摘要

采用激光粉末床熔合(L-PBF)增材制造技術(shù)，在高溫平臺(tái)預(yù)熱下制備ti2alnb基合金樣品。機(jī)械合金化后等離子體球化得到的Ti-22Al-22Nb-0.1Mo-0.3Hf-0.3Ta-1.5Zr-0.8Si-0.9Fe (at. %)粉和Ti-24Al-25Nb-1Zr-1.4V-0.6Mo-0.3Si (at.%)氣體霧化(GA)粉末為原料。在600℃及以上的平臺(tái)預(yù)熱溫度下制備無裂紋樣品，而較低的預(yù)熱溫度會(huì)導(dǎo)致兩種粉末產(chǎn)生裂紋。機(jī)械合金化等離子體球化(MAPS)粉末的相對(duì)密度最高為99.3%±0.1%，而氣相霧化粉末的相對(duì)密度在99.9%±0.1%以上。

x射線衍射、掃描電鏡、電子背散射衍射分析表明，平臺(tái)預(yù)熱溫度對(duì)合金的組織和相組成有顯著影響。用差示掃描量熱法測(cè)定了相變溫度。在相對(duì)較低的預(yù)熱溫度下，發(fā)現(xiàn)了細(xì)小的B2/β胞狀組織，而使用600℃及以上的預(yù)熱溫度進(jìn)行原位熱處理，形成金屬間化合物ti2alnb相。提高預(yù)熱溫度可以改善由MAPS粉末制備的樣品的化學(xué)均勻性。結(jié)果表明，MAPS粉末的顯微組織從完全B2/β到B + O, GA粉末的顯微組織從B2/β、B2 + O到完全O。當(dāng)預(yù)熱溫度為700℃時(shí)，顯微硬度值最高，對(duì)應(yīng)的o相體積分?jǐn)?shù)最高。預(yù)熱溫度為980°C時(shí)，試樣的抗拉強(qiáng)度最高。

1. 介紹

鈦鋁合金被認(rèn)為是最有前途的一類材料，用于汽車和航空航天高溫應(yīng)用。早期開發(fā)的Ti3Al和tial基合金室溫延性差，限制了其應(yīng)用。正交晶ti2alnb基(o相)合金是近年來發(fā)展起來的一種具有良好延展性的新一代鈦鋁合金。它們還以其先進(jìn)的性能組合而聞名，如低密度、高強(qiáng)度、耐腐蝕和抗蠕變，以及工作溫度高達(dá)650-700°C。Ti-22Al-25Nb (.%)合金是目前研究最廣泛的正交晶合金之一。但為了提高其蠕變強(qiáng)度和抗氧化性能，需要添加Mo、Zr、Si等多種合金元素。

采用等離子體旋轉(zhuǎn)電極法(PREP)制備Ti-45Al-7Nb-0.3W粉末。

采用等離子體旋轉(zhuǎn)電極工藝(PREP)制備了Ti-45Al-7Nb-0.3W粉末(≤150 μm球形粉末)。上圖顯示了粉末的掃描電子顯微鏡(SEM)圖像。使用自制SEBM機(jī)器。制作了各尺寸20毫米的立方體樣品。

傳統(tǒng)的ti2alnb基合金的鑄造和鍛造工藝由于涉及多個(gè)階段，成本高且難度大。它在形狀成形方面也有局限性，因?yàn)檎痪Ш辖鹩休^差的成形性和偏析傾向。粉末冶金技術(shù)，如火花等離子燒結(jié)和熱等靜壓，已被用于生產(chǎn)鈦正交晶合金。然而，復(fù)雜幾何形狀零件的制造成本高且有限，機(jī)械性能有待提高。

傳統(tǒng)的焊接技術(shù)已成功地應(yīng)用于鈦鋁合金的電子束或激光焊接，但金屬間化合物合金的熔焊連接仍具有挑戰(zhàn)性。tial基合金在焊接后出現(xiàn)了嚴(yán)重的冷裂紋。指出通過控制冷卻速度和焊后熱處理可以減輕裂紋。電子束焊接是連接鈦鋁合金的首選方法，但由于合金易發(fā)生冷裂，因此需要仔細(xì)控制焊接參數(shù)。

