激光選區(qū)熔化成形鈦鋁合金微觀組織與性能演變規(guī)律研究.pdf

1、TiAl合金具有低密度、優(yōu)異的高溫強(qiáng)度和蠕變抗力等優(yōu)點(diǎn)，作為高溫結(jié)構(gòu)材料，其在航空航天等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景。但是，TiAl合金熱加工性能較差以及其本征脆性，傳統(tǒng)加工方法難以甚至無法整體制造出具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的高性能TiAl合金零件。金屬增材制造技術(shù)(Metal Additive Manufacturing,MAM)在無需刀具以及模具的前提下，利用三維CAD數(shù)據(jù)，可以直接快速精確的整體制造出復(fù)雜高性能金屬零件。激光選區(qū)熔化(Selecti

2、ve Laser Melting，SLM)是最具發(fā)展?jié)摿Φ慕饘僭霾闹圃旒夹g(shù)之一。利用SLM技術(shù)逐層熔化微細(xì)TiAl合金粉末，在理論上上可成形任意復(fù)雜結(jié)構(gòu)的TiAl合金零件。然而，SLM成形過程存在快速熔化、快速凝固和逐層疊加等特征，與傳統(tǒng)工藝有較大的差異性，最終導(dǎo)致SLM成形零件與傳統(tǒng)方法在微觀組織與性能方面存在明顯差異。因此，本文以Ti-45Al-2Cr-5Nb合金粉末為成形材料，研究SLM成形TiAl合金的工藝、顯微組織及力學(xué)性能。

3、主要結(jié)論和創(chuàng)新點(diǎn)如下：
　　1、研究了激光功率對(duì)SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微觀組織、相組成與維氏硬度的演變規(guī)律。發(fā)現(xiàn)SLM成形的Ti-45Al-2Cr-5Nb合金主要由α2，γ和B2三相組成，上表面和側(cè)面微觀組織分別為等軸晶和柱狀晶。激光掃描形成的熔池被分割成三個(gè)區(qū)域：粗晶區(qū)、過渡區(qū)和細(xì)晶區(qū)。隨著激光功率的增加，晶粒尺寸逐漸增大并且其取向由強(qiáng)烈的(0001)轉(zhuǎn)變?yōu)?0001),(1011)和(1121)，同時(shí)大角

4、度晶界(high-angle grain boundaries,HAGBs)和α2相的含量也逐漸增大。另外，由于晶粒尺寸的增大以及B2相含量的降低，成形件的維氏硬度隨激光功率增大由580.1±16.4Hv1/15逐漸減小至561.7±16.1Hv1/15。
　　2、研究了不同的激光掃描速度對(duì)SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微觀組織、相組成與維氏硬度的影響規(guī)律。發(fā)現(xiàn)隨著激光掃描速度由500mm/s增加至800mm/s，晶

5、粒的平均尺寸由7.11μm逐漸減小至5.43μm，但晶粒取向均無(0001)、(1011)和(1121)；晶界角均由大角度晶界組成，其體積分?jǐn)?shù)隨激光掃描速度的增加由91.60％逐漸減小至86.19%；基體α2相含量逐漸減少，而γ相和B2相含量逐漸增大，其相位關(guān)系為：(20(2)0)α2//(110)γ//(220)B2和(20(2)0)α2//(200)B2；成形件抗壓強(qiáng)度和納米硬度分別由829.41±24.88Mpa和7.90±0.3

6、2GPa增加至1216.16±36.48Mpa和9.49±0.46GPa。
　　3、研究了基底預(yù)熱溫度對(duì)SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微觀組織、相組成與維氏硬度的影響規(guī)律。發(fā)現(xiàn)預(yù)熱溫度由298K增加至623K，晶粒取由強(qiáng)烈的(1011)和(1121)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)烈的(0001)取向，最終轉(zhuǎn)變?yōu)橥葟?qiáng)度的(0001)、(1011)和(1121)的混合取向；不同預(yù)熱溫度下晶界角均由大角度晶界組成，并隨預(yù)熱溫度的增加其體積

7、分?jǐn)?shù)逐漸由88.2%增加至93.9%；首先(102)?相轉(zhuǎn)變?yōu)?(0002)相和(110)γ相，接著殘余β相有序轉(zhuǎn)變?yōu)锽2相，最終殘余B2相及未完全轉(zhuǎn)變的γ相隨機(jī)分布于α2相基體表面；納米硬度由7.57±0.38GPa增加至8.47±0.42GPa，均高于傳統(tǒng)鑄造TiAl基合金納米硬度(4.8±0.28GPa)。
　　4、研究了兩步法退火熱處理對(duì)SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微觀組織、相組成與維氏硬度的影響規(guī)律。發(fā)現(xiàn)

