ZongyuXiea,YuDaib,XiaoqinOua,*,SongNia,MinSonga

摘要：

本文采用激光选区熔化(SLM)技术制备了不同取向的Ti-6Al-4V合金，分别命名为SLM-1和SLM-2。利用x射线衍射、光学显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜对SLM-1和SLM-2的微观结构进行了表征。结果表明，两种样品均存在密排六方(hcp)结构中的α和α‘相，以及体心立方(bcc)结构中的残余β相。然而，不同的SLM构建取向导致最终材料的冷却速率和α/α’比率不同。沿厚度方向成构取向的SLM-1合金比沿长度方向成构取向的SLM-2合金具有更高的冷却速率和更低的α/α‘比。此外，SLM-1合金中存在少量马氏体(α’‘)相，它是β和α’相之间的中间相。低α/α‘比和α’‘相的存在使SLM-1合金具有较高的抗拉强度，但其塑性变差。相比之下，无α’‘马氏体的SLM-2合金的α/α’比值更大，其塑性更好，而抗拉强度略有降低。

关键词：激光选区熔化Ti-6Al-4V合金构建取向相成分拉伸性能

1、引言

增材制造(AM)作为一种近净成形的制造技术，可以节约原材料，提高效率，减少后处理的工作量。选择性激光熔化(SLM)是目前最成熟的AM技术之一，其独特的优势是交货时间短、设计自由度高。SLM方法已成功应用于工业制造金属材料，如Ti合金、Al合金和钢铁材料。在过去的几十年里，钛合金因其高强度重量比、良好的耐腐蚀和耐热性、低弹性模量和优异的生物相容性等优异性能而被广泛应用于航空航天、造船和生物骨骼领域。然而，传统方法制造的钛合金后处理成本高，严重制约了其发展，近净成形SLM技术表现出了其特殊的优势。

Ti-6Al-4V合金作为第一种商用钛合金，可以很好地代表SLM用钛合金。表1总结了采用选择性电子束熔化(SEBM)法、固溶时效(STA)法、铣退火(MA)法和SLM法等不同工艺制备的Ti-6Al-4V合金的组织和拉伸性能。Ti-6Al-4V合金是由密排六方(hcp，α)和体心立方(bcc，β)组织组成的。然而，在SLM法制备的Ti-6Al-4V合金中也可能存在正交晶型-α‘’和HCP-α‘相等马氏体。这两种马氏体相的形成是β和α组织之间非扩散相变的结果。马氏体组织的存在有利于提高SLM制备的Ti-6Al-4V合金的抗拉强度，但降低了延伸率。由表1可知，SLM制备的Ti-6Al-4V合金具有较高的抗拉强度，但塑性较低。例如，Gongetal.发现SLM制备的Ti-6Al-4V合金的抗拉强度达到MPa，远远高于锻造、STA和MA制备的Ti-6Al-4V合金。

表1不同工艺制备的Ti-6Al-4V合金，其中α、α’和β相分别代表hcp、hcp和bcc组织

对于SLM制备的Ti-6Al-4V合金,一部分研究集中在后处理过程来提高其强度和延性的组合特性,而其他人旨在通过优化SLM的关键参数,即激光功率(P)、层厚度(τ),激光扫描速度(v),舱口间距(h)和焦偏移距离(FOD)来提高合金性能。传统后处理方法可以在一定程度上提高性能，但与SLM参数的微小变化所带来的微观结构优化以及显著性能提升相比，这是微不足道的。Xu等人发现激光能量密度()与针状α’相和超细层状(α+β)结构的形成密切相关。激光能量密度越低，合金中马氏体α’相含量越高。除此之外，Zafarietal.报道，SLM过程中很少使用的变量——FOD的增加会降低能量密度。需要注意的是，仅仅通过调整一个加工变量来控制激光能量密度是不够的，为了控制块体材料的微观结构和进一步的力学性能，有必要设计一个关键合适的SLM加工变量组合。

SLM过程为快速凝固过程，冷却速率为~K/s，远远超过β→α相转变(~20℃/s)和β→α‘/α‘’马氏体相变(~℃/s)的临界冷却速率。因此，在SLM过程中，极快的冷却速度会导致Ti-6Al-4V合金中β→α‘或α‘’马氏体转变。一般情况下，SLM制备的Ti-6Al-4V合金由针状α‘相和柱状β相组成，偶尔也可由细小的(α+β)片层组成。由于β相稳定元素含量低，在SLM制备的Ti-6Al-4V合金中很少观察到α‘’相。

