Ti-6Al-4V合金具有良好的強度、塑性、韌性、成形性、可焊性、耐蝕性和生物相容性，得到了廣泛的應用[1, 2] 但是，用傳統鍛造、軋制以及擠壓等加工工藝難以生產大型復雜的構件[3] 激光立體成形是一種近凈成形的材料加工方法，此法以數字模型為基礎，將材料不斷添加、逐層堆積而成為三維實體零件[4] 但是與其它金屬相比，激光立體成形的Ti-6Al-4V合金零部件其加工硬化率低且塑性較差[5, 6]

對Ti-6Al-4V合金進行機械加工和后續(xù)熱處理，能優(yōu)化其顯微組織 但是，激光立體成形屬于近凈成形工藝，難以用后續(xù)機械加工控制晶粒尺寸或形態(tài)而只能進行后續(xù)熱處理調整其晶粒尺寸或形態(tài) Zhao等[7]將激光立體成形的Ti-6Al-4V樣品在980℃退火1 h和在920℃固溶1 h后再在550℃時效4 h，其顯微組織由β、等軸α和板條狀α相組成，延伸率達到25% Sabban等[8]將選區(qū)激光熔化的Ti-6Al-4V樣品在975℃~875℃循環(huán)熱處理24 h后試樣的顯微組織也由β、等軸α和板條狀α相組成，其延伸率約為18% 已有研究表明，由β、等軸α和板條狀α相構成的顯微組織能顯著提高延伸率，但是對加工硬化能力沒有明顯的影響[7] De Formanoir等[9, 10]通過熱處理調控電子束選區(qū)熔化Ti-6Al-4V組織，使其轉變?yōu)棣?+α，與鍛造和熱等靜壓的Ti-6Al-4V樣品相比，這種熱處理方式能同時提高這種合金的抗拉強度、延伸率和加工硬化能力 強度和塑性的提高，可歸因于α'+α組織具有較高的加工硬化能力 許多學者的研究結果表明，α''馬氏體具有比α'馬氏體更高的加工硬化能力[11~13]，而α''馬氏體相轉變與β相的穩(wěn)定能力密切相關 但是，α''+α顯微組織對激光立體成形Ti合金力學性能的影響尚不清楚

本文作者所在課題組長期研究了多組元復雜準晶、非晶以及固溶體合金的成分規(guī)律和結構特征，基于合金的近程有序結構提出了“團簇加連接原子”結構模型[14] 該模型認為，任何一個合金相的近程序都可簡化成第一近鄰團簇加上若干位于次近鄰的連接原子，連接原子填充相互孤立的團簇之間的間隙 此模型可表示為統一的團簇式形式[團簇](連接原子)x，其中x為連接原子的個數 這種團簇式形式的結構單元，稱為化學結構單元[15] 引入Friedel振蕩機制可解決團簇密堆的中程序堆垛結構以及相應的原子密度計算，進而定量計算固溶體合金的化學結構單元的成分式 團簇式不僅給出了化學成分信息，還給出了重要的內在結構信息 “團簇加連接原子模型”，已經應用于固溶體合金的成分設計并得到了驗證[16~18] 鑒于此，本文以Ti-6Al-4V合金團簇成分式為基礎使用“團簇加連接原子”結構模型設計新型的Ti-4.13Al-9.36V合金，采用激光立體成形工藝制備塊體材料，研究沉積態(tài)Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V(對比合金)合金的組織-性能變化規(guī)律，以及固溶溫度對新型Ti-4.13Al-9.36V合金顯微組織和力學性能的影響，以揭示α''+α組織影響激光立體成形Ti合金力學性能的規(guī)律

