上海交大&北科大增材顶刊《AM》激光增材制造Ti6Al4V的氢脆效应！

来源：材料学网

导读：本文通过有/无电化学充氢的拉伸试验和热处理（HT，950◦C 2 h）效应，研究了激光束粉末床融合（PBF-LB）生产的Ti6Al4V的氢脆（HE）行为并探讨了HE机制。验证了HT PBF-LB Ti6Al4V长期H充电后对HE的抵抗力降低，而这种现象对于（AS）激光束粉末床融合物并不明显。与ASPBF-LB 零件中的全针状α΄马氏体相相比，由 HT工艺引入的β相吸引更多的氢进入。氢化β相的晶格膨胀迫使相界附近的局部应力场，导致HTPBF-LBTi6Al4V在H充电下的加工硬化率增加。因此，在充氢后，脆性钛氢化物与α/β界面一起出现，并且微孔优先在其中萌生并在塑性变形下聚结成微裂纹。因此，在相同的充氢条件下，与ASPBF-LB对应物相比，HTPBF-LBTi6Al4V的延展性损失更大。

Ti6Al4V由于其在低温下具有高比强度，优异的生物相容性和优异的损伤耐受性（断裂韧性，疲劳裂纹生长速率）而已广泛应用于航空航天应用，医疗和石化类型的设备。钛和钛合金应用中最具挑战性的问题之一是由于其低热导率和加工过程中的加工硬化问题而固有地限制了制造方法。因此，近净成形增材制造技术有望用于生产这种合金，尤其是具有复杂结构的合金。

氢脆（HE）是钛和钛合金从制造过程到服务环境的长期问题，当超过临界浓度时，氢气将导致其机械性能和持久性能严重恶化。氢与传统方法生产的 Ti6Al4V 合金的相互作用已被许多研究人员广泛研究，相关的HE行为取决于许多因素，即相组成、晶粒尺寸和表面状态。与铸造对应物相比，增材制造(AM)生产的零件的微观结构通常更精细，并且由于快速反应，会存在亚稳态和非平衡成分。

因此，这些AM零件上的HE行为应该不同于传统制造的零件，即铸造和锻造工艺。例如，Baek等人证实与传统制造的不锈钢相比，AM304 L 不锈钢的HE灵敏度较低，这是由于较高的奥氏体稳定性和来自细胞位错结构的较低氢扩散系数；这种新颖的子结构与逐层快速凝固过程中的内在热循环以及周围的约束有关。我们之前的研究还表明，与传统制造的零件相比，AM钢应具有更高的抗H 诱导腐蚀能力。然而，关于氢与AM钛合金的相互作用以及氢进入时的机械响应的研究有限。因为快速凝固的显微组织没有显露出来。

最近，Metalnikov等人证实在电化学和气体充氢后，在电子束粉末床熔合(PBF-EB)Ti6Al4V合金（层状 α β 结构）上形成氢化物，氢化后样品表面没有观察到裂纹，表明改进的与传统制造部件相比的HE电阻（等轴和层状区域的双峰微观结构）有所改善。此外，由于氢侵入下的显微组织细化和二次相析出物的形成，进一步证实了 PBF-EB Ti6Al4V 的耐磨性降低和硬度增加。这些现象表明HE行为受到钛合金初始微观结构的显着影响。对于通过激光束粉末制造的 Ti6Al4V床融合（PBF-LB1），微观结构呈现出几乎完整的α/α′相并且没有与氢环境中的机械响应以及后热处理效应相关的现有文献。

为此，上海交通大学朱国良和北京科技大学董朝芳教授等人采用PBF-LB法制备了Ti6Al4V样品，并对一些样品进行了热处理以产生不同的微观结构，并比较研究了这两种材料条件下的HE行为。HT工艺引入的β相吸引了更多的氢气进入，并且脆性氢化钛与TDS，XRD，EBSD和TEM测试验证的α/β界面一起发生。结果，微空隙优先在α/β界面（大β相或三β界面结点）处启动，并在塑性变形下聚结成微裂纹。在相同的H充填条件下，HT PBF-LB Ti6Al4V的延展性损失较大，氢化β相的晶格膨胀在α/β相边界附近引入局部应力场，导致塑性变形过程中氢气的加工硬化速率增加，但最终通过形成脆性钛氢化物来帮助氢化合金的快速失效。