古埃及人使用銅和As涂層的金屬工具

金屬間化合物，也稱為金屬間合金，是由兩種或三種金屬或金屬和非金屬的原子組成的固相，它們的晶體結(jié)構(gòu)不同于那些組成元素。金屬間化合物早在公元前2500年就為人類所知。埃及人和安納托利亞人用銅和As的金屬間化合物作為涂層來加強(qiáng)金屬工具 (見上圖)。在20世紀(jì)50年代和60年代，金屬間化合物的結(jié)構(gòu)和性能被廣泛研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了許多有吸引力的性能。近年來，Cr供應(yīng)的戰(zhàn)略性質(zhì)引起了人們對(duì)金屬間化合物作為含Cr合金替代品的興趣。自20世紀(jì)70年代以來，全球范圍內(nèi)的研究對(duì)我們對(duì)金屬間化合物及其合金的組織和性能的基本認(rèn)識(shí)作出了廣泛的貢獻(xiàn)。

增材制造技術(shù)已廣泛應(yīng)用于制造幾何復(fù)雜性高、功能性能強(qiáng)的金屬零件。激光粉末床熔合(L-PBF)，也被稱為選擇性激光熔化(SLM)，由于其能夠生產(chǎn)高質(zhì)量的幾何形狀復(fù)雜的金屬部件，受到了學(xué)術(shù)界和工業(yè)界的廣泛關(guān)注。它利用聚焦激光束，根據(jù)cad數(shù)據(jù)分層選擇性地熔合金屬粉末。

另一種AM工藝——選擇性電子束熔煉(SEBM)已被用于制備鈦鋁基金屬間化合物。它使用電子束預(yù)熱粉末床至1000°C以上的能力已被證明是可行的，以生產(chǎn)無裂紋的γ-鋁化物零件。目前關(guān)于鋁鈦化合物的L-PBF的研究還很有限。由于鋁鈦化物易開裂，在AM過程中需要進(jìn)行高溫預(yù)熱，以減小熱梯度，抑制裂紋的形成。

本文表明，生產(chǎn)無裂紋的tial基合金需要800°C的平臺(tái)預(yù)熱。在之前的研究中曾使用元素粉末“原位”制備Ti-22Al-25Nb合金。然而，該方法存在著微觀結(jié)構(gòu)不均勻性和機(jī)械性能差的局限性。研究中，采用氣霧化Ti-22Al-25Nb粉末，在200°C平臺(tái)預(yù)熱下，采用L-PBF法制備Ti-22Al-25Nb塊體樣品。雖然報(bào)告了良好的室溫拉伸性能，但可以假設(shè)少量的o相將導(dǎo)致較差的高溫性能。因此，需要對(duì)復(fù)雜合金ti2alnb基合金的L-PBF過程進(jìn)行更詳細(xì)的研究，以確定在原位熱處理過程中促進(jìn)金屬間相的形成并獲得較高的機(jī)械性能的工藝參數(shù)。

與此同時(shí)，化學(xué)成分復(fù)雜、性能適宜于AM應(yīng)用的鋁化鈦球形粉末的商業(yè)可行性有限。通常采用氣體或等離子體霧化方法制備AM的粉末。機(jī)械合金化(MA)和等離子體球化(PS)工藝可以作為制備成分均勻、成本降低的球形粉末的替代方法。將不規(guī)則形狀的機(jī)械合金粉末放入高溫等離子體射流中，使顆粒快速熔化和凝固。PS過程中，熔化的顆粒在表面張力作用下凝固成球形顆粒。到目前為止，機(jī)械合金化等離子體球化(MAPS)粉末在AM中的應(yīng)用還很局限，尚未應(yīng)用于鈦鋁合金。

本文研究了采用氣體霧化(GA)和MAPS粉末在高溫平臺(tái)上進(jìn)行預(yù)熱的L-PBF工藝。采用Ti-22Al-22Nb-0.1Mo-0.3Hf-0.3Ta-1.5Zr-0.8Si-0.9Fe(at. %) MAPS 和Ti-24Al-25Nb-1Zr-1.4V-0.6Mo-0.3Si (at. %) GA球形粉末，研究了不同平臺(tái)預(yù)熱溫度下L-PBF工藝參數(shù)對(duì)樣品相對(duì)密度的影響。在L-PBF工藝中實(shí)現(xiàn)了原位熱處理，促進(jìn)了o相的形成。研究了200℃~ 980℃的預(yù)熱溫度對(duì)MAPS和GA粉末的形貌和o相數(shù)量的影響。通過拉伸試驗(yàn)和顯微硬度測(cè)量來評(píng)估合金在不同條件下的機(jī)械行為。

