文章信息
- 钦兰云, 何晓娣, 李明东, 杨光, 高博文
- QIN Lan-yun, HE Xiao-di, LI Ming-dong, YANG Guang, GAO Bo-wen
- 退火处理对激光沉积制造TC4钛合金组织及力学性能影响
- Effect of annealing treatment on microstructures and mechanical properties of TC4 titanium alloy manufactured by laser deposition
- 材料工程, 2020, 48(2): 148-155
- Journal of Materials Engineering, 2020, 48(2): 148-155.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.000003
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文章历史
- 收稿日期: 2018-01-03
- 修订日期: 2019-11-15
2. 沈阳工业大学 化工装备学院, 辽宁 辽阳 111003
2. School of Chemical Equipment, Shenyang University of Technology, Liaoyang 111003, Liaoning, China
激光沉积制造是一种通过CAD数模采用材料逐层累加的方法制造复杂结构三维实体零件的增材制造技术[1-2],其优势在于可使昂贵的航空航天结构件实现近净成形,整个过程具有较高的柔性[3],因而相比传统的制造技术更具经济性且制造效率高。TC4是一种α+β两相钛合金(Tβ≈980 ℃),被广泛应用于航空航天领域,激光沉积制造TC4钛合金通常由粗大的柱状β晶及复杂的晶内亚显微结构组成,包括板条结构、网篮结构及针状的马氏体结构[4],这种柱状晶组织的取向性使得制件的力学性能表现出一定的各向异性。沿沉积方向生长的强〈100〉纤维织构初生β晶粒是力学性能各向异性的主要原因[5-7]。研究表明可通过退火调节显微组织,达到优化性能的目的,Brandl等[8]研究指出可通过后续的热处理减弱激光增材制造TC4试样力学性能的分散性,试样经退火处理后强度较高,但塑性稍差,性能分布均匀,分散性较弱。Baufeld等[9]研究了增材制造TC4的力学性能,并发现热处理可使其失效应力提高22%,疲劳极限高达770 MPa。Vrancken等[10]研究指出增材制造TC4钛合金的力学性能与热处理最大温度密切相关,当热处理温度在β转变温度以上时,β柱状晶开始等轴化,热处理能使试样的力学性能得到明显优化。Zhang等[11]研究表明激光增材制造TC21钛合金经600 ℃退火处理后α板条分布均匀,拉伸性能各向异性较双重退火处理更低。
激光沉积制造钛合金力学性能的各向异性为其使用带来许多限制,在工程设计时只能以性能较低的方向作为设计依据,因而研究试样的各向异性可更深层次地开发其应用潜能。钛合金热处理工艺通过消除残余应力,改善内部组织进而影响试样力学性能,是研究钛合金性能的一个重要分支[12]。本工作研究了在α+β两相区及β单相区退火对激光沉积制造TC4组织与力学性能的影响,并对β单相区退火处理后力学性能大幅下降的原因进行分析,完善激光沉积制造TC4的退火处理工艺,为选择最佳热处理方案提供参考。
1 实验材料与方法激光沉积制造系统主要包括6 kW光纤激光器、数控加工工作台、送粉器、四路同轴送粉喷嘴、冷水机及惰性气体保护箱,TC4钛合金激光沉积成形厚壁件实验在该系统上完成。成形粉末为45~180 μm的TC4球形粉末,其化学成分(质量分数/%)为:5.5~6.8 Al,3.5~4.5 V,Fe≤0.3,C≤0.10,N≤0.05,H≤0.015,O≤0.20,其余为Ti。实验前对粉末进行烘干处理,防止粉末吸附周围环境水分。基材采用TC4钛合金锻造板材,实验前对基材沉积表面进行打磨,并使用丙酮进行擦洗,以减少表面氧化膜、油污等对实验的影响。
