti-6Al-4V合金热等静压处理前后OM照片[58]：(a)原始态，(b)热等静压处理后

图6 热等静压处理前后SLM Ti-6Al-4V合金缺陷SEM照片[56]：(a)原始态，(b)热等静压处理态(白色箭头所指为盘状缺陷)

4.2 热处理

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

热处理还可以改善Ti-6Al-4V合金在SLM成形过程中由于温度梯度所产生的残余应力、裂纹、零件变形等问题[71-74]。Li等[72]对SLM Ti-6Al-4V合金进行650～950 ℃不同温度下的热处理发现，当热处理温度达到750 ℃，针状α′马氏体完全消失转变为层状(α+β)相，残余应力完全消除。

4.3 脉冲电流处理

近年来，脉冲电流处理(electropulsing，EPT)作为SLM Ti-6Al-4V合金的后处理手段也得到了研究者的关注。EPT技术是一种瞬时非平衡处理手段，能够通过影响物质中电子的运动而将能量作用到原子尺度，从而对材料的微观组织结构和力学性能产生显著的影响[75，76]。2021年，Gao等[77]利用EPT处理SLM Ti-6Al-4V合金，发现EPT处理过程中合金微观组织结构和显微硬度显著改变。随着电压升高，初生柱状β晶晶界首先变得平直，然后变为锯齿状，进一步增加电压，β晶转变为等轴状并逐渐粗化。而片层α相随着电压升高先粗化后细化然后再粗化，合金硬度随着电压的升高先降低后升高最后趋于不变，如图8所示。分析认为，EPT通过热效应和非热效应的耦合使合金相变热力学势垒降低，导致微观组织结构发生演变，使合金硬度提高，可达400HV0.2。由此可知，脉冲电流处理技术也是一种具有改善SLM制造金属构件的组织结构和力学性能的新型、高效的后处理方法。目前对于EPT处理SLM Ti-6Al-4V合金的微观组织结构及性能调控尚处于探索阶段，仍需进一步探索。