2. 實(shí)驗(yàn)程序

2．1． 材料

采用電極感應(yīng)氣體霧化(EIGA)制備的Ti-24Al-25Nb-1Zr-1.4V-0.6Mo-0.3Si (at. %) 合金GA粉，并由AMCpowder提供。粉體的粒徑范圍為14 ~ 52 μm，平均粒徑d50 = 29 μm。

采用MA和PS工藝制備正交晶合金粉末。在不銹鋼研磨介質(zhì)的行星磨機(jī)上進(jìn)行了初步實(shí)驗(yàn)。將Ti、Al、Nb、Mo、Zr、Si、Hf、Ta(純度為99.9%)的混合元素粉末混合，得到Ti- 22al - 25nb -0.3Mo-0.2Hf-0.4Ta- 1zr -0.3Si (at.%)。采用美國UnionProcess公司生產(chǎn)的SD5實(shí)驗(yàn)室磨粉機(jī)進(jìn)行了粉末磨粉試驗(yàn)。將初始元素粉末混合成合金成分，在270 rpm轉(zhuǎn)速和20:1球粉質(zhì)量比的氬氣氣氛下，使用不銹鋼研磨介質(zhì)研磨12 h。經(jīng)MA處理后，用TEK-15體系(Tekna, Canada)對(duì)粉末進(jìn)行PS處理。采用氬氦氣作為等離子體形成氣體。噴粉速度為15 g/min，等離子體炬功率為15 kW。合成的MAPS粉末組成為:Ti-16Al-22Nb-0.1Mo-0.3Hf-0.3Ta-1.5Zr-0.8Si-0.9Fe (at.%)，表明Al在PS后由于蒸發(fā)而部分丟失。應(yīng)用于L-PBF工藝的MAPS粉的粒徑范圍為24 ~ 98 μm，平均粒徑d50 = 63 μm 

粉末經(jīng)過PS和元素分布后的顆粒拋光截面的BSE-SEM圖像。

PS后粉末顆粒中元素分布的EDS圖如上圖所示。可以看出，PS處理后的化學(xué)均勻性明顯優(yōu)于MA處理后的初始粉末。PS處理后，合金元素在顆粒中均勻分布。

2．2. 激光料層融合

樣品采用AconityMIDI (Aconity3D GmbH, Germany) L-PBF系統(tǒng)制備。該系統(tǒng)配備了波長為1070 nm、最大功率為1000 W的光纖激光器。激光束直徑設(shè)定為80 μm左右。制作了直徑為10mm、高度為10mm的圓柱形試樣和邊長為10mm的立方試樣，用于參數(shù)優(yōu)化和微觀結(jié)構(gòu)研究(圖1(a, b))。樣品是在ti - 6al - 4v基體上，鉬基平臺(tái)上制備的。鉬平臺(tái)感應(yīng)預(yù)熱至設(shè)定溫度，并由平臺(tái)下的熱電偶連續(xù)控制溫度。在L-PBF工藝開始之前，鈦基板被導(dǎo)電加熱到設(shè)定的溫度。工藝室不斷充滿高純氬氣，以使室中的氧氣含量低于20ppm。構(gòu)建過程結(jié)束后，將平臺(tái)和樣品以大約5°C/min的冷卻速率冷卻至室溫。

圖1 在TPH = 200°C時(shí)，L-PBF制備的GA粉表面出現(xiàn)水平裂紋，而在TPH = 700°C時(shí)制備的MAPS粉表面出現(xiàn)水平裂紋;(c)拉伸貼片尺寸(毫米)及(d)預(yù)制預(yù)制件的照片。

將體積能量密度(VED)(公式(1))作為一個(gè)變量來研究L-PBF工藝參數(shù)對(duì)相對(duì)密度的影響。MAPS粉的ve范圍為55 ~ 78 J/mm3, GA粉的ve范圍為34 ~ 78 J/mm3。MAPS粉的平臺(tái)預(yù)熱溫度(T_PH)為200 ~ 900°C, GA粉的平臺(tái)預(yù)熱溫度為200~ 980°C。激光功率(P)，掃描速度(S)，孵化距離(HD)和層厚(L)的值用于制備從MAPS和GA粉末樣品在補(bǔ)充材料中給出。L-PBF過程采用5 ×5 mm2正方形棋盤掃描模式，旋轉(zhuǎn)角度為67°C。