相关研究以题“Heat treatment effects on the hydrogen embrittlement of Ti6Al4V fabricated by laser beam powder bed fusion”发表在金属顶刊Additive Manufacturing上。

链接：https://www.sciencedirect.com/sc ... i/S2214860421007272

图1.（a）用于PBF-LB工艺的粉末的尺寸分布和插入的图像是粉末的扫描电镜，（b）本工作中使用的PBF-LB Ti6Al4V的详细印刷参数以及从印刷体中切割的拉伸样品的示意图，（c）印刷对应物的最终化学成分

图 2.我们工作中的实验步骤示意图和拉伸试验重复了三次，以提高可靠性

图3.IPF+IQ映射和相位映射（a，b）1- c2）AS和（c，d1- e2HTPBF-LBTi6Al4V，（a，c）中的破折号表示先前β相界;（b）中α ́/α相的厚度3）AS和（d3）HTPBF-LBTi6Al4V

图 4.具有不同放大倍率的（a，b）AS和（c，d）HT PBF-LB Ti6Al4V、（e）HT PBF-LB Ti6Al4高分辨率 IPF+IQ 图谱的BSE结果，箭头表示在 HT 过程中边界分裂形成凹槽

图5.AS和HT PBF-LB Ti6Al4V合金在−1 mA/cm进行H充电后的氢气解吸速率与加热温度的关系296 h，升温速率为6°C/min

图6.在96 h-H充电之前和之后（a）AS和（b）HT PBF-LB Ti6Al4V的XRD模式中，应该注意的是，由于氢扩散系数低，样品表面的钛氢化物含量将高于内部。

图7. （a，b）AS 和（d，e） HT PBF-LB Ti6Al4V的工程应变/应力和真实应变/应力（硬化速率）曲线（带H充电和不带H充电），相关放大的真实应变-应力曲线和应变硬化速率曲线分别显示在 （c）和（f）中。应变率为1×10−4s

图8.（a） 使用和不带 H 充电的情况下，工程应变分布与故障前最后一帧的应变距离的关系：（a） AS 和 （b） HT PBF-LB Ti6Al4V，插值是失效前最后一帧的应变图

图9.对于（a，b）AS和（c，d）HT PBF-LB Ti6Al4V，在拉伸试验（96小时）下，有和不带H充注（96小时）的裂缝侧视图，（d）中的箭头表示裂缝附近的微裂纹

图10.（a） AS PBF-LB Ti6Al4V用H充填（96 h）拉伸试验后断裂的侧视图及相关EBSD结果：（b， c 1） 具有不同放大倍率的 IPF+IQ 映射，（c2）KAM + IQ映射和（d）沿着（c）线的错误定向演变1).扫描步骤为40 nm

图11.(a,d)HT PBF-LB Ti6Al4V 用 H 充填(96 h)进行拉伸试验后裂缝的侧视图以及相关的EBSD结果:(b)IPF+IQ 图、(c)KAM+IQ 图和(d)Phase+IQ 图。扫描步骤为40 nm

图 12.透射电镜图像和相关衍射图：1） 未充电 AS PBF-LB Ti6Al4V， （b1-乙3） 96 小时 H 充电 AS PBF-LB Ti6Al4V 具有约 3% 的应变;（丙）1，c2） 未充电 HT PBF-LB Ti6Al4V，（d1-d6） 96 小时 H 充电 HT PBF-LB Ti6Al4V，应变约 3%，（d6） 是暗场视图

图 13.AS PBF-LB Ti6Al4V （a）H充注前和（e）后裂缝形态的宏观，以及详细的裂缝形态：（b，c）（f，g）具有不同放大倍率的裂缝形态，（d，h）裂缝中心处的凹陷形态

图14.HT PBF-LB Ti6Al4V合金不同放大倍率的宏观和详细断裂形态：（a-d）在H充注之前和（e-h）之后，黄色箭头表示β相，红色箭头表示α/β界面处的微裂纹