1 實驗方法1.1 成分設計

Ti-6Al-4V合金有兩種固溶體相，分別為密排六方(Hexagonal Close-Packed，HCP)結構的α相和體心立方(Body-centered cubic，BCC)結構的β相 根據實際測得的α和β相的成分得到了兩相的團簇加連接原子結構單元，分別為α-[Al-Ti12](AlTi2)和β-[Al-Ti14](V2Ti) 將α和β相的結構單元看成在空間堆垛的兩個半徑不同的硬球，根據團簇共振模型，硬球的堆垛滿足球周期序，即以任一硬球為中心，其第一近鄰的硬球位于徑向距離為r1的殼層位置，對應于Friedel振蕩勢函數的第一個波谷中心處，于是中心硬球與第一近鄰硬球就構成了一個硬球團簇 將此團簇再匹配以若干位于次近鄰的連接硬球，從而構建出硬球堆垛的團簇加連接原子模型 在Ti-6Al-4V合金中，β相的含量較低為溶質硬球，α相的含量較高為溶劑硬球 描述硬球堆垛結構單元的團簇式可寫為[{β}-{α}12]{β}x{α}y，即以{β}硬球為中心，以{α}為第一近鄰硬球，再匹配以連接硬球，其中x和y各為{β}和{α}硬球的個數 x與y的關系[14]為

x?Rβ/α3+y=2.03?Rβ/α+13-Rβ/α3-12

(1)

式中Rβ/α為{β}和{α}硬球的半徑比，Rβ/Rα= RAl3+14RTi31/3/RAl3+12RTi31/3=1.049 ({α}硬球含有原子個數為[Al-Ti12]，{β}硬球含有原子個數為[Al+Ti14])，其中，連接原子個數x與y滿足

1.154x+y≈4.309

(2)

由(2)可計算出x+y≈4 因此，硬球堆垛的團簇式為[{β}-{α}12]{β}x{α}4-x，即團簇式中共有17個硬球 由此唯一確定了Ti-6Al-4V的雙團簇成分式為12[Al-Ti12](AlTi2)+5[Al-Ti14](V2Ti)

將β相作為溶劑硬球，α相作為溶質硬球，則硬球堆垛結構單元的團簇式的表達式為[{α}-{β}12]{α}x{β}y，即以{α}硬球為中心，以{β}為第一近鄰硬球，再匹配以連接硬球，其中x和y各為{α}和{β}硬球的個數 則(1)式變?yōu)?br />
x?Rα/β3+y=2.03?Rα/β+13-Rα/β3-1

(3)

其中連接原子個數x與y滿足

1.154x+y≈4.309

(4)

根據(4)可得最優(yōu)整數解為x=3，y=0 因此新合金的成分式為[{α}-{β}12]{α}3=4[Al-Ti12](AlTi2)+12[Al-Ti14](V2Ti) 本文中新型Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的團簇成分式和其成分，列于表1

Table 1

表1

表1Ti-Al-V合金的團簇成分式及其化學成分

Table 1Cluster formulas of designed Ti-Al-V alloys and their compositions

Alloy	Cluster formulas /(atom fraction, %)	Composition /(mass fraction, %)	[Mo]eq
1	12[Al-Ti12](AlTi2)+5[Al-Ti14](V2Ti)	Ti-6.05Al-3.94V	2.64
2	4[Al-Ti12](AlTi2)+12[Al-Ti14](V2Ti)	Ti-4.13Al-9.36V	6.27

1.2 激光立體成形

實驗中用混合元素法配比成分 實驗用原料為純Ti、純Al和純V粉末 Ti為球形粉，粒子尺寸分布范圍為50~150 μm；Al為球形粉，粒子尺寸分布范圍為50~75 μm；V為非球形粉，粒子尺寸分布范圍為50~75 μm 將Ti、Al、V元素粉末按預設比例配置后在混料機里混合8 h，然后在真空干燥爐中以120℃的溫度干燥8 h去除粉末中的濕氣，以保證打印過程中粉末的流動性 用混合元素法制備的Ti-6.05Al-3.94V合金，如圖1a所示

圖1



圖1用純Ti、純Al和純V粉末混合制備的Ti-6.05Al-3.94V合金的SEM照片和激光立體成形掃描方式

Fig.1SEM image of Ti, Al and V powders mixture for Ti-6.05Al-3.94V (a) and scanning strategy for laser additive manufacturing (b)