拉伸試驗(yàn)貼片長度為36 mm，規(guī)格長度為5 mm，寬度為6 mm(圖1(c, d))，在給定T_PH條件下，該貼片的相對(duì)密度為最高。僅用GA粉制備拉伸片，以評(píng)價(jià)T_PH對(duì)材料強(qiáng)度的影響。每個(gè)點(diǎn)測(cè)試三個(gè)樣本。

2．3. 描述

將制備好的樣品沿構(gòu)建方向(BD)切割拋光，進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)表征。采用后向散射電子(BSE)模式的Mira 3 LMU(TESCAN)掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)其微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究。用能譜儀(EDS)對(duì)樣品進(jìn)行了局部化學(xué)分析。在TESCAN Mira 3 LMU掃描電鏡上進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)，步長為0.5 μm，分析物相特征。

用Bruker D8 Advance x射線衍射儀(XRD) (Bruker, Germany)， Cu-Kα (λ =1.5418 ?)輻照，分析了粉末和制備樣品的相組成。

相對(duì)密度是用標(biāo)準(zhǔn)金相技術(shù)測(cè)量的，包括用光學(xué)顯微鏡(OM) Leica DMI5000(Leica, Germany)在50倍放大率下取拋光樣品的至少5個(gè)不同位置。然后使用ImageJ軟件將OM圖像從大塊材料中分離出孔隙。定義為塊狀材料的圖像的計(jì)算分?jǐn)?shù)作為相對(duì)密度值。同樣的原理被用于評(píng)價(jià)樣品中o相沉淀的體積分?jǐn)?shù)和厚度。

使用美國通用電氣公司的Phoenix Vtomex計(jì)算機(jī)斷層掃描系統(tǒng)對(duì)體素尺寸為10 μm的樣品進(jìn)行x射線顯微斷層掃描分析(CT)。使用Avizo軟件將ct數(shù)據(jù)可視化，并評(píng)估樣品的孔隙度。

用惰性氣體熔化紅外法和LECO TC-500分析儀(LECO，美國)測(cè)量氧含量。

DSC采用德國Netzch (STA409)分析儀，升溫速率為10°C/min，最高溫度為1400°C。采用90% Ar +10% H2 (vol.)氣體對(duì)試樣進(jìn)行氧化保護(hù)。

采用比勒VH1150型硬度試驗(yàn)機(jī)，在500 g載荷下，靜置時(shí)間為10 s。在每個(gè)樣本的隨機(jī)位置至少進(jìn)行5次測(cè)量。

拉伸試驗(yàn)采用通用試驗(yàn)機(jī)(Zwick/Roell Z100，德國)，拉伸應(yīng)變?yōu)?.3 mm/min。在之前的測(cè)試中，拉伸片通過垂直于BD的電火花加工切割，以達(dá)到2毫米的厚度。拉伸方向垂直于BD，每個(gè)點(diǎn)用三個(gè)拉伸片來計(jì)算平均值。

部分試樣在拉伸試驗(yàn)前進(jìn)行熱處理，在950°C真空退火2 h，然后在爐內(nèi)冷卻。

3.結(jié)果

3．1. 粉末特征

激光衍射法測(cè)定的GA粉粒度分布為:d10 = 14.6 μm, d50 =29.3 μm, d90 = 52.3 μm。顆粒呈球形和樹枝狀表面形貌(圖2(a))。GA顆粒截面(圖2(b))顯示了Ti和Al微偏析的等軸枝晶組織，與Ti- 22al - 25nb GA粉末[25]中的結(jié)果相似。從圖2(c)的XRD數(shù)據(jù)可以看出，GA粉的相組成為β/B2相，該相具有體心立方(BCC)晶格。這與Ti-22Al-25Nb GA粉末的結(jié)果一致。GA工藝典型的高冷卻速率使粉末中的β/B2相保持不變，而bcc相以外的第二相不會(huì)析出。

圖2 Ti-24Al-25Nb-1Zr-1.4V-0.6Mo-0.3Si (at.%) GA粉:(a)表面形貌和(b)具有樹枝狀結(jié)構(gòu)的顆粒截面。粉末的XRD圖(c)顯示了β/B2固溶相峰。