采用短边单向往复扫描方式制备两个厚壁件,并按其取样方式将两个试样分为垂直方向(Z方向)试样与水平方向(XY方向)试样,将每个厚壁件中取出的棒状拉伸试样分为4组,沉积试样及取样方式如图 1所示, 拉伸试样尺寸如图 2所示。对拉伸试样进行退火处理,退火温度选取900,930,960,990 ℃4个温度,升温时间均为90 min,保温2 h后空冷(AC),热处理工艺曲线见图 3。通过GX51光学金相显微镜(OM)和SIGMA扫描电子显微镜(SEM)对不同退火温度金相试样及断口进行分析,金相试样需经过镶嵌、预磨、抛光,然后用Kroll腐蚀液(HF-HNO3-H2O体积比为1:6:7)对金相试样进行腐蚀。通过Nano Measurer软件对显微组织照片α相的尺寸及长宽比进行测量;采用INSTRON5982电子万能试验机测试力学性能。
2 结果与分析 2.1 显微组织激光沉积制造TC4试样经不同温度退火后显微组织如图 4所示。随着退火温度的升高,α相片层的形貌及含量均发生变化。经900 ℃退火处理后,宏观组织仍为贯穿多个沉积层的柱状β晶,晶内为网篮状的α片层组织,片层形貌细长,宽度较小(平均宽度为2.1 μm),长度达50~60 μm。当退火温度为930 ℃时,β晶粒有等轴化趋势,晶界增多(图 4(c)),α片层宽度增大,长度降低,细长片状α相消失,变为短棒状α相(图 4(d))。其原因为930 ℃退火后组织中α相会继续生长,生长方向不同的板条会互相截断,使组织中产生短棒状的α相。当退火温度达到960 ℃时,宏观组织如图 4(e)所示,柱状β晶粒消失,转化为等轴β晶粒;微观组织中α相尺寸分布不均匀,组织中出现α相的球化现象(图 4(f)),α片层平均宽度达到4.1 μm,转变β组织含量明显增多。990 ℃退火后晶粒急剧长大,晶粒内部有针状马氏体(图 4(g)),由此可以判断990 ℃已经超过β转变温度,β晶粒内部α相细长而平直,片层长度达75~93 μm,部分α相甚至可以贯穿整个晶粒,片层宽度明显降低(平均宽度仅为1.3 μm)。TC4钛合金在960 ℃以上高温退火处理时,由于温度过高,与室温产生较大的温度梯度,空冷状态下,冷却速率较快,发生β→α′,α″转变,形成马氏体。图 5为TC4钛合金经过不同温度退火处理后的XRD谱图,当退火温度为900 ℃及930 ℃时,冷却后只有α相及β相衍射峰,经过960 ℃及以上温度退火处理后,出现少量α′及α″相衍射峰,这与图 4中的微观组织变化一致。
2.2 室温拉伸性能退火试样室温拉伸性能随温度变化曲线如图 6所示(其中TSXY,TSZ,ELXY,ELZ分别是拉伸试样在XY向与Z向上的抗拉强度与伸长率)。可见试样经α+β两相区(900,930,960 ℃)退火后在两个方向上的抗拉强度较稳定,变化范围在900~915 MPa之间,而伸长率变化较大,随退火温度的升高塑性也逐渐升高,这与α相宽度变化趋势相同,说明α相形貌对塑性有一定影响。当退火温度达到β单相区时(990 ℃),抗拉强度与伸长率均大幅下降。图 7,8分别为Z向及XY向试样拉伸断口附近截面显微组织,显微组织与宏观组织矩形框位置处一一对应。在Z方向上,断口附近α相变形严重,α相长宽比发生明显变化,网篮组织由近正交逐渐合拢于应力方向[13](见图 7);XY向试样α相变形程度与Z向试样相比明显较小(如图 8所示),这也证明了XY向试样塑性比Z向试样塑性差。另外,在990 ℃退火后在α集束周围发现部分空洞(如图 7(d-2)), 空洞的产生与α相间的位错塞积有关。