使用激光打印系統打印Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金樣品，該系統由高性能YLS-6000型摻鐿光纖激光器(最大輸出功率為6000 W)、RC-LDM-8060三軸數控工作臺、RC-PGF-D-2型送粉器、同軸送粉噴嘴和惰性氣氛加工室組成 在充滿氬氣的惰性氣氛下打印樣品，氧含量低于100×10-6 打印基材為Ti-6Al-4V板材，尺寸為150 mm×100 mm×20 mm 在打印前，用120#粗砂紙將基材表面打磨干凈并用丙酮擦洗 優(yōu)化后的工藝參數為：激光功率1800 W，掃描速度480 mm/min，搭接率30%，送粉率8 g/min，Z軸增量0.6 mm 掃描方式為Z字型掃描(圖1b)，成形后樣品的尺寸為67 mm×15 mm×13 mm 將一部分打印好的樣品進行固溶+淬火熱處理 根據De Formanoir等的實驗結果，在920℃固溶2 h后淬火的Ti-6Al-4V，具有最佳的強塑性 因此，將Ti-6.05Al-3.94V合金在920℃固溶2 h后淬火做對比實驗，而對Ti-4.13Al-9.36V采用三種制度進行熱處理，分別為700℃固溶2 h后淬火、750℃固溶2 h后淬火和800℃固溶2 h后淬火

1.3 組織結構

先后用200#、400#、600#、800#和1000#砂紙將打印樣品打磨后，用Bruker D8 Focus X (XRD)測定其橫截面的相結構(圖2b)，工作電壓為40 kV，工作電流為40 mA，掃描速度為4°/min，掃描角度為20~100°

圖2



圖2Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金樣品的測試位置

Fig.2Measurement locations of Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V

用240#和320#砂紙打磨打印樣品，然后依次用粒徑為9和3 μm的金剛石拋光液以及SiO2和H2O2混合拋光液拋光，然后用3%HF+7%HNO3+90H2O(體積分數)腐蝕液腐蝕15 s 用型號為Olympus BX51的光學顯微鏡(OM)觀察打印樣品縱截面的金相組織形貌(圖2b) 用Zeiss Supra 55掃描電子顯微鏡(SEM)觀察打印樣品的橫截面(圖2b)

用Philips Tecnai G2型透射電子顯微鏡(TEM) 觀察打印樣品的明場像、暗場像和選區(qū)電子衍射以分析其微觀組織形貌和相結構，加速電壓為200 kV 將透射電鏡樣品機械減薄至50 μm，再用電解雙噴儀(DJ3000)進行化學減薄，雙噴腐蝕液為6%HClO4+34%C4H10O+60%CH3OH，雙噴溫度為-30℃，電壓為40 mV

1.4 力學性能測試

經SiO2-H2O2拋光液拋光后，用HVS-1000型維氏顯微硬度儀測試打印樣品縱截面的硬度 測試載荷為300 g，保載時間為15 s，每個樣品測試15次取其結果的平均值 用UTM5504-G電子萬能試驗機對打印樣品進行室溫拉伸，板材拉伸樣品尺寸為49 mm×10 mm×2 mm，拉伸件主軸垂直于打印方向(圖2c)，拉伸應變速率為2.7×10-4 s-1 每個成分測試2個平行試樣，取其結果的平均值

2 實驗結果2.1 物相分析

圖3a給出了沉積態(tài)和固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金橫截面的XRD衍射譜 可以看出，Ti-6.05Al-3.94V合金的XRD譜中的主峰為α相的衍射峰，而β相的衍射峰不明顯，因為Ti-6.05Al-3.94V合金樣品中β相的含量較低 從圖3a還可見，與Ti-6.05Al-3.94V合金相比，Ti-4.13Al-9.36V合金的XRD譜中除了α相衍射峰還有明顯的β相衍射峰 其原因是，Ti-4.13Al-9.36V合金含有較多的β相穩(wěn)定元素V，使其在快冷過程中得以保留β相

圖3



圖3激光立體成形Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金橫截面的XRD譜

Fig.3XRD spectra of the laser solid formed Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V samples (a) XRD spectra of the as-deposited samples, and (b) XRD spectra of the different solution temperature, wherein Ti-4.13Al-9.36V alloy solution temperature subjected to 700℃, 750℃ and 800℃, and is Ti-6.05Al-3.94V subjected to 920℃, respectively

