采用气雾化和机械合金化等离子体球化粉末激光床熔增材高温预热法制备钛金属间化合物2

来源：江苏激光联盟

导读：本文论述了用激光粉末床熔合(L-PBF)增材制造技术，在高温平台预热下制备ti2alnb基合金样品的过程。本文为第二部分

3．4． 试样的机械性能
3.4.1显微硬度
根据TPH和L-PBF处理中使用的粉末类型，样品的显微硬度显著改变，如图14所示。当TPH = 200℃时，MAPS和GA的显微硬度值最低，分别为405和392 HV0.5。增大TPH，随着o相体积分数的增加，显微硬度有所提高。TPH = 700℃时，GA和MAPS样品的显微硬度最高，分别为568 HV0.5和435 HV0.5。当TPH = 980°C时，显微硬度为453 HV0.5，低于TPH = 700°C时，由于o相体积分数降低。

3.4.2抗拉强度
图15显示了在GA粉的l - pfc处理过程中使用TPH对材料极限抗拉强度(UTS)的影响。在600℃和700℃TPH条件下制备的试样拉伸强度值较差。当TPH = 980°C时，试样的抗拉强度(693±55 MPa)高于低TPH时的试样。950℃热处理可使600℃和700℃下的试样抗拉强度提高至530±34MPa，但仍低于TPH = 980℃时的预制试样的抗拉强度。

图15 平台预热温度对GA粉制备ti2alnb基l - pfb合金抗拉强度的影响

4. 讨论
4．1. 裂缝的形成
L-PBF处理的钛铝合金的裂纹形成机制多种多样。残余应力会导致ti2alnb基合金再加热试样的严重开裂。焊接过程中由于热循环不均匀而产生残余应力(类似于L-PBF工艺，熔融材料凝固后的组织受到随后激光加热的反复影响)。熔合区在快速冷却后趋于收缩，但受到母材的抑制而产生开裂。

焊时试样和(b)焊后热处理试样在600℃、30 min条件下的显微组织和SAD图。

假设在晶粒内部可能形成了大量的硬析出相，从而增加了相对于晶界凝聚强度的晶粒强度。然而，在SEM图像中很难观察到RT到900℃之间的微观结构变化。这可能归因于沉淀物的微小尺寸和非常短的保存时间，使它们不能充分生长。为了验证这一假设，实验利用透射电镜进一步观察了不同样品的微观结构。上图为(a)焊时试样和(b)焊后热处理试样在600℃、30 min条件下的显微组织和SAD图。

在加热过程中，脆性o相的析出是另一个可能导致试样开裂的因素。ti2alnb基合金在使用Ti-22Al-25Nb合金焊接接头时，容易沿晶界再热开裂。凝固后的合金在再加热过程中发生B2→O相变。然后主要沿晶界发生O→B2 + O相变，在晶界处形成B2 + O双相层。高残余应力和相变应力超过界面强度，导致B2 + O与O相区界面开裂。如图7 (a)所示，在MAPS样品中可以看到晶界微裂纹，说明L-PBF处理过程中发生了再热开裂。

Ti-25Al-12.5Nb合金扫描图像(SE）

试验合金的结构如上图所示，其类型可以确定为层状。这是材料再结晶所产生的一种典型的显微组织。

Baeslack W. et.用α2基合金证明，钛铝合金的低温延展性和缺口敏感性使其在焊接过程中容易发生冷裂纹。通过降低焊缝冷却速率和消除试样的应力，可以避免固体裂纹的发生。这可以通过保持适当的预热温度来实现。

如氧等间隙杂质已被证实会极大地影响铝钛合金(包括正交晶合金)的延展性。MAPS粉的氧含量为0.720 wt.%， GA粉的氧含量为0.137 wt.%。在TPH = 700°C条件下制备的MAPS粉末样品的氧含量为0.675 wt. %，与初始粉末相比略有下降。对于从GA粉中得到的样品，测定氧含量为0.17 wt. %。因此，增加初始粉末中氧的含量可以增加样品在低TPH条件下的开裂敏感性。显著增加TPH可以降低L-PBF过程中的热梯度，从而足以抑制裂纹的形成。

