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激光选区熔化成形钛铝合金微观组织与性能演变规律研究

【摘要】:TiAl合金具有低密度、优异的高温强度和蠕变抗力等优点,作为高温结构材料,其在航空航天等领域具有广泛的应用前景。但是,TiAl合金热加工性能较差以及其本征脆性,传统加工方法难以甚至无法整体制造出具有复杂结构的高性能TiAl合金零件。金属增材制造技术(Metal Additive Manufacturing,MAM)在无需刀具以及模具的前提下,利用三维CAD数据,可以直接快速精确的整体制造出复杂高性能金属零件。激光选区熔化(Selective Laser Melting,SLM)是最具发展潜力的金属增材制造技术之一。利用SLM技术逐层熔化微细TiAl合金粉末,在理论上上可成形任意复杂结构的TiAl合金零件。然而,SLM成形过程存在快速熔化、快速凝固和逐层叠加等特征,与传统工艺有较大的差异性,最终导致SLM成形零件与传统方法在微观组织与性能方面存在明显差异。因此,本文以Ti-45Al-2Cr-5Nb合金粉末为成形材料,研究SLM成形TiAl合金的工艺、显微组织及力学性能。主要结论和创新点如下:1、研究了激光功率对SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微观组织、相组成与维氏硬度的演变规律。发现SLM成形的Ti-45Al-2Cr-5Nb合金主要由α2,γ和B2三相组成,上表面和侧面微观组织分别为等轴晶和柱状晶。激光扫描形成的熔池被分割成三个区域:粗晶区、过渡区和细晶区。随着激光功率的增加,晶粒尺寸逐渐增大并且其取向由强烈的(0001)转变为(0001),(1011)和(1121),同时大角度晶界(high-angle grain boundaries,HAGBs)和α2相的含量也逐渐增大。另外,由于晶粒尺寸的增大以及B2相含量的降低,成形件的维氏硬度随激光功率增大由580.1±16.4 Hv1/15逐渐减小至561.7±16.1 Hvi/15。2、研究了不同的激光扫描速度对SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微观组织、相组成与维氏硬度的影响规律。发现随着激光扫描速度由500 mm/s增加至800 mm/s,晶粒的平均尺寸由7.11 μm逐渐减小至5.43 μm,但晶粒取向均无(0001)、(1011)和(1121);晶界角均由大角度晶界组成,其体积分数随激光扫描速度的增加由91.60%逐渐减小至86.19%;基体α2相含量逐渐减少,而γ相和B2相含量逐渐增大,其相位关系为:(2020)α2//(110)γ//(220)B2和(2021)α2//(200)B2;成形件抗压强度和纳米硬度分别由 829.41±24.88 Mpa 和 7.90±0.32 GPa 增加至 1216.16±36.48 Mpa 和9.49±0.46 GPa。3、研究了基底预热温度对SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微观组织、相组成与维氏硬度的影响规律。发现预热温度由298 K增加至623 K,晶粒取由强烈的(1011)和(1121)逐渐转变为强烈的(0001)取向,最终转变为同等强度的(0001)、(1011)和(1121)的混合取向;不同预热温度下晶界角均由大角度晶界组成,并随预热温度的增加其体积分数逐渐由88.2%增加至93.9%;首先(102)β相转变为(0002)α2相和(110)y相,接着残余β相有序转变为B2相,最终残余B2相及未完全转变的γ相随机分布于α2相基体表面;纳米硬度由7.57±0.38GPa增加至8.47±0.42GPa,均高于传统铸造TiAl基合金纳米硬度(4.8±0.28 GPa)。4、研究了两步法退火热处理对SLM成形Ti-45Al-2Cr-5Nb合金微观组织、相组成与维氏硬度的影响规律。发现退火热处理温度由298 K(室温对照)增加至1473 K时,上表面晶粒平均尺寸由5.81 μm逐渐增加至9.98 μm,晶粒均为同等强度的(0001)、(1011)和(1121)的混合取向;B2相含量逐渐减小,而基体相α2相和γ相的含量逐渐增加,γ相和B2相在几百纳米的范围内随机的分布在α2相基体表面。α2相、γ相和B2相的演变过程和相位关系:(200)β→(1120)α2 +(111)γ 和(2021)α2//(110)γ//(110)B2;纳米硬度 H 和杨氏模量 G 分别处于 8.36±0.42 GPa到9.75±0.49 GPa 和 179.60±8.98 GPa 到 199.26±9.96 GPa 范围。热处理的过程中 γ 相织构演变规律为:纤维织构强度先减小后增强,纤维织构保持{101}121取向不变,再结晶织构强度先强后弱,保持{124}211取向不变,再结晶织构组分中立方织构和R织构也呈先强后弱趋势;α2相具有D019(HCP)结构,即六角对角的A1原子占据了密排六方结构中的Ti原子的位置所形成的结构;α2相具有BCC结构,即Ti元素和A1元素分别处于B2相体心立方结构的最上层和最下层,而Cr元素和Nb元素处于立方结构的中间部位所形成的结构;γ相具有L01(BCC)结构,即Ti原子占据了其上表面和下表面的八个角以及中心位置,而Al原子则位于其结构四个侧面的中心位置所组成的结构;β/B2相转变为α/α2相最有可能是由于β相中Cr原子和Nb原子迁移所导致的,即BCC结构中的(110)平面的“...Ti-Nb/Cr-Al-Ti-Nb/Cr-Al...”原子堆叠顺序转变为D019(HCP)结构中的(0001)平面的“...Ti-Al-Ti-Ti-Ti-Al-Ti-Ti...”原子堆叠顺序;α/α2相转变为γ相则主要是由于α/α2相中Ti-Al原子的迁移所导致的,即D019(HCP)结构中的(0001)平面的“...Ti-Al-Ti-Ti-Ti-Al-Ti-Ti...”原子堆叠顺序转变为L10(BCC)结构中的(110)平面的“...Ti-Al-Ti-A1...”原子堆叠顺序。5、研究了 TiB2增强相对SLM成形TiAl/TiB2金属基复合材料成形性的影响规律。发现TiB2增强相重量百分比由0 wt.%(空白对照)增加至3 wt.%,SLM制备的TiAl/TiB2复合材料上表面晶粒取向发生非常大的改变,由强烈的(0001)取向转变为强烈的(1011)和(1121)的混合取向,基体相α2相的体积分数由76.2%逐渐减小至51.2%,而γ相和B2相的体积分数分别由22.3%和1.5%逐渐增加至43.7%和2.5%;α2相、γ相、B2相、TiB2相和TiB相的相位平行关系为:(2020)α2//(111)TiB//(110)γ、(1120)α2//(110)B2//(111)γ//(1010)TiB2和(0002)α2//(0001)TiB2;随TiB2 增强相含量的增加,纳米硬度H值呈先增大后减小的趋势。α2相的棱形织构强度要高于基体织构和锥形织构的强度,当TiB2增强相重量百分比增加时,菱形织构、基体织构和锥形织构的强度均增强;TiB2增强相以两种形态存在于TiAl基体中,即针状微米级TiB2作为未熔融的增强相部分随机嵌入在TiAl基体内部,无规则纳米级TiB2作为熔融增强相部分均匀分布在TiAl基体内部。对于纳米级TiB2增强相而言,其主要以10 nm长和3-5 nm宽的尺寸均匀的分布于TiAl基体内部。

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