钛合金按其化学组成及相的相对稳定性可分为3类：α-Ti、(α+β)-Ti和β-Ti合金。其中,α-Ti合金因具有强度高、耐腐蚀性好、耐热性高等一系列优点而被广泛应用于航空航天、石油化工等领域^[1]。目前,Ti-5Al-2.5Sn (TA7)合金是应用最为广泛的α-Ti合金之一,其常规的成形方法为变形加工^[2]。然而,TA7合金属于六方晶格结构,室温的塑性变形能力较差,基本上都在α /β转变温度以上进行塑性加工,导致整个变形工艺复杂、材料利用率低,同时晶粒容易过分长大,危害其力学性能^[3]。因此,目前迫切需要找到一种能兼顾TA7合金成形效率和力学性能的柔性化加工技术。

选区激光熔化(selective laser melting,SLM)成形是近年来出现的一种极具潜力的增材制造技术,它基于分层制造、层层叠加的成形原理,采用高能量密度激光束对金属粉末床进行逐点、逐线、逐层熔化,能够一步直接制造出冶金结合良好、且尺寸精度和表面质量优良的复杂形状零件^[4,5,6,7]。迄今为止,应用该技术成形(α+β)-Ti和β-Ti合金的成功案例已有诸多报道^[8,9]。与此同时,有关SLM成形α-Ti合金的研究也有少量的报道。2016年,Zhou等^[10]利用SLM技术成功获得了致密度为99.34%的新型近α-Ti合金(Ti-5.5Al-3.4Sn-3.0Zr-0.7Mo-0.3Si-0.4Nb-0.35Ta,质量分数,%),同时发现成形零件具有优于铸件的高温抗氧化性能和显微硬度。2017年,本课题组^[11]研究了SLM成形Ti-5Al-2.5Sn (质量分数,%)α-Ti合金的显微组织、织构特征以及力学性能,结果显示,相比于锻件和铸件,SLM成形件具有更高的强度和硬度,且低周疲劳性能较为优异。

应当指出,由于SLM成形工艺独特的“分层叠加”思想,使得分层厚度对成形件的组织、力学性能及成形效率均有较大影响。2015年,本课题组^[12]通过研究分层厚度对高功率(HP)-SLM成形1Cr18Ni9Ti (质量分数,%)不锈钢组织及力学性能的影响规律表明,随分层厚度的增大,柱状晶的尺寸不断增加,导致显微硬度和拉伸性能均有所下降。Choi等^[13]和Shim等^[14]均发现,分层厚度不仅影响H13和AISI M4工具钢熔覆层的机械性能,还影响最终零件的尺寸精度。2016年,Panda等^[15]研究表明,最佳分层厚度的选取有利于减小激光能量的损耗,进而实现SLM成形效率与质量的最优结合。而Aboulkhair等^[16]通过在SLM成形AlSi10Mg (质量分数,%)合金的研究中发现,分层厚度的选取直接影响能量输入,适当增大分层厚度有利于提高成形效率,但随分层厚度的过度增大,试样的冶金缺陷也会增加,从而导致成形件力学性能的下降。

相比上述合金体系,TA7单相α-Ti合金因具有不同的激光吸收率、熔沸点、导热率等热物性参数,以及不含或仅含少量β相稳定性元素,使其组织对冷却凝固速率具有特殊的敏感性^[2,11]。因此,在SLM快速成形过程中,由于不同分层厚度造成的能量输入和冷却速率的差异性,使得TA7合金的组织演变规律尚不清晰,进而对力学性能产生的影响也处于未知状态,迄今为止还未见相关的研究报道。而且,由于材料的差异性,现有的分层厚度对SLM成形其它材料(如1Cr18Ni9Ti^[12]和AlSi10Mg^[16]等)组织和性能的影响规律也不能完全照搬于TA7 α-Ti合金。显然,为进一步推进SLM技术大规模应用于TA7合金零部件的工业化生产,掌握分层厚度对SLM成形TA7合金组织和力学性能的影响规律尤为重要。

基于上述背景,本工作利用SLM技术在不同分层厚度下成形了一系列TA7合金样品,并重点研究了分层厚度对试样致密度、显微组织和力学性能的影响规律。最终,成功探索出能够兼顾样品成形效率、冶金质量及力学性能的优选分层厚度及SLM工艺参数组合。