4．2． 微观组织演变
从显微组织图中可以看出，在使用MAPS粉末的L-PBF过程中，由于快速凝固速度，Al发生了偏析。当TPH = 700℃时，Al偏析更为明显。BSE图(图7 (b))显示了Al富区对应的暗带，表明Al损失主要发生在靠近熔池表面的地方。富Al区以o相体积分数的增加为特征，Al含量的增加有利于o相体积分数的增加。增大o相体积分数可以提高合金的强度。然而，在高残余应力和相变应力下，脆性相的高度集中会导致裂纹的形成。在TPH = 900℃时，MAPS粉末制备的BSE图中未发现Al和Nb偏析现象。较高的TPH促进元素的扩散。因此，微观结构更加均匀。

用GA粉制备的样品在不同的温度条件下，显微组织均匀。这表明，在开始的MAPS粉中元素的偏析导致了l - pbf制备样品的化学不均匀性。

在MAPS和GA两种粉末中，使用相对较低的TPH (200°C)，均可得到由多孔β/B2相组成的单相组织。根据Ti-22Al-xNb合金的伪二元相图(图16(a))，室温平衡状态对应于o相组织。在L-PBF过程中，高的冷却速率保持了过饱和β/ b2相，抑制了二次相的形成，导致非平衡组织的形成。

图16 为Ti-22Al-xNb合金(a)和GA粉制备样品dsc曲线(b)提供了平台预热温度下的准二元相图。

当TPH增加到500℃及以上时，o相析出，其含量随粉末组成和TPH的变化而变化。对于MAPS粉末，TPH从700°C增加到900°C, o相分数降低。从Ti-22Al-xNb合金的伪二元相图可以看出，900°C的温度接近于o相溶解温度，而700°C的温度接近于单一o相区域。

当TPH = 500℃时，GA粉的显微组织主要为B2/β相，晶界处形成少量的o相。在这种情况下，L-PBF过程中的冷却速率不足以完全抑制B2/β相的形成。O相的形成被认为是由上覆层熔化引起的B2↔转变温度以上的重复热循环的结果。根据DSC结果，B2↔转变对应的放热峰在631°C，如图16(b)所示。在激光加工过程中，复杂的热历史会导致底层材料加热到特定的温度，因此，在某些区域会发生本质热处理。因此，o相是由上覆层熔化引起的原位热处理的结果。

在Ti-6Al-4V基体上的Ti-6Al-4V粉末层的xz平面温度分布，使用与参考样品相同的扫描参数，从右到左扫描。右边的温标是K。

在SLM过程中，凝固过程中不存在形核障碍，晶粒外延生长为。在Ti-6Al-4V中，所有样品的侧面和正面均可见到细长的晶粒。从样品D，我们知道晶粒是朝向熔池的。现在我们将比较倾斜角度的谷物温度曲线计算使用SLM的实用模型(见上图)。xz平面内晶粒的生长方向垂直于等温线，即熔池背面具有相同颜色的线。因此，晶粒方向与局部传导传热平行。因此，晶粒的取向高度依赖于扫描速度和扫描策略，但也依赖于局部零件的几何形状。因此，扫描策略可能是控制晶粒取向以及微观结构织构的有力工具。

fully-O微结构的形成GA粉时L-PBF-processedTPH energy 600和700°C被认为是B2→O反应的结果,如果加工温度发生在O + B2地区,这是根据DSC结果高于631°C。由于l - pfc处理通常需要几个小时的时间，在高TPH下的保温时间足以使b2相分解并形成平衡组织。