除上述关键参数外，构建取向对SLM钛合金的微观组织和力学性能也有影响。因此，本文着重研究了不同构建取向对SLM制备的Ti-6Al-4V合金组织和力学性能的影响，并为该合金确定了更优的构建取向。

2、实验方法

本次研究采用等离子焰炬雾化Ti-6Al-4V(89.7w.t.%Ti,5.8w.t.%Al,4.5w.t.%V)粉末，平均粒径为36μm。采用SLMSolutionGroupAG公司生产的SLM.0激光选区熔化(SLM)机制备了Ti-6Al-4V合金。在机器工作前，将粉床预热至℃左右，建筑室充氩气，以确保氧气含量在80ppm以下。本研究选择正交带扫描方式，扫描角度为每一层围绕z轴旋转37°。使用的SLM参数如下:层厚(30mm)，激光功率(芯数:W;外壳:w，激光扫描速度(核心:mm/s;外壳:毫米/秒)，舱口间距(0.06毫米)，焦偏移距离(0毫米)。本研究的SLM参数是根据SLMsolutionsGroupAG[30]的MaterialDataSheet选择的，其中包括了实践中关键SLM参数的适当组合方案，以获得最佳的Ti-6A-4V合金力学性能。图1a和图b的示意图分别显示了本研究中两个不同SLM构建方向的样本，即SLM-1和SLM-2。图1a中的SLM-1样品沿厚度方向(L1)搭建，图1b中的SLM-2样品沿长度方向(L2)搭建。

图1(a)SLM-1试样沿厚度方向打印(L1)，(b)SLM-2试样沿长度方向打印(L2)，其中L2＞L1。用绿色虚线标出的切片表示为单个样品选择的TEM和EBSD测试切片。(读者可以参考本文的Web版本来理解图中颜色的含义)。

用x射线衍射(XRD)光谱(CuKα辐射，0.02°步长，2°/min的扫描速率)测试了打印样品中的相组成。对XRD的结果利用MAUD软件[31]计算了合金的相组分。制备后的试样被加工成尺寸为15mm×Φ4mm的拉伸试样。拉伸试验在室温下使用Instron-通用测试仪器进行，加载速度为1mm/min。使用光学显微镜(OM)、FEITitanG透射电子显微镜(TEM)和NovaNanoSEM扫描电子显微镜(SEM)观察样品的微观结构。用于OM观察的样品经过抛光后，使用Kroll试剂进行蚀刻。TEM和EBSD分析的样品准备如下:从构建样本中切下0.5毫米厚度的片状样品,薄片的截面分别与SLM-1试样的XY平面平行和SLM-2的XZ平面平行,见图1。然后机械抛光至60μm厚度，并在35%正丁醇、5%高氯酸和60%甲醇溶液组成的电解液中，在-25℃、30V电压下进行双射流电解抛光。

3、结果

3.1XRD图谱

图2为SLM-1和SLM-2合金的XRD图谱。可以看出，两种样品均由β和α/α‘相组成。α相和α’相均处于HCP结构中，具有相似的晶格参数，因此在XRD谱图上具有相同的衍射峰。此外，（）β平面的衍射峰与（）α’平面的衍射峰重叠。因此，很难根据它们的峰值位置(衍射角)来区分这三个相。但是，SLM-1和SLM-2样品中各相的含量可以通过MAUD软件根据β、α和α’相的强度差计算出来，如表2所示。结果表明，SLM-1和SLM-2合金主要由α和α’相以及少量β相(小于15%)组成。与SLM-1合金相比，SLM-2合金中α和β相较多，α’相较少。

表2SLM-1和SLM-2合金的相含量

图2SLM-1和SLM-2样品的XRD图谱

3.2显微结构的观察

图3a和b为SLM-1样品的OM显微图。在原柱状β晶粒内部形成大量针状α‘马氏体相，在SLM-1合金内部残留少量β相。针状α’结构具有平行排列，似乎在一个原始β晶粒(用绿虚线标记)中共享相同的晶体取向(用蓝色小圈标记)。此外，还可以观察到少量的α相，如图3b中红色小圆所示。图3c和d为SLM-2样品的OM显微图。原始β柱状晶粒沿构建方向平行生长，长度可达毫米，平均宽度约为μm。一方面，一个β晶粒可以在柱状尖端分枝，另一方面，相邻的两个β晶粒一旦接触，就会合并为一个较粗的晶粒，如图3c所示。值得注意的是针状α‘颗粒(蓝色圆圈标记)是平行排列的，而α颗粒(红色椭圆标记)是无序排列的。此外，SLM-2合金局部存在重熔区域，如图3d中两条红线之间的区域所示。重熔区不存在α’相，这是因为在重熔过程中α‘相分解为α+β相。Xuetal.报道，改变SLM工艺参数导致了Ti-6Al-V合金形成丰富的由细小的α+β片层组成的重熔区，这种重熔过程相当于淬火后的短时效处理。

