2.1 SLM成形TA7合金组织与性能
SLM成形TA7钛合金纵截面的显微组织如图3所示。
图3 不同成形角度的TA7钛合金试样的显微组织
Fig.3 Microstructure of TA7 titanium alloy samples at different forming angles
从图3中可以看出,试样内部实现了良好的冶金结合,没有明显的孔洞、未熔合以及裂纹等缺陷。SLM成形过程中,激光熔化粉末形成的熔池温度从底部到顶部逐渐升高,热量散失主要沿着成形方向,导致沿成形方向存在较高的温度梯度,致使熔池内的熔融态合金发生定向凝固,从熔池底部沿成形方向逐渐凝固,导致了柱状晶的产生,随着逐层熔化凝固β柱状晶粒发生外延生长[14],从图3(a)、图3(c)、图3(e)与图3(g)中可以看出显著的原始β柱状晶形貌,柱状晶宽度约为100 μm、长度1 mm以上,β柱状晶长轴方向与成形方向保持一致。
成形过程中合金的凝固速率可达107 K/s,在此条件下,β相来不及转变为α相,形成α'相,发生马氏体相变,该相变过程原子迁移距离小于一个原子间距,为近程迁移,不发生原子扩散[15]。形成的马氏体相与柱状晶原始晶界的夹角是45°[见图3(a)、图3(c)、图3(e)和图3(g)],这是由相变过程α与β相的Burgurs位向关系决定的[16]。
不同成形角度TA7钛合金的XRD图谱如图4所示,从图4中可以看出,由于TA7钛合金不含β稳定元素,因此未见β相衍射峰,结合图3的显微组织进一步确认SLM成形合金的相为马氏体相。
图4 不同成形角度的TA7钛合金试样的XRD图谱
Fig.4 XRD patterns of TA7 titanium alloy samples at different forming angles
从图3、图4可以看出SLM成形TA7钛合金中未见β相,成形合金的性能主要取决于α'相[17]。为进一步确认α'相的分布情况,对4种成形角度TA7钛合金进行织构分析,{0001}、{11-20}及{11-10}反极图如图5所示。从图5中可以看出,当成形角度为0°时,TA7钛合金的织构主要为<0001>,取向密度指数为2.33; 当成形角度为30°时,TA7钛合金的主要织构为<0001>,但取向密度指数增加至15.05; 当打印角度为60°与 90°时,合金中<0001>织构的强度显著减弱。
图5 不同成形角度TA7钛合金的反极图
Fig.5 Reverse polarity of TA7 titanium alloy at different forming angles
不同成形角度TA7钛合金的室温屈服强度、抗拉强度、延伸率的数值如表3所示。可以看出,随着角度的变化,合金的性能存在差异,随成形角度的增大,TA7钛合金的强度呈现升高的趋势,延伸率呈现降低的趋势。
表3 不同成形角度的TA7钛合金室温拉伸性能
Tab.3 Tensile properties of TA7 titanium alloy at room temperature at different forming angles
晶粒的尺寸变化会影响合金的强度,SLM成形合金组织的典型特征是柱状晶组织,将原始β柱状晶视为单个晶粒,不同方向成形TA7合金在拉伸性能测试过程中的示意图如图6所示。
图6 不同成形角度TA7钛合金拉伸示意图
Fig.6 Tensile diagram of TA7 titanium alloy at different forming angles
相关研究表明裂纹不会沿着原始β晶界扩展,而β晶界在一定程度上对裂纹的扩展起到阻碍作用,在变形过程中,通常微裂纹首先在β晶粒内强度较低的地方形成,并且沿着切应力较大的方向进行扩展[18]。成形角度0°的试样在测试过程中,加载方向与柱状晶长轴方向垂直,加载方向晶粒尺寸较小,晶粒细化在提高强度的同时,也提升了合金的延伸率,而当成形角度为90°时,柱状晶的长轴方向与载荷方向一致,沿加载方向晶粒尺寸显著增大,粗大的晶粒会降低合金的强度,因此该成形角度强度最低[19]。
材料晶粒的晶体取向影响材料的宏观力学性能,特别是对于密排六方结构的SLM成形TA7钛合金,织构对其性能的影响更大[17,20]。当合金存在<0001>织构时,密排六方晶体的柱面和锥面滑移系临界开动临界剪切应力会增大,因此导致合金的强度较高,柱面和基面滑移的Schmid因子可以用来表征合金变形的难易程度。一般来说,Schmid因子越大合金越容易发生形变,强度越低[17]。对成形TA7钛合金进行EBSD测试,结果显示打印角度为0°和30°的SLM成形TA7钛合金中存在<0001>织构[如图5(a)、图5(b)所示],基面滑移的Schmid因子为分别为4.45和4.35。成形角度为60°和90°时,<0001>取向的晶粒较少,晶粒的取向相对分散。当成形角度为30°时,TA7钛合金中晶粒变形的难度最大,导致其强度较高。从上述研究可以看出,SLM成形TA7钛合金各向异性受显微组织与织构的双重影响,存在一定的各向异性。
2.2热处理对SLM成形TA7钛合金组织性能的影响
图7为不同成形角度TA7钛合金热处理前后IPF对比图。从图7中可以看出,经过热处理后TA7钛合金纵截面初始β柱状晶消失,组织发生了明显的再结晶现象,α'马氏体转变成为等轴α相,晶粒尺寸约为20~90 μm,再结晶后的α晶粒呈现不同的取向,晶粒择优取向趋势不显著。热处理后合金的极图如图8所示,与图5的成形态相比,热处理后合金内部织构明显弱化。
图7 SLM成形TA7钛合金热处理前后IPF图
Fig.7 IPF of TA7 titanium alloy before and after heat treatment at different forming angles
图8 热处理后SLM成形TA7钛合金的极图
Fig.8 Polar images of TA7 titanium alloy with different forming angles after heat treatment
图9为热处理后的SLM成形TA7钛合金试样室温拉伸性能。
图9 热处理后不同成形角度的TA7钛合金试样室温拉伸性能
Fig.9 Tensile properties at room temperature of TA7 titanium alloy samples with different forming angles after heat treatment
从图9中可以看出经过热处理后合金的各向异性消失,不同成形角度TA7钛合金的抗拉强度和延伸率趋于一致。与成形态相比(见表3),合金抗拉强度的平均值由1 020 MPa降至842 MPa,延伸率的平均值由13.18 %升至17.31 %,强塑性匹配度得到了提高。热处理过程中发生再结晶,导致成形态合金中的α'马氏体相全部转变为等轴α相,晶粒尺寸显著增大,相界面的数量显著减少,由于相界在一定程度上对位错源的开动具有抑制作用,所以合金的强度会有一定的下降[21]。