当TPH = 980°C时，l - pbf处理的GA粉的成分接近ti2alnb，形成了B2 + O的针状O相组织。980°C的温度位于α2+B2 + O相区，如图16所示，通常用于ti2alnb基合金的固溶退火。因此，在l - pbf处理完成后的冷却过程中，o相将会析出。因此，预计o相的含量较低。980°C时，GA粉末的L-PBF处理过程包括o相溶解温度和α2相溶解温度以上的加热循环，导致合金在此过程中发生再结晶。因此，在TPH = 980°C时，合金熔体池边界不明显。

图17为Ti、Al、Nb含量随平台预热温度的变化。虽然不同TPH下各元素的含量没有显著变化，但在起始粉中Al的含量有显著差异。因此，用不同的Ti:Al:Nb比例对制备的试样进行了表征。在两种粉末的情况下，l - ppbf处理导致了少量的铝损失。%由于其部分蒸发类似于TiAl使用GA粉末或ti2alnb合金使用元素共混。根据700℃条件下Al-Nb-Ti三元系的等温截面计算，GA粉制备的样品的组成比MAPS样品的组成更接近o相区。对于其他温度(例如，600、800、900°C)也是如此。因此，由GA粉末制备的样品中o相的体积分数显著提高。钛正交晶合金b2相体积分数随着Al含量的增加而降低。

图17用能谱仪测定了GA和MAPS粉末制备样品中Ti、Al和Nb含量的变化。红色虚线和蓝色虚线分别表示map粉和GA粉中的Al含量。

4．3． 机械性能
通过改变o相的数量、尺寸和形貌，可以显著改变ti2alnb基合金的机械行为。结果表明，增加o相的含量可以提高硬度和抗拉强度。B2 + O组织的强度高于完全O组织和完全B2组织。而含有较大O相体积分数的B2 + O组织延伸率较低，但强度较高。

由GA粉末制备的样品的显微硬度高于MAPS样品。这与o相的分数有很好的相关性，因为GA样品的o相体积分数明显高于MAPS样品。此外，GA试样中Al含量的增加可导致其强度和显微硬度的提高。

940°C/1 h固溶处理后的试样(a)与随后在不同温度下时效的试样比较。试件在(b)760°C，(C) 780°C，(d) 800°C和(e) 820°C (f) 840°C时效12 h后风冷。

对选定的固溶试样进行了时效处理，以考察其显微组织的稳定性。上图为Ti-22Al-25Nb基体组织在940℃下固溶1 h，然后水淬。图(b) - (f)为760℃~ 840℃等温时效12 h后风冷后得到的显微组织。随着时效温度的升高，α2相的体积分数相对固溶处理组织减小。α2相周围的边缘O相变厚，一些嵌在边缘O中的α2晶粒被完全溶解，这些边缘O相转变为较大的等轴晶。时效显微组织均由B2晶粒内部的O相针状析出相组成。其原因被认为是O和B2相(即OR)中特定平面集的低能量配置。针状O相析出相的尺寸和体积分数取决于时效温度。840℃时析出相尺寸最大，760℃时析出相尺寸最细。虽然样品在B2 + O相区时效12 h，但沉淀以透镜状形态发生，初级O或α2晶粒保持相对不变。选择合适的固溶温度可以控制初级O晶粒尺寸和体积分数，选择合适的时效温度可以控制针状析出相尺寸和体积分数，这对组织设计具有重要意义。

用GA粉末制备的样品的显微硬度值明显高于文献中报道的常规制备的ti2alnb基合金。以等温锻造Ti-22Al-25Nb合金为例，其显微硬度最高为452HV0.5。Ti-22Al-25Nb预合金粉末烧结后的最高硬度为389 HV。采用L-PBF法制备的试样具有较高的显微硬度，这主要归功于其细小的显微组织和较高的o相体积分数。

图18显示了拉伸试验后制造样品的断裂面。处于制造状态的样品显示出脆性破坏模式。对于在TPH=600°C下制造的样品，如图18（a，d）所示，存在脆性材料典型的光滑表面解理面。在700°C和980°C的TPH下制备的样品显示出准解理断裂模式，因为存在非解理面（图18（e，f）），具有平行于裂纹扩展方向的河流图案，并且是此类断裂模式的典型特征。这表明在TPH=600°C条件下制备的样品比在700°C和980°C条件下制备的样品需要更少的断裂能量。因此，在700°C和980°C TPH条件下获得了更高的抗拉强度值。