圖3b給出了Ti-4.13Al-9.36V合金在700℃~800℃固溶處理后和Ti-6.05Al-3.94V合金在920℃固溶處理后橫截面的XRD譜 可以看出，固溶處理后的Ti-4.13Al-9.36V合金主要包含α''和α兩相，β相因大量轉變?yōu)棣?'相而含量較低而并未出現在XRD譜中 由圖3b還可見，隨著固溶溫度的提高α''衍射峰的強度增強，表明α''相逐漸增多 但是，因α'和α相衍射峰位十分相近而難以區(qū)分

2.2 顯微組織

圖4給出了沉積態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金縱截面OM照片 由圖4a和圖4b可見，Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金都由不規(guī)則外延生長的初生β柱狀晶組成 與Ti-6.05Al-3.94V合金相比，Ti-4.13Al-9.36V合金的初生β柱狀晶的寬度較小 使用Image Pro軟件測量了初生β柱狀晶的寬度，Ti-6.05Al-3.94V合金β柱狀晶的寬度約為770 μm，Ti-4.13Al-9.36V合金β柱狀晶的寬度約為606 μm 圖4c和圖4d給出了激光立體成形Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金β晶內的顯微組織 可以看出，Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金β晶內都由網籃組織構成，其中Ti-6.05Al-3.94V合金α板條的寬度較大，約為0.71 μm，而Ti-4.13Al-9.36V合金α板條的寬度較小，約為0.48 μm

圖4



圖4沉積態(tài)Ti-6.05Al-9.36V和Ti-4.13Al-9.36V的OM和SEM照片

Fig.4As-deposited microstructure of Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V (a, b) OM images of Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V, (c, d) SEM images of Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V

圖5給出了在不同溫度固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的SEM照片 由圖5a可見，在920℃固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V合金的α板條寬度明顯比對應沉積態(tài)組織(圖4c)的尺寸大，約為1.03 μm 同樣，固溶處理后Ti-4.13Al-9.36V合金的α板條寬度與沉積態(tài)(圖4d)相比也明顯增大，且隨著固溶溫度從700℃提高到800℃，α板條寬度從0.52 μm增大到0.63 μm(表2)

圖5



圖5Ti-6.05Al-9.36V和Ti-4.13Al-9.36V合金的SEM照片

Fig.5SEM images of Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V (a) SEM image of Ti-6.05Al-3.94V after solution treatment at 920℃, and (b)(c)(d) SEM images of Ti-4.13Al-9.36V after solution treatment at 700℃, 750℃ and 800℃, respectively

Table 2

表2

表2Ti-6.05Al-9.36V和Ti-4.13Al-9.36合金α板條寬度隨固溶溫度的變化

Table 2Changes of α laths width in Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V with different solution temperature

Temperature/℃	The α laths width / μm
	Ti-6.05Al-3.94V	Ti-4.13Al-9.36V
700	-	0.52±0.05
750	-	0.56±0.03
800	-	0.63±0.09
920	1.03±0.09	-

圖6給出了在920℃固溶處理后的Ti-6.05Al-3.94V樣品和在800℃固溶處理后的Ti-4.13Al-9.36V樣品的TEM照片 其中圖6a~c給出了Ti-6.05Al-3.94V合金的TEM形貌和選區(qū)電子衍射譜，6d~f給出了Ti-4.13Al-9.36V合金的TEM形貌圖和選區(qū)電子衍射譜 從圖6c~f可見，固溶處理后的Ti-6.05Al-3.94V合金有α'馬氏體組織，而固溶處理后的Ti-4.13Al-9.36V合金有α''馬氏體組織 此外，與α相相比α'和α''馬氏體均呈針狀形態(tài)，寬度均約為200 nm

圖6



圖6固溶處理后Ti-6.05Al-9.36V和Ti-4.13Al-9.36V合金的TEM組織形貌和衍射譜

Fig.6TEM morphological images and diffraction pattern of Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V (a~c) TEM morphological images and diffraction pattern of Ti-6.05Al-3.94V after solution treatment at 920℃, (d~f) TEM morphological images and diffraction pattern of Ti-4.13Al-9.36V after solution treatment at 800℃