1 实验方法

实验采用气体雾化的TA7合金球形粉末作为SLM成形原料,其化学成分(质量分数,%)为：Al 5.00,Sn 2.50, Fe 0.30, O 0.20, Si 0.15, N 0.05, C 0.10, H 0.015, Ti余量。TA7合金的粉末形貌和粒径分布如图1所示。可见,合金粉末呈球形,平均粒径为43.1 μm。选区激光熔化成形实验在自主研发的NRD-SLM100型装备^[17,18]上进行,该装备采用IPG-YLR-200光纤激光器为能量源(波长为1070 nm,最大输出功率为200 W,光斑直径为100 μm),在成形过程中,SLM装备内部充满纯度为99.99%的Ar气以形成保护气体环境。实验中,采用表1所示的工艺参数成形一系列尺寸为8 mm×8 mm×4 mm的TA7合金块体试样以及依据ISO 6892-1-2009标准设计的平板拉伸试样(标距为20 mm,标距段横截面尺寸为5 mm×2 mm)。

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图1   TA7合金粉末的SEM像和粒径分布

Fig.1   SEM image (a) and particle size distribution (b) of TA7 alloy powders (D10, D50 and D90 are the diameters at which 10%, 50% and 90% of the samples' mass are comprised of particles with a diameter less than these values)

将SLM成形的TA7合金经过镶嵌、研磨、抛光并使用配比为2 mL HF+8 mL HNO₃+90 mL H₂O的混合溶剂进行腐蚀制成标准金相试样。对于单道熔池试样,采用Motic倒置AE2000Met光学显微镜(OM)和的Quanta 200型环境扫描电子显微镜(SEM)观察试样的熔池形貌,并使用Image-Pro Plus图像软件测量熔池直径;对于块状试样,采用OM观察试样的形貌并使用Image-Pro Plus图像软件统计气孔率和致密度,同时采用SEM观察试样的显微组织,并利用SEM附带的能谱仪(EDS)分析试样的成分,其物相则采用X'Pert PRO型X射线衍射仪(XRD)分析;试样的硬度采用HVS-1000型显微硬度计测量,测试时在4.9 N载荷下保压20 s。对于SLM成形的TA7拉伸试样,首先采用SBF322H型真空炉在500 ℃中保温90 min后随炉冷却去除应力^[1,19],然后采用AG-IC100型材料高温持久性能试验机进行室温拉伸实验,并采用SEM对TA7拉伸试样的断口形貌进行观察和分析。

2 实验结果与分析

2.1 分层厚度对SLM成形TA7合金致密度的影响规律

在SLM成形过程中,高能量密度的激光束以体热源的形式作用于粉末床,综合考虑关键工艺参数的影响,定义激光体能量密度为E_V,其表达式为^[20]：

EV=Pδ×V×S(1)

式中,P为激光功率(W),V为激光扫描速率(mm/s),δ为分层厚度(μm),S为扫描间距(mm)。图2显示的是不同分层厚度下致密度和体能量密度随工艺参数的变化情况。可见,在所有分层厚度和扫描间距条件下,当扫描速率≤600 mm/s时,TA7试样的致密度均明显较低,即较低的扫描速率不利于获得致密的试样^[21]。

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图2   不同分层厚度下致密度和激光体能量密度随工艺参数的变化

Fig.2   The variation of the relative density and volume energy density with the process parameters under layer thicknesses δ=20 μm (a), δ=30 μm (b), δ=40 μm (c), δ=50 μm (d) and δ=60 μm (e) (Insets a1 shows the molten pool morphology of a single track, the dotted line represents the boundary of the molten pool, the pore in the molten pool shows the 'keyhole effect'; insets a2, b1, c1, d1 and e1 show the circular pores in the samples; insets c2, d2 and e2 show the irregularly unmelted voids in the samples)

同时可以发现,在所有扫描间距下,由于激光功率固定,随分层厚度和扫描速率的增大,激光体能量密度不断降低,致密度较低的试样内部出现了2种气孔缺陷,即圆形气孔和不规则未熔透孔隙(如图2中OM像所示)。这是由于当激光体能量密度E_V过高(>138.89 J/mm³)时,粉末吸收较高能量,使得熔池内部对流剧烈,液态金属发生蒸发和汽化,随之产生的反冲压力将四周的熔化金属排开,从而形成小孔^[11],如图2a中的插图a1所示,熔池深度急剧增加,而后在蒸汽压力、液体重力、表面张力等的共同作用下会出现“小孔塌陷”现象,使更多的气体被卷入到熔池中不能及时溢出。King等^[22]和Kamath等^[23]在SLM成形316L不锈钢零件过程也发现,当扫描速率较低时,“小孔效应”和“小孔崩塌”产生的圆形孔隙缺陷是成形件致密度变低的主要原因。相对而言,当激光体能量密度E_V过低(<62.50 J/mm³)时,由于熔池中输入的能量不足以将合金粉末完全熔化,熔融金属流动性变差,进而造成形状不规则的未熔透孔隙缺陷,类似现象在SLM成形316L不锈钢中也被发现^[7]。显然,这2种孔隙缺陷都会影响试样的力学性能。进一步观察可知,在所有扫描间距下,当分层厚度≤40 μm时,致密度随激光体能量密度的降低而不断提高;而当分层厚度>40 μm时,致密度则随激光体能量密度的下降先升高后降低。根据式(1),在激光功率和扫描间距一定的条件下,当分层厚度较小时,激光体能量密度较高,圆形气孔容易产生,随扫描速率的增大,激光体能量密度有所下降,圆形孔隙的数量逐渐减少,致密度则不断提高;而当分层厚度增大到40 μm时,随扫描速率的进一步增加,会导致激光体能量密度过低(<62.50 J/mm³),未熔透孔隙缺陷的增加使得致密度开始下降。