MAPS粉的粒徑分布為:d10 = 24.0 μm, d50 =63.3 μm, d90 = 98.5 μm。與GA粉末相似，MA和PS法制備的粉末表面呈現(xiàn)樹枝狀形貌(圖3(a))，截面呈現(xiàn)樹枝狀微觀結(jié)構(gòu)(圖3(b))。一些MAPS顆粒的特征是存在內(nèi)部孔隙和富鈮區(qū)(圖3(c))。化學(xué)不均勻性表明Nb在MA和PS過程中沒有完全溶解，可能導(dǎo)致L-PBF過程后的化學(xué)不均勻性。XRD結(jié)果(圖3(d))表明，MAPS粉末由β/B2相和BCC晶格組成，與GA粉末相似。PS過程的特點(diǎn)是快速熔化和高冷卻速率，從而保留了β/B2相。

圖3 Ti-16Al-22Nb-0.1Mo-0.3Hf-0.3Ta-1.5Zr-0.8Si-0.9Fe (at.%) MAPS粉末:(a)表面形貌，(b)具有樹枝狀結(jié)構(gòu)的顆粒截面，(c)具有內(nèi)部缺陷的顆粒截面。粉末的XRD圖(d)顯示β/B2固溶相峰。

MAPS粉的氧含量為0.720 wt.%， GA粉的氧含量為0.137wt.%。

隨著Fe和O的污染，Al的損失約為6 at. %，以及一些顆粒中存在未溶解的Nb，表明需要進(jìn)一步優(yōu)化MA和PS工藝，以獲得更均勻的化學(xué)分布和適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)組成。

３．２． L-PBF工藝參數(shù)對(duì)相對(duì)密度的影響

圖4顯示了L-PBF工藝參數(shù)對(duì)使用MAPS(圖4(a))和GA(圖4(b))粉末制備樣品的相對(duì)密度的影響。兩種粉末,使用T_PH energy = 200°C導(dǎo)致嚴(yán)重開裂的樣品。裂縫大多是水平(圖5 (a, b)),形成了由于熱應(yīng)力高表明T_PH energy = 200°C并不足以減少熱梯度L-PBF過程中。裂紋在試樣的整個(gè)高度(圖5(d))都存在，在某一特定區(qū)域沒有濃度。在T_PH = 200°C的情況下，我們?cè)u(píng)估了來自MAPS粉末的開裂樣品的相對(duì)密度，而不考慮裂紋到孔隙的比例，結(jié)果如圖4(a)所示。將T_PH提高到600℃，可以獲得無裂紋的樣品(圖5(C, e))。

圖4 L-PBF工藝參數(shù)對(duì)(a) MAPS和(b) GA粉末制備樣品相對(duì)密度的影響，以及(c) MAPS和(d) GA粉末制備樣品平臺(tái)預(yù)熱溫度和體積能量密度的工藝圖。

圖5 由GA粉末制備的樣品的截面顯示，在(a) TPH = 200°C， (b) TPH = 500°C時(shí)表面出現(xiàn)裂紋，而在(C) TPH = 600°C時(shí)表面無裂紋。在(d) TPH = 200°C和(e) TPH = 600°C時(shí)生產(chǎn)的立方體樣品的照片。

在77.8 J/mm3VED和T_PH = 700℃時(shí)，MAPS樣品的最高相對(duì)密度為99.3±0.1%。當(dāng)T_PH值增加到900℃時(shí)，相對(duì)密度降低，因?yàn)橄鄬?duì)尺寸較大的球形氣孔數(shù)量較多，說明T_PH = 900℃導(dǎo)致熔體池過熱。使用GA粉導(dǎo)致總體相對(duì)密度更高(圖4(b))。大部分樣品的相對(duì)密度在99%以上。在T_PH = 600和700℃下，分別在45.8和54.9 J/mm3 VED時(shí)獲得了99.9%以上的相對(duì)密度。當(dāng)預(yù)熱溫度升高到980°C時(shí)，試樣的整體相對(duì)密度降低，可以認(rèn)為是熔體池過熱的結(jié)果。從上述結(jié)果中得到的工藝圖如圖4(c, d)所示。對(duì)于MAPS粉，在T_PH = 700°c時(shí)，兩組L-PBF參數(shù)組對(duì)應(yīng)的相對(duì)密度> 99%。對(duì)于GA粉，三個(gè)參數(shù)集允許實(shí)現(xiàn)相對(duì)密度> 99.9%。