2.3 力學性能

表3列出了沉積態(tài)和在不同溫度固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的維氏硬度 由表3可見，沉積態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的維氏硬度相差不大，均約為330 HV 但是固溶溫度對合金硬度的影響較大 隨著固溶處理溫度從700℃提高到 800℃，Ti-4.13Al-9.36V合金的維氏硬度從348 HV降低到289 HV 在920℃固溶處理的Ti-6.05Al-3.94V合金其維氏硬度達到374 HV

Table 3

表3

表3沉積態(tài)和固溶態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的維氏硬度

Table 3Vickers hardness of the as-deposited and solution heat treatment in Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V

Temperature/℃	Vickers hardness / HV
	Ti-6.05Al-3.94V	Ti-4.13Al-9.36V
Room temperature	331±10	337±7
700	-	348±5
750	-	298±6
800	-	289±4
920	374±6	-

圖7a給出了沉積態(tài)和固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的室溫拉伸工程應力-應變曲線 可以看出，與Ti-6.05Al-3.94V合金的屈服強度(924 MPa)和抗拉強度(977 MPa)相比，Ti-4.13Al-9.36V合金的屈服強度和抗拉強度都略有提高，分別達到950 MPa和989 MPa，而兩種合金的延伸率均約為10% 圖7b給出了在不同溫度固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的工程應力-應變曲線 可以看出，在700℃固溶處理后Ti-4.13Al-9.36V合金的屈服應力較高(約為900 MPa)，而在750℃和800℃固溶處理后的屈服強度較低(分別約為383 MPa和424 MPa) 此外，固溶溫度對合金塑性的影響也較大，與在700℃和800℃固溶處理后10%的延伸率相比，在750℃固溶處理后Ti-4.13Al-9.36V合金的延伸率達到了17% 不同熱處理工藝后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的室溫拉伸力學性能，列于表4

圖7



圖7沉積態(tài)和固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的室溫拉伸工程應力-應變曲線

Fig.7Engineering stress-strain curves of the as-deposited and solution heat treatment Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V (a) stress-strain curves of the as-deposited Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V, (b) stress-strain curves of Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V subjected to different solution-treatment temperature

Table 4

表4

表4沉積態(tài)和固溶態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的屈服強度(σYS)、抗拉強度(σUTS)和延伸率(δ)

Table 4Yield strength (σYS), tensile strength (σUTS) and elongation (δ) of the as-deposited and solution- treatment Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V alloy

Alloy	σYS / MPa	σUTS / MPa	δ / %
As-deposited (Ti-6.05Al-3.94V)	924±9	977±10	10±1
As-deposited (Ti-4.13Al-9.36V)	950±11	989±5	10±0.5
700℃ (Ti-4.13Al-9.36V)	900±9	986±8	10±1
750℃ (Ti-4.13Al-9.36V)	383±12	989±11	17±0.7
800℃ (Ti-4.13Al-9.36V)	424±7	895±8	10±0.6
920℃ (Ti-6.05Al-3.94V)	893±10	1071±7	3±1

為了進一步研究固溶溫度對Ti-4.13Al-9.36V合金加工硬化能力的影響，圖8給出了三種在不同溫度固溶處理后Ti-4.13Al-9.36V合金的加工硬化率曲線 作為對比，也給出了Ti-6.05Al-3.94V合金在920℃固溶處理后的加工硬化率曲線 可以看出，與Ti-6.05Al-3.94V合金對比，在不同溫度固溶處理的Ti-4.13Al-9.36V合金均顯示出了更持久的加工硬化過程，表明新設計的Ti-4.13Al-9.36V合金具有更可觀的加工硬化能力 另一方面，在750 ℃固溶處理的Ti-6.05Al-3.94V合金顯示了更強的持久加工硬化能力；同時，在指定的真變量下其加工硬化率也明顯高于其余兩種在700 ℃和800 ℃固溶處理的加工硬化率 綜合考慮物相分析和顯微組織觀察結果，α''+α顯微組織能有效改善激光增材制造Ti合金的加工硬化能力