再次观察图2中高致密试样(>99.0%)分界线(虚线)上部可知：在合适的扫描速率与扫描间距组合条件下,5个不同分层厚度下成形的TA7块体试样均可获得较高的致密度。同时,相比于分层厚度>40 μm的试样,当分层厚度≤40 μm时,获得高致密TA7试样(>99.0%)的SLM成形工艺窗口明显更宽。综上所述,选取适当的成形工艺参数与激光能量密度是提升样品致密度的最优调控方法。表2总结了5个不同分层厚度下在合适工艺参数获得的TA7试样的致密度。可见,如果扫描速率与扫描间距选取得当,在60 μm的较大分层厚度下成形也可获得致密度超过99.0%的TA7试样。

2.2 分层厚度对SLM成形TA7合金显微组织的影响规律

图3~5显示的是不同工艺参数下TA7试样显微组织形态的OM和SEM像以及相应位置的EDS分析。通过观察可知,SLM成形TA7合金试样的显微组织可分为3类：即针状α′马氏体组织(图3)、针状α′马氏体+岛状α_m混合组织(图4)与岛状α_m组织(图5),其中α_m属于一种岛状的α-Ti组织。EDS分析结果表明,针状组织和岛状组织的成分组成基本相同,从这3类组织所对应块体试样的XRD谱(图6)可以发现,尽管3类组织的形态有所不同,但均为hcp-Ti。

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图3   针状α′马氏体组织的OM和SEM像以及相应位置的EDS分析

Fig.3   OM image (a) and SEM image (b) of the acicular α′ martensites and EDS analysis of the position P in Fig.3b (c) (δ=20 μm, V=1000 mm/s, S=0.08 mm)

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图4   针状α′+岛状α_m混合组织的OM和SEM像以及相应位置的EDS分析

Fig.4   OM image (a) and SEM image (b) of the acicular α′+massive α_m microstructures and EDS analyses of the position P1 (c) and position P2 (d) in Fig.4b (δ=40 μm, V=600 mm/s, S=0.08 mm)

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图5   岛状α_m组织的OM和SEM像以及相应位置的EDS分析

Fig.5   OM image (a) and SEM image (b) of the massive α_m microstructures and EDS analysis of the position P in Fig.5b (c) (δ=60 μm, V=400 mm/s, S=0.08 mm)

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图6   3类组织分别对应的TA7块体试样的XRD谱

Fig.6   XRD spectra of the TA7 bulk samples corresponding to three types of microstructures respectively

图7为TA7试样显微组织形态与SLM工艺参数的对应关系示意图。由图可知,随分层厚度的增大和扫描速率的降低,显微组织由针状α′马氏体逐渐向岛状α_m转变,依据凝固学理论及相变机制可知：由于合金粉末的导热能力低于块体试样的导热能力,随分层厚度δ的增大,SLM成形TA7合金过程中的散热变慢,使得冷却速率降低,同时随着扫描速率的降低,激光能量输入时间延长,也将导致SLM成形TA7合金过程中冷却速率较低。已有大量文献^[24,25,26]表明,对于钛合金而言,其α相在不同冷却速率条件下形成时会具有极大形貌差异,随冷却速率的降低,α相的形核机制会由切变模式趋近于短程扩散机制,甚至于长程扩散机制,此时α相也将由细长针状马氏体α′逐渐向岛状α_m组织或板条状平衡α相转化。因此,造成这一组织转变的根本原因是SLM成形过程中的冷却速率发生变化。

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图7   TA7试样的金相显微组织与工艺参数的关系图

Fig.7   Relationship between metallographic structures of TA7 samples and process parameters (P=200 W, S=0.06 mm, 0.08 mm and 0.10 mm)