在T_PH = 700°C條件下制備的相對(duì)密度≥99%的MAPS和GA粉末樣品進(jìn)行ct研究。用于制備這些樣品的VED分別為77.8 J/mm3和45.8 J/mm3。根據(jù)ct結(jié)果(圖6)，兩種樣品的孔隙度均低于0.05%，分辨率約為10 μm。MAPS粉樣品的平均孔徑為30 μm, GA粉樣品的平均孔徑為25 μm。兩種情況下孔隙均以球形為主，說明這些孔隙是圈閉氣體形成的。氣體孔隙可能來自不同的來源，如封閉的保護(hù)氣體、熔融汽化或粉末顆粒內(nèi)部的孔隙。

圖6 (a)在77.8 J/mm3 VED, TPH = 700℃時(shí)制備的MAPS粉末和(b)在45.8 J/mm3, TPH = 700℃時(shí)制備的GA粉末的孔隙體積的層析重建。

3．3． 預(yù)熱溫度對(duì)組織的影響

3.3.1機(jī)械合金化等離子體球化粉末

圖7為不同T_PH下由MAPS粉末制備的ti2alnb基合金試樣的顯微組織。可以看出，L-PBF過程中的T_PH對(duì)正交晶合金的顯微組織有顯著影響。當(dāng)T_PH = 200℃時(shí)，得到的合金主要由β/ b2固溶體組成，如圖7(a, d)所示，這與L-PBF獲得的Ti-45Nb合金相似。熔池邊界處出現(xiàn)胞狀結(jié)構(gòu)，與熔池上表面相比，形成胞狀凝固前沿的形核位置增多。XRD結(jié)果(圖8)表明，在T_PH = 200℃時(shí)，合金中只存在β/ b2相，并存在BCC晶格。合金顯微組織中存在富nb區(qū)，這是由于部分粉末顆粒的化學(xué)不均勻性造成的。Nb的熔點(diǎn)明顯高于其他元素，且在L-PBF處理后仍有部分未溶解。如圖7(A)所示，熔池邊界處出現(xiàn)少量微裂紋。隨著T_PH的增加，元素在較高溫度下的誘導(dǎo)擴(kuò)散使元素分布更加均勻。從圖7(c, f)可以看出，在T_PH = 900℃時(shí)Nb在合金中完全溶解。

圖7 BSE圖顯示了不同平臺(tái)預(yù)熱溫度(a, d) 200°C， (b, e) 700°C， (C, f) 900°C下，由MAPS粉末制備的ti2alnb基合金樣品的顯微組織。

圖8 XRD圖顯示了在200℃、700℃和900℃的平臺(tái)預(yù)熱溫度下制備的MAPS粉末樣品的相組成。

當(dāng)TPH值從200°C增加到700°C時(shí)，b2晶粒內(nèi)部形成針狀o相析出，表明在TPH = 700°C時(shí)進(jìn)行L-PBF工藝時(shí)發(fā)生了原位時(shí)效。如圖14所示，TPH從200℃增加到700℃，o相體積分?jǐn)?shù)從0增加到48%，顯著增加。從圖7 (b)可以看出，o相析出物分布不均勻，在熔池底部區(qū)域數(shù)量最多，對(duì)應(yīng)的是富al區(qū)。B2/β晶粒高度約為30 ~ 40 μm，沿熔池邊界延伸，為外延凝固。進(jìn)一步提高T_PH至900°C, o相體積分?jǐn)?shù)(約28%)更小，析出物更粗。T_PH = 700°C時(shí)，o相析出相厚度約為150 nm, T_PH = 900°C時(shí)，o相析出相厚度約為800 nm。

圖14 平臺(tái)預(yù)熱溫度對(duì)采用MAPS和GA粉末制備的l - pbp ti2alnb基合金顯微硬度和o相體積分?jǐn)?shù)變化的影響。

3.3.2氣體霧化粉末

圖9顯示了不同T_PH條件下由GA粉末制備的ti2alnb基合金的顯微組織。在低T_PH = 200°C時(shí)，顯微組織為單相β/B2固溶體(圖9(a))，類似于從MAPS粉末中獲得的樣品。對(duì)于赤霉素粉末，其顯微組織相對(duì)均勻。在T_PH = 200°C條件下制備的樣品的相組成由XRD確定為僅由B2/β相組成，如圖10所示。