8、退火熱處理溫度由298K（室溫對(duì)照）增加至1473K時(shí)，上表面晶粒平均尺寸由5.81μm逐漸增加至9.98μm，晶粒均為同等強(qiáng)度的(0001)、(1011)和(1121)的混合取向；B2相含量逐漸減小，而基體相α2相和γ相的含量逐漸增加，γ相和B2相在幾百納米的范圍內(nèi)隨機(jī)的分布在α2相基體表面。α2相、γ相和B2相的演變過程和相位關(guān)系：(200)β→（11（2）0）α2+(111)γ和(20(2)0)α2//(110)γ//（110）B

9、2；納米硬度H和楊氏模量G分別處于8.36±0.42GPa到9.75±0.49GPa和179.60±8.98GPa到199.26±9.96GPa范圍。熱處理的過程中γ相織構(gòu)演變規(guī)律為：纖維織構(gòu)強(qiáng)度先減小后增強(qiáng)，纖維織構(gòu)保持{101}<121>取向不變，再結(jié)晶織構(gòu)強(qiáng)度先強(qiáng)后弱，保持{124}<211>取向不變，再結(jié)晶織構(gòu)組分中立方織構(gòu)和R織構(gòu)也呈先強(qiáng)后弱趨勢(shì)；α2相具有D019(HCP)結(jié)構(gòu)，即六角對(duì)角的Al原子占據(jù)了密排六方結(jié)構(gòu)中的Ti

10、原子的位置所形成的結(jié)構(gòu)；α2相具有BCC結(jié)構(gòu)，即Ti元素和Al元素分別處于B2相體心立方結(jié)構(gòu)的最上層和最下層，而Cr元素和Nb元素處于立方結(jié)構(gòu)的中間部位所形成的結(jié)構(gòu)；γ相具有L01(BCC)結(jié)構(gòu)，即Ti原子占據(jù)了其上表面和下表面的八個(gè)角以及中心位置，而Al原子則位于其結(jié)構(gòu)四個(gè)側(cè)面的中心位置所組成的結(jié)構(gòu)；β/B2相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?α2相最有可能是由于β相中Cr原子和Nb原子遷移所導(dǎo)致的，即BCC結(jié)構(gòu)中的(110)平面的“...Ti-Nb/Cr-

11、Al-Ti-Nb/Cr-Al...”原子堆疊順序轉(zhuǎn)變?yōu)镈019(HCP)結(jié)構(gòu)中的(0001)平面的“...Ti-Al-Ti-Ti-Ti-Al-Ti-Ti...”原子堆疊順序；α/α2相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟鄤t主要是由于α/α2相中Ti-Al原子的遷移所導(dǎo)致的，即D019(HCP)結(jié)構(gòu)中的(0001)平面的“...Ti-Al-Ti-Ti-Ti-Al-Ti-Ti...”原子堆疊順序轉(zhuǎn)變?yōu)長10(BCC)結(jié)構(gòu)中的(110)平面的“...Ti-Al-Ti-

12、Al...”原子堆疊順序。
　　5、研究了TiB2增強(qiáng)相對(duì)SLM成形TiAl/TiB2金屬基復(fù)合材料成形性的影響規(guī)律。發(fā)現(xiàn)TiB2增強(qiáng)相重量百分比由0wt.%（空白對(duì)照）增加至3wt.%，SLM制備的TiAl/TiB2復(fù)合材料上表面晶粒取向發(fā)生非常大的改變，由強(qiáng)烈的(0001)取向轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)烈的(1011)和(1121)的混合取向，基體相α2相的體積分?jǐn)?shù)由76.2%逐漸減小至51.2%，而γ相和B2相的體積分?jǐn)?shù)分別由22.3%和1.

13、5%逐漸增加至43.7%和2.5%；α2相、γ相、B2相、TiB2相和TiB相的相位平行關(guān)系為：(20(2)0)α2//(110)γ、（11（2）0）α//（110）B2//(111)γ//(10(1）0）TiB2和（0002）α2//（0001）TiB2；隨TiB2增強(qiáng)相含量的增加，納米硬度H值呈先增大后減小的趨勢(shì)。α2相的棱形織構(gòu)強(qiáng)度要高于基體織構(gòu)和錐形織構(gòu)的強(qiáng)度，當(dāng)TiB2增強(qiáng)相重量百分比增加時(shí)，菱形織構(gòu)、基體織構(gòu)和錐形織構(gòu)的強(qiáng)度