已知在SLM成形过程中,熔池冷却速率的公式^[12,27]为：

ΔTΔt=αλQlaserV12d2(2ρcpKd)12(2)

式中,ΔT是温度变化量(K),Δt是时间变化量(s),ΔT/Δt表示熔池的冷却速率(K/s),α_λ是激光吸收率,Q_laser是激光功率(本工作用P表示,W),ρ是密度(g/mm³),c_p是定压比热容(J/(kgK)),K是热导率(W/(mK)),d是熔池直径(μm)。同时Ma等^[12]发现,当其它参数固定时,d与δ和V近似呈函数关系： d=MδxVy(其中,M是与δ和V无关的常量,幂指数x、y是与材料有关的常量)。因此,为了进一步确定组织转变的临界冷却速率,首先需要得到熔池直径与分层厚度和扫描速率的对应关系。

通过对TA7试样熔池直径的统计,获得了图8所示的d随δ和V的变化曲线,将δ和V作为自变量,d作为因变量进行函数拟合可得：

d=Mδ0.6V0.48(R2=0.89)(3)

式中,系数M=25.62 mm^0.88/s^0.48;R²因子(≤1)为拟合优度,其值越大,自变量对因变量的解释程度越高。进而可将式(2)进行以下简化：

ΔTΔt=αλQlaserV0.5(Mδ0.6V0.48)2.5(2ρcpK)0.5=NV1.7δ1.5(4)

式中,N是与材料有关的新常量(Ks^0.7/mm^0.2),根据TA7合金的热物性参数^[11,25]：α_λ =0.77,ρ =4.48 g/mm³,c_p =530 J/(kgK),K=7.8 W/(mK),可计算出N=7.62 Ks^0.7/mm^0.2。因此,通过式(4)可对不同分层厚度和扫描速率组合下的冷却速率进行计算,结果如图9所示。由图可知,随分层厚度的增大和扫描速率的降低,冷却速率逐步下降,这与上述理论分析的结论相符。进一步结合图7分析,3类特征组织分别对应于冷却速率的3个区间：冷却速率大于6.8×10⁷ K/s的区间对应的组织为针状α′;冷却速率在1.5×10⁷~6.8×10⁷ K/s区间对应的组织为针状马氏体α′+岛状α_m的混合组织;冷却速率小于1.5×10⁷ K/s的区间对应的组织为全岛状α_m组织。基于此,当冷却速率低于6.8×10⁷ K/s时,SLM成形的TA7合金将发生针状马氏体α′逐渐向岛状α_m的组织转化。

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图8   熔池直径随分层厚度和扫描速率的变化

Fig.8   The variation of diameters of the molten pools with the layer thickness and scanning velocity

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图9   熔池冷却速率随分层厚度和扫描速率的变化

Fig.9   The variation of cooling rates of the molten pools with the layer thickness and scanning velocity

在此基础上,通过计算表2中5个不同分层厚度下最致密TA7试样成形过程中的冷却速率,同时对比其显微组织形貌(如图10所示),可见,当分层厚度≤40 μm时,其冷却速率大于6.8×10⁸ K/s,组织都是均匀细小的针状马氏体α′组织;而当分层厚度>40 μm时,其冷却速率大于1.5×10⁷ K/s但小于6.8×10⁷ K/s,形成针状马氏体α′+少量岛状α_m的混合组织。显然,应用这5组SLM工艺参数组合成形TA7合金时,其显微组织特征与冷却速率是完全对应的。

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图10   5个不同分层厚度下最致密TA7试样的显微组织

Fig.10   Microstructures of the densest TA7 samples under layer thicknesses δ=20 μm (a), δ=30 μm (b), δ=40 μm (c), δ=50 μm (d) and δ=60 μm (e) (ΔT—variation of temperature, Δt—variation of time, ΔT/Δt—cooling rate of the molten pool)

2.3 分层厚度对SLM成形TA7合金力学性能的影响规律

众所周知,分层厚度是决定成形效率高低的一个重要参数,分层厚度越大,成形效率越高,但已有众多研究^[12,15,16]表明,过大的分层厚度可能会导致较差的表面质量,较低的致密度和力学性能。因此,为了从5个分层厚度的优化工艺参数中找到兼顾成形效率和样品质量的最优参数组合,需要进一步对5个不同分层厚度下最致密TA7试样(No.1~No.5)的力学性能进行对比分析。考虑到SLM成形试样在快速冷却凝固过程中不可避免会产生较大的残余应力,在表征TA7试样的力学性能前,对所有成形试样均进行了去应力退火处理。