图3(a-b)SLM-1和(c-d)SLM-2合金的OM显微图

图4a-f显示了SLM-1和SLM-2的EBSD图谱和晶粒尺寸分布。图4a和d的EBSD图显示，在两个相邻的β晶粒内部形成的织构(α+α‘)相具有不同的晶体取向。在SLM-1合金中，基于图4b和e的EBSD图谱,通过分析不同阶段的体积分数，β相和(α+α‘)相的含量分别是10%和90%,而在SLM-2合金中β相和(α+α‘)相的含量分别是13%和87%。这些数值与表2的XRD结果吻合较好。SLM-2的平均晶粒尺寸为3.56μm，而SLM-1的晶粒尺寸相对较小，为2.25μm。从图4c和f中可以看出，SLM-2样品的微观组织较粗是由于SLM过程中的冷却速率较慢造成的。Yangetal.发现在SLM过程中，一个样品的熔池到基体的距离会影响Ti-6Al-4V合金的微观组织，即晶粒尺寸和相组成。

图4(a)EBSD显微照片;(b)相分析;(c)SLM-1晶粒尺寸分布;(d)EBSD显微照片，(e)相分析和(f)SLM-2晶粒尺寸分布。(a)中的红色虚线代表扫描方向的熔池，(d)中的蓝色虚线代表原始β晶粒的晶界。(读者可以参考本文的Web版本来理解图中颜色的含义。)

图5a和c为SLM-1合金的TEM亮场像和相应的选区电子衍射(SAED)图。结果表明，该合金主要由α‘和α相组成。α相对应于红色虚线包围的针状结构，而α’相对应于蓝色虚线包围的针状结构。晶带轴与轴平行，图5b中的SAED图表明SLM-1合金中的α‘相由()α亚孪晶组织组成。Guo等人也观察到了类似的结果。此外，SLM-1合金中还存在少量的两种不同变体的α相，如图5c中的SAED图所示。一种是图5a中虚线黄线标记的水平方向α’‘颗粒;另一种对应于紫色虚线标记的垂直取向α’‘晶粒。此外，还检测了残留β相的衍射图样。β相与α’‘相的取向关系为:这与Zhangetal.和Wanetal.的结果一致。

图5(a)SLM-1合金的TEM亮场像;(bc)SLM-1合金的SAED图(通过[]α轴和[]β轴);(d)SLM-2合金的TEM亮场像;(e)SLM-2合金的SAED图(通过[]α轴和[]α轴)。

图5d和f显示了SLM-2合金的TEM亮场像和相应的SAED图，其中也观察到了α和α‘相。α‘相主要由孪晶亚结构组成，呈锯齿形片状。Caoetal.和Liuetal.也发现了类似的结果。与SLM-1合金不同，SLM-2样品中没有α’‘相，这可能是SLM-2合金的冷却速度比SLM-1合金慢导致的。

3.3强度和延展性

图6为SLM-1和SLM-2试样被拉伸破坏后的断裂状态，得到了两试样的强度，见表3。SLM-1和SLM-2合金的抗拉强度分别为MPa和MPa。通过测量拉伸断裂后单个试样的长度变化，SLM-1和SLM-2合金的伸长率分别为8.5%和13.6%。SLM-2合金的伸长率比SLM-1合金高了5.1%，但抗拉强度却降了MPa。进一步证实了SLM2试样延伸率的提高。

图6SLM-1和2试样断裂后图样

表3SLM-1和SLM-2合金的极限抗拉强度(UTS)和延伸率

4、讨论

本研究结果表明，SLM的构建取向影响Ti-6Al-4V合金的组织和相组成，从而对最终块体材料的力学性能起重要作用。deFormanoir等人[39]的研究表明，马氏体α‘相的形成提高了Ti-6Al-4V合金的强度，但降低了其塑性。α相的存在也有利于提升合金的强度，但对合金的塑性影响很小。由此可以推断，较高的α/α’相比(或较低的α‘相含量)对Ti-6Al-4V合金来说，具有较好的拉伸塑性。在本研究中，SLM-2的α/α’相比远高于SLM-1，如表2所示。因此，SLM-2试样比SLM-1试样具有更大的伸长率，因此具有更好的塑性(表3)。类似的结果在以前的研究中也有发表。