图18 不同预热温度(a, d) 600°C， (b, e) 700°C， (C, f) 980°C下GA粉末制备的试样断口的sem图像。

950℃时，在O→α2相变温度附近退火，得到了层状B2 + O组织，且B2相体积分数增加。可以看出，在B2 + O层状组织的情况下，增加B2含量可以提高合金的机械行为。因此，与预制状态相比，拉伸强度值有所提高。

拉伸强度与热压烧结相当，但明显低于等温锻造Ti-22Al-25Nb合金。因此，需要进一步优化和研究后处理(热处理、热等静压)对机械性能的影响，以改善l- pbf制备的正交晶合金的机械行为。由于目前的扁平试件不允许连接引伸计来测量应变和杨氏模量，因此未来工程中也计划使用圆柱形拉伸试样。

表2 Ti-22Al-25Nb合金的化学成分(at.%)(用化学分析方法测定该合金的真实化学成分为Ti-10.8Al-43.0Nb-0.050O-0.007C-0.005N-0.004H的重量百分比(wt.%)。

根据表2的化学分析，条形成分与标称成分相关，气体杂质含量较低(如氧≤500ppm、氢≤300ppm、氮≤800ppm)。Ti-22Al-25Nb棒材的显微组织如下图所示。组织由B2基体、等轴α2/O颗粒和层状O组成，等轴α2/O颗粒呈非均匀分布。等轴α2/O颗粒由α2颗粒和环O组成(图b)，其中环O是由α2相和B2基体的包晶反应形成的。等轴颗粒的钉扎效应(图b)有利于抑制B2晶粒的生长。Ti-22Al-25Nb棒材的B2晶粒平均尺寸为38 μm。在锻造后冷却过程中，片状O析出(如图b所示)。

锻态合金的显微组织。

5. 结论
在本研究中，我们证明了球形预合金GA和MAPS粉末可以在高温平台预热的L-PBF工艺中获得无裂纹的ti2alnb合金样品。得出以下主要结论:

1，在L-PBF工艺中，通过改变平台预热温度，显著改善了正交晶钛合金的组织、相组成和机械性能。相对较低的预热温度(200℃和500℃)可形成由B2/β相组成的细小胞状组织，而预热温度(600 ~ 900℃)可进行原位热处理，形成形态和体积分数各不相同的o相。结果表明，map粉末的显微组织从完全B2/β到B + O, GA粉末的显微组织从B2/β、B2 + O到完全O。

2，在TPH = 600和700℃时，GA粉和45.8和54.9 J/mm3 VED的相对密度最高，约为99.95%。与GA粉相比，使用MAPS粉的相对密度略低。在77.8J/mm3 VED和TPH = 700℃时，map样品的最高相对密度为99.3%。

3，样品在TPH低于600℃时发生严重开裂。使用TPH为600℃及以上，可以抑制裂纹的形成，产生无裂纹的试样。

4，采用不同工艺获得的粉末在微观结构和成分上存在显著差异。因此，不同粉末制备的样品表现出明显不同的机械性能。GA粉的o相体积分数最高，为48%，而map粉的o相体积分数最高。因此，与map -试样相比，ga -试样的显微硬度显著提高。

5，TPH = 980°C制备的试样抗拉强度最高，但需进一步优化热处理条件以改善其机械性能。所制备试样的高温机械行为以及后处理条件的影响将在未来的研究中进行研究。

来源：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

参考文献：J. Kumpfert，Intermetallic alloys based on orthorhombic titanium aluminide，Adv. Eng.Mater., 3 (2001), p. 851, 10.1002/1527-2648(200111)3:11<851::AID-ADEM851>3.0.CO;2-G