图11为5个最致密TA7试样显微硬度和拉伸性能(屈服强度、断裂强度、延伸率)随分层厚度的变化趋势,其中断后延伸率可表征试样的韧塑性。分析曲线的变化趋势可知,随分层厚度的增大,这5组工艺参数组合下的TA7拉伸试样的显微硬度、屈服强度、断裂强度和延伸率均呈下降趋势。其中,当分层厚度≤40 μm时,显微硬度和拉伸性能的下降与致密度正相关(表2中No.1、No.2、No.3),在拉伸实验中,试样表面残余的孔隙会加剧裂纹的产生和扩展,进而导致试样的强度和韧塑性均变低。而当分层厚度>40 μm时,TA7试样(No.4和No.5)显微硬度和拉伸性能进一步下降。一方面是由于致密度的减小,另一方面则是由于针状马氏体α′向岛状α_m组织的转变(如图10所示),导致强度和硬度均变低。Zhang等^[28]和Gu等^[29]在对SLM工艺成形工业纯Ti (CP-Ti)的显微组织研究中也发现,与岛状α_m组织相比,针状马氏体α′组织有更高的强度、硬度和耐磨性。

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图11   5个最致密TA7试样的显微硬度和拉伸性能随分层厚度的变化趋势

Fig.11   Trends of microhardnesses and tensile properties with layer thickness for the five densest TA7 samples

值得说明的是,通过与传统加工工艺成形的TA7合金件的力学性能(如表3^[20,30,31]所示)对比,可见,所有分层厚度下SLM成形的最致密TA7试样,其显微硬度、屈服强度和断裂强度均超越了铸件和锻件;而延伸率的结果表明,当分层厚度≤40 μm时,韧塑性亦明显超越了铸件,并达到锻件水平,但当分层厚度>40 μm时,韧塑性则相对较差,后续将尝试通过热处理工艺进行改善。

图12显示的是这5个不同分层厚度下最致密TA7拉伸试样在去应力退火状态下的断口形貌。可以看出,在所有的分层厚度条件下,TA7试样的室温拉伸断裂机制均为韧性断裂^[32],其中分层厚度>40 μm的拉伸试样(No.4、No.5)断口处存在分布较离散的圆形韧窝,深度较浅。相比之下,分层厚度≤40 μm的拉伸试样(No.1、No.2、No.3)断口处的圆形韧窝深度更大,且分布更密集,具有较好的韧塑性,这与延伸率的测试结果(图11)一致。

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图12   5个不同分层厚度下最致密TA7拉伸试样断口形貌的SEM像

Fig.12   SEM images of tensile fracture morphologies of the densest TA7 tensile samples deposited by layer thicknesses of δ=20 μm (a), δ=30 μm (b), δ=40 μm (c), δ=50 μm (d) and δ=60 μm (e)

综上所述,在SLM成形TA7合金零件时,可根据对成形效率、冶金质量及力学性能的具体要求灵活选择分层厚度及与之匹配的优选工艺参数组合。

3 结论

(1) SLM成形TA7合金过程中,激光体能量密度与圆形气孔和不规则未熔透孔隙缺陷的产生密切相关。在激光功率和扫描间距一定的条件下,当分层厚度≤40 μm时,致密度随激光体能量密度的下降而不断提高;而当分层厚度>40 μm时,致密度则随激光体能量密度的下降先升高后降低。通过工艺参数优化,应用5个不同分层厚度成形的TA7块体试样均可获得较高的致密度(>99.0%),且当分层厚度≤40 μm时,获得高致密TA7试样的成形工艺窗口明显更宽。

(2) SLM成形TA7所得试样的显微组织分为3类：全针状马氏体(α′)、针状α′+岛状α_m以及全岛状α_m组织。随分层厚度的增大和扫描速率的降低,SLM成形过程中的冷却速率逐步下降,当冷却速率低于6.8×10⁷ K/s时,显微组织将由针状马氏体α′逐渐向岛状α_m转变。

(3) 去应力退火状态下,应用5个分层厚度成形的最致密TA7试样的显微硬度和拉伸性能(屈服强度、断裂强度和延伸率)均随分层厚度的增大呈下降趋势,但它们的显微硬度、屈服强度和断裂强度均可超过铸件和锻件;同时当分层厚度≤40 μm时,韧塑性亦可超越铸件,并达到锻件水平。因此,为了兼顾SLM成形TA7合金零件的成形效率、冶金质量及力学性能,可根据不同的应用要求选择合适的分层厚度及与之匹配的优选工艺参数组合。

The authors have declared that no competing interests exist.