不同取向的SLM-1和SLM-2样品的α/α‘相比不同是由于它们在SLM过程中的冷却速率不同造成的。当冷却速度足够慢时，β→α相变发生，否则，在高冷却速率(K/s)下，SLM制备的Ti-6Al-4V合金中β相可能转变为马氏体相，即α‘相。较大的热梯度会导致合金中相对较高的冷却速率，这是由于在冷却过程中，其单位时间内带走的凝固潜热较少。

根据傅里叶定律，如式(1)所述，当材料中存在温度梯度T（称为热梯度)时，热能将从高温区向低温区流动:

其中q是单位面积的热流，λ是材料的导热系数，是法向量，T是温度，n是热流的距离。负号表示热量向温度下降的方向流动。在本研究中，尽管对基体进行了预热，但由于基体和熔池之间的温差，热梯度始终存在。将式(1)引入到本例中，SLM过程中熔池与基体之间的热梯度梯度可以用下式表示：

其中是熔池与基体之间的温差，是从熔池到基材的正常距离。应该指出，随着的增加，的值基本保持不变。因此，随着基体与熔池距离的增加，热梯度梯度TSLM会减小。在本研究中，我们分别沿着SLM-1和SLM-2的厚度(L1)和长度(L2)方向构建了SLM-1和SLM-2样本，如图1所示，其中L2＞L1。因此，可以推断SLM-1样品的热梯度大于SLM-2样品的热梯度。相应地,SLM-1中的通过基体热诱导的SLM消散过程比SLM-2更有效。换句话说，SLM-1试样的冷却速率高于另一试样，这导致试样中β相(或更小的α/α‘相比)转变为马氏体α‘相的比例更高。

此外，印刷合金中中间层的熔化和重熔行为也影响了印刷合金中的α/α‘相比。在SLM过程中，每个夹层对应一个重熔区，由于潜热的作用，重熔区经历循环热处理（加热，熔化和凝固)从连续的沉积层转移。因此，中间层越多的合金冷却越慢，因为它在SLM过程中经历了更多连续沉积层的热效应。Xu等[18,32]认为，在SLM过程中，这种重熔行为将促进Ti-6Al-4V合金中针状α‘马氏体分解为层状(α+β)组织。在本研究中，沿长度(L2)方向印刷的SLM-2合金比沿厚度(L1)方向印刷的SLM-1合金有更多的中间层。在SLM-2试样中，重熔过程更为频繁，因此在合金中保留了少量的α’马氏体。

除α/α‘相比外，α’‘相作为α’相以外的另一种马氏体，对钛合金的塑性损伤较大。当冷却速率足够高时，发生β(bcc)→α‘’(正交晶)→α‘(hcp)相变。正交(α’‘)结构是hcp-α’结构和bcc-β相之间的中间态。β，α‘和α’‘之间的取向关系如下：[]β//[]α’‘，()β//()α’

。β→α‘相变过程中晶格的不完全重组将导致α‘’相的生成。在本研究中，如上所述，由于冷却速率不同，在SLM-1合金中发现了少量的α‘’相，但在SLM-2合金中未发现。Donachie[16]也发现了类似的结果。因此，α‘’相的存在进一步降低了SLM-1的延伸率。一般来说，α‘’相对合金的强度是不利的。而在本研究中，α‘’相含量太小，不足以影响SLM-1合金的抗拉强度。SLM-2合金的平均晶粒尺寸大于SLM-1合金。因此，SLM-1合金的显微组织较细，其抗拉强度略高于SLM-2合金。总体而言，平行于长度方向的SLM结构取向有助于生产综合力学性能更好的Ti-6Al-4V合金。

5、结论

本文研究了SLM取向对Ti-6Al-4V合金组织和拉伸性能的影响。SLM合金主要由α、α‘和残余β相组成。在SLM过程中，不同的构建取向导致不同的冷却速率。与厚度方向的SLM-1相比，沿长度方向构建取向的SLM-2样品具有更小的冷却速率和更多的层间重熔面积，从而具有更高的α/α’比。此外，由于SLM-1合金冷却速率高，合金中还存在少量α‘’相，这是介于β和α‘相之间的中间相。随着α/α’相比的减小和α‘’相的存在，SLM-1合金的抗拉强度略高，但塑性较低。相比之下，SLM-2试样的抗拉强度略低，但塑性较好，这是由于较高的α/α‘相比和较高的残余β相比例。因此，本研究的结果表明，SLM的构建取向对合金的组织和力学性能具有重要的影响。结果表明，沿Ti-6Al-4V合金长度方向的SLM取向有利于获得综合力学性能较好的最终材料。