圖8



圖8加工硬化率曲線

Fig.8Curve of work hardening rate

2.4 斷口形貌

圖9給出了沉積態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的SEM斷口形貌 由圖9可見，Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的斷口均呈現出大量韌窩，表明兩種合金均具有良好的塑性 此外，與圖9a和9b對比，Ti-6.05Al-3.94V合金的韌窩較大，其形貌為板條和等軸韌窩混合組織 同時，與Ti-6.05Al-3.94V相比，Ti-4.13Al-9.36V合金的韌窩尺寸較小，而且呈現出均勻的等軸狀 其原因是，與Ti-6.05Al-3.94V相比，Ti-4.13Al-9.36V合金中α相的晶粒更為細小(圖5)、長/寬比也較小

圖9



圖9沉積態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的SEM斷口形貌

Fig.9SEM fracture morphologies of the as-deposited Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V, (a) Ti-6.05Al-3.94V, (b) Ti-4.13Al-9.36V

圖10給出了固溶處理后Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的SEM斷口形貌 可以看出，與沉積態(tài)(圖9)相比，固溶處理后合金的斷口形貌由較大韌窩和較小韌窩混合構成(圖10)，較大的韌窩是初生α相所致，較小的韌窩則由淬火時生成的α'馬氏體所致 圖10b~d分別給出了在700℃、750℃和800℃固溶處理后Ti-4.13Al-9.36V合金的斷口形貌 可以看出，隨著固溶溫度的提高韌窩的數量逐漸增多 還可以發(fā)現，與700℃和800℃相比，750℃固溶態(tài)Ti-4.13Al-9.36V合金的韌窩分布更加均勻

圖10



圖10固溶態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的SEM斷口形貌

Fig.10SEM fracture morphologies of the solution-treatment Ti-6.05Al-3.94V and Ti-4.13Al-9.36V (a) Ti-6.05Al-3.94V after solution treatment at 920℃, (b, c, d) Ti-4.13Al-9.36V after solution treatment at 700℃, 750℃ and 800℃

3 討論

沉積態(tài)Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金傾向于外延生長柱狀晶 其原因，一方面是激光立體成形定向凝固特征 在激光立體成形過程中高能激光束與金屬粉末短期交互作用，熔池的冷卻是通過基材和周圍保護氣實現的 通過基材的熱損失大于對流和輻射，從而使初生β晶定向生長且生長方向與冷卻方向相反 打印下一層粉末時，前一層晶粒的頂部部分重熔作為異質形核劑生長為柱狀晶[19]；另一方面，使用JMatPro軟件計算出Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的液-固兩相區(qū)較窄，分別為13.31℃和30.29℃ 液-固兩相區(qū)越小，越有利于柱狀晶生長[20] 在沉積態(tài)柱狀晶內形成的網籃組織，與合金的成分和熱歷史有關 在激光立體成形過程中，已打印的沉積層再次加熱至峰值溫度時，Ti-6.05Al-3.94V合金顯微組織由成分為Cα的α相和成分為Cβ的β相組成 Ti-6.05Al-3.94V合金的β穩(wěn)定元素V含量較少，從而使初生α相的含量遠高于β相 在隨后的快冷過程中α相不發(fā)生相變，而β相轉變?yōu)閬喎€(wěn)β相 在隨后的熱循環(huán)過程中，亞穩(wěn)β相分解為亞穩(wěn)等溫ω相或β'相 等溫ω相或β'相在熱力學上是不穩(wěn)定的，在隨后的加熱冷卻過程中最終分解為平衡組織α+β ω相或β'作為α相形核析出的質點[21]使α相的形核率提高，從而生成高度彌散、細密編織的次生α相 但是因初生α相的比例較大，Ti-6.05Al-3.94V試樣最終的組織結構由大量初生α相+少量細密的次生α相以及相間β構成 當Ti-4.13Al-9.36V合金再次加熱至峰值溫度時，其組織也由成分為Cα的α相和成分為Cβ的β相組成 但是β相的穩(wěn)定元素V含量較高，使β相的含量遠高于初生α相 β相在隨后的冷卻及熱循環(huán)過程中導致了亞穩(wěn)相的形成和分解，大量的亞穩(wěn)相作為α相形核析出的質點，從而使α相的形核率大大提高 同時，由于初生α相的比例較小，大量次生α相的析出截斷了初生α板條，使α板條的長寬比減小[22]