990 ℃退火后会形成魏氏组织,β晶粒粗大,而晶界α平直、完整,晶内会析出细长针状α相,且大部分呈集束状紧密排列,这就使位错仅在α集束间滑移,导致位错在集束组织的端部塞积,使空洞在集束周围形成并迅速扩散,导致试样提前发生断裂,而两相区退火试样中α相大部分为短棒状及板条状形貌,位错可在不同方向自由滑移,不易产生位错的塞积。钛合金的抗拉强度主要由滑移程决定,随着滑移程的增加,强度降低[14],β单相区退火试样集束组织中α片层细长,位错滑移距离较长,两相区退火试样中滑移程会受不同方向α相的阻碍,位错滑移程降低,这是试样在β单相区退火后强度与塑性较低的原因。
参照参考文献[15]定义,TDR(tensile strength difference ratio)和EDR(elongation difference ratio)分别表示试样的抗拉强度与伸长率在XY向与Z向间的差异率,用以表述拉伸性能的各向异性,计算公式见式(1),(2):
(1) |
(2) |
α+β两相区退火后,抗拉强度在XY向与Z向上的差异率在0.6%~1%之间,β单相区退火处理后,两个方向上抗拉强度差异率达到3%(见图 6(a)),较两相区增加了2~4倍。由图 6(b)曲线可见Z向试样伸长率明显高于XY向,900 ℃退火时,XY向与Z向试样伸长率差异率为13%,随着退火温度的升高,差异率也逐渐升高,990 ℃退火时,差异率增加2倍,达到39%。可见Z向试样与XY向试样伸长率差异较大,但退火温度对抗拉强度差异率影响更明显。
图 9为激光沉积制造TC4室温拉伸性能分布图。两相区退火处理后所有试样的强度均在锻件标准以上,而990 ℃退火后试样在XY向与Z向上抗拉强度与伸长率均低于锻件标准(HB5432-1989)。由图可见XY向试样性能的分散性比Z向性能的分散性大,造成这种现象的原因与拉伸试样的取样方式及沉积过程中厚壁件的热累积有关。XY向试样取样高度不同,沉积高度不同时,各沉积层经历的温度循环不同,温度累积导致的冷却速率和热循环历史不同使沿着沉积高度方向上组织中α片层的形貌产生变化[16],这必定会引起不同高度区域试样性能的变化,导致XY向试样性能存在较明显的分散性。而Z向取样时,试样都取自相同高度,热历史基本相同,故性能分散性较弱。
2.3 断口形貌图 10为退火后不同方向上的拉伸断口,其中图 10(a-1)~10(d-1)为Z向试样断口形貌,图 10(a-2)~10(d-2)为XY向试样断口形貌,将宏观形貌方框位置放大得到对应的微观形貌,可以发现,经过退火处理后,Z向试样宏观断口均为杯锥状形貌,由剪切唇及芯部的纤维区组成,颈缩较明显(图 10(a-1)~图 10(d-1)),微观断口形貌为韧窝及少量撕裂棱的混合形貌。XY向试样宏观断口呈沿晶断裂形貌,微观断口韧窝较小,990 ℃退火后微观断口出现典型解理台(图 10(d-2))。可见激光沉积制造TC4钛合金在两相区(900~960 ℃)退火处理对XY向与Z向试样断裂机制影响较小,均为韧性断裂,而990 ℃退火后,Z向试样仍为韧性断裂,XY向试样为脆性断裂。
3 结论(1) 激光沉积制造TC4经α+β两相区退火处理后其显微组织仍为网篮组织或近网篮状组织,但随着温度的升高,α片层宽度逐渐增大;经β单相区退火后,显微组织变为魏氏组织。
(2) 经退火处理后,试样的室温拉伸性能仍存在各向异性,退火温度对各向异性具有一定影响;XY向试样由于取样高度不同,拉伸性能存在较明显的分散性。
(3) XY向试样断口附近截面α相变形程度明显比Z向小;两相区退火处理后断口微观形貌中存在大量韧窝,为韧性断裂,β单相区退火处理后Z向试样仍为韧性断裂,而XY向试样拉伸断口为典型的脆性断裂形貌。
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