圖9 不同平臺(tái)預(yù)熱溫度(a) 200°C、(b) 500°C、(C) 600°C、(d) 700°C、(e) 980°C制備ti2alnb基合金樣品的微觀組織。

圖10 XRD圖顯示了平臺(tái)預(yù)熱溫度為200、500、600、700和980°C時(shí)制備的GA粉末樣品的相組成。

當(dāng)T_PH = 500℃時(shí)，形成了由B2/β相和o相組成的兩相微觀結(jié)構(gòu)。XRD譜圖顯示主要為B2/β相寬峰和少量o相對(duì)應(yīng)的小峰(圖10)。

從BSE圖(圖9(b))中可以看出，熔池邊界附近有新月形的亮帶區(qū)域。在BSE圖像中，原子序數(shù)高的區(qū)域相對(duì)于原子序數(shù)低的區(qū)域會(huì)顯得更亮，可以假設(shè)這些亮的區(qū)域具有Nb或其他高原子序數(shù)元素含量增加的特征。然而，該樣品的EDS圖譜顯示其化學(xué)組成是均勻的，沒有任何富鈮區(qū)(圖11)。BSE圖像也可以顯示由于晶體取向和/或相結(jié)構(gòu)差異的對(duì)比。EBSD結(jié)果(圖12)顯示，T_PH = 500°C時(shí)制備的試樣主要由B2/β晶粒和少量的o相組成，從圖12(b)中可以看出，o相主要位于B2/β晶界處。o相體積分?jǐn)?shù)約為1.5%。B2/β晶粒主要沿BD延伸，部分晶粒向熔池中心傾斜。采用核平均取向偏差法確定樣本的局部取向偏差。從圖12(c)中可以看出，較高的取向角在B2/β晶界中最為典型，但未檢測(cè)到高取向角強(qiáng)度的異常區(qū)域，表明研究區(qū)域內(nèi)殘余應(yīng)力相對(duì)均勻。

圖11 在TPH = 500℃下，對(duì)GA粉末制備的樣品進(jìn)行了EDS圖譜分析。

圖12 (b) B2/β(黃色)和o相(紅色)的分布;(C) β相的核平均取向錯(cuò)向圖;(d) β相的反極圖。

進(jìn)一步提高T_PH至600℃和700℃，熔體熔池邊界處形成了幾乎完全為o的微觀結(jié)構(gòu)，且有少量β相殘留，如圖9(C, d)所示。XRD結(jié)果表明，相組成為單一的o相(圖10)。β相體積分?jǐn)?shù)小，無峰。

當(dāng)T_PH = 980℃時(shí)，在L-PBF工藝中，B2/β晶粒內(nèi)部(顏色明亮)以及晶界處細(xì)小針狀O相(顏色深)析出，形成B2 + O組織，如圖9(e)所示。XRD結(jié)果也證實(shí)了合金的相組成(圖10)。與T_PH = 700℃時(shí)相比，o相的體積分?jǐn)?shù)顯著降低，約為21%。在此情況下，熔池邊界不明顯，表明在此溫度下發(fā)生了再結(jié)晶。

從圖13可以看出，在600℃和700℃預(yù)熱溫度下制備的試樣在950℃退火后，組織由完全O轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝頑2 + O。這說明在退火過程中發(fā)生了O→B2轉(zhuǎn)變。從BSE-SEM圖像可以看出，T_PH = 600℃時(shí)的試樣熱處理后的b2相比T_PH = 700℃時(shí)的試樣稍高。

圖13 在(a) TPH = 600℃和(b) TPH = 700℃條件下，950℃退火2 h后ti2alnb基合金試樣的顯微組織。

圖14平臺(tái)預(yù)熱溫度對(duì)采用MAPS和GA粉末制備的l - pbp ti2alnb基合金顯微硬度和o相體積分?jǐn)?shù)變化的影響。

來源：Microstructure, densification, and mechanical properties of titaniumintermetallic alloy manufactured by laser powder bed fusion additivemanufacturing with high-temperature preheating using gas atomized andmechanically alloyed plasma spheroidized powders， Additive Manufacturing，https://doi.org/10.1016/j.addma.2020.101374