在700℃固溶處理后Ti-4.13Al-9.36V合金的室溫拉伸曲線與沉積態(tài)相似，表明在拉伸過程中沒有生成或生成較少的應力誘發(fā)α''馬氏體 其原因，一方面，固溶溫度較低使初生α相轉為β相的含量較低，在拉伸變形時能發(fā)生馬氏體轉變的β相含量不足，因此不能生成或生成較少的應力誘發(fā)α''馬氏體；另一方面，快冷生成的α''馬氏體是部分應力誘發(fā)α''馬氏體的形核點[23, 24] 固溶溫度低使快冷生成的α''馬氏體含量較低，不能為應力誘發(fā)α''馬氏體提供充足的形核點而使其含量較低 在750℃和800℃固溶處理的試樣其拉伸曲線都出現了雙屈服現象，屈服強度只有約400 MPa，表明在拉伸過程中出現了應力誘發(fā)α''馬氏體 與在750℃固溶處理相比，在800℃固溶處理的Ti-4.13Al-9.36V合金其應力誘發(fā)α''馬氏體含量較低與固溶溫度較高有關 一方面，隨著固溶溫度的提高初生α相逐漸轉變?yōu)棣孪?，從而降低了β相的穩(wěn)定性 在隨后的淬火過程中，快冷α''馬氏體逐漸增多 拉伸變形時，在800℃固溶處理的樣品能發(fā)生馬氏體轉變的β相含量較低，從而降低了應力誘發(fā)α''馬氏體的含量；另一方面，固溶處理消除了激光立體成形過程中產生的應力，固溶溫度越高樣品中的應力越小 因此，在750℃固溶處理的樣品其應力小于在800℃固溶處理的樣品，在隨后的拉伸過程中不但提高了應力誘發(fā)α''馬氏體的形核率而且促進了應力誘發(fā)α''馬氏體的長大[25, 26]，使在750℃固溶處理的Ti-4.13Al-9.36V合金的屈服應力低于在800℃固溶處理的樣品

更多的應力誘發(fā)α''相的出現可有效改善合金的加工硬化能力，從而實現一個良好的強韌化匹配 其原因是，α''相含量的提高使晶粒內發(fā)生更多的有效分割：一方面，這些有效分割有效降低了位錯的交滑移頻率[27, 28]進而降低了位錯的湮滅速率，使晶內位錯的累積能力增大；另一方面，這些有效分割對位錯滑移的阻礙[29]使晶內位錯的平均滑移自由程顯著降低進而引發(fā)動態(tài)Hall-Petch效應，從而有利于提高合金的加工硬化率 綜上所述，引入更多的應力誘發(fā)α''相可能是提高激光立體成形Ti合金加工硬化能力的一個有效途徑

4 結論

(1) 激光立體成形Ti-6.05Al-3.94V和Ti-4.13Al-9.36V合金的顯微組織均由基體外延生長的初生β柱狀晶和晶內細小的α相組成 與Ti-6.05Al-3.94V合金相比，Ti-4.13Al-9.36V合金的顯微組織更為細小

(2) 經920℃固溶-淬火處理后Ti-6.05Al-3.94V樣品的顯微組織為α'+α，其室溫拉伸屈服強度約為 893 MPa，抗拉強度約為1071 MPa， 延伸率約為3%；經750℃固溶淬火后Ti-4.13Al-9.36V試樣的顯微組織為α''+α，與α'馬氏體相比應力誘發(fā)的α''馬氏體能顯著提高合金的加工硬化能力，試樣的室溫拉伸屈服強度約為 383 MPa，抗拉強度約為989 MPa，延伸率達到了17%

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