導(dǎo)讀：為了平衡Ti-6Al-4V合金的強(qiáng)度和塑性，本文采用基于冷金屬轉(zhuǎn)移（CMT）技術(shù)的電弧增材制造（WAAM）原位合成了循環(huán)梯度分布的TiB晶須，作為Ti-6Al-4V合金的增強(qiáng)相。添加0.05 wt.%B的Ti-6Al-4V合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1089 MPa，比直接沉積的Ti-6Al-4V合金高17%，延伸率保持在8%。TiB晶須的晶粒細(xì)化和循環(huán)梯度分布導(dǎo)致了強(qiáng)度和塑性的協(xié)同提高。當(dāng)硼含量為0.15 wt.%時，沉積合金的拉伸強(qiáng)度達(dá)到1178 MPa，延伸率降至5.2%，這是由于沿β晶界形成準(zhǔn)連續(xù)TiB晶須。Ti-6Al-4V (Ti64)合金因其具有高強(qiáng)度-重量比、良好的抗疲勞性能和優(yōu)異的耐腐蝕性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車、生物醫(yī)藥等行業(yè)。近幾十年來，人們越來越關(guān)注Ti-6Al-4V合金的增材制造(AM)。然而，基于熔融的AM工藝存在溫度梯度和多次高溫?zé)嵫h(huán)，導(dǎo)致了大柱狀初生β-Ti晶粒的形成。大柱狀初生晶粒的存在通常導(dǎo)致沉積態(tài)合金的力學(xué)性能較差且具有高度的各向異性。通過多種方法調(diào)控增材制造鈦合金的顯微組織，包括熱處理、熱鍛、超聲噴丸處理和元素合金化等方法。其中，添加合金元素是細(xì)化鈦合金組織的最有效方法之一。有報道稱，在鈦合金中添加硼、硅、鑭和鈷等元素可以細(xì)化凝固過程中的初生β晶粒。硼添加劑由于與鈦具有良好的化學(xué)親和力，能形成TiB相，界面清晰，因而得到了廣泛的研究。值得注意的是，加入B后原位形成均勻分散的TiB晶須可提高鈦合金的強(qiáng)度，但降低了沉積合金的塑性。為了解決這個問題，在基體中形成非均勻分布的強(qiáng)化相可能是一種有效的方法。然而，對于強(qiáng)化相的分布特性及其對增材制造鈦合金的力學(xué)性能的影響研究很少。為了平衡Ti64合金的強(qiáng)度和塑性，天津大學(xué)楊振文等人設(shè)計了循環(huán)梯度分布的TiB晶須作為電弧增材制造Ti64合金的強(qiáng)化相。在快速非平衡凝固過程中，TiB晶須的不均勻分布是由合金元素的偏析引起的宏觀偏析造成的。實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了利用CMT-WAAM制備TiB晶須分布不均勻的Ti64合金的可行性，添加0.05 wt.%B的Ti-6Al-4V合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1089 MPa，比直接沉積的Ti-6Al-4V合金高17%，延伸率保持在8%。TiB晶須的晶粒細(xì)化和循環(huán)梯度分布導(dǎo)致了強(qiáng)度和塑性的協(xié)同提高。相關(guān)研究成果以“Balance of strength and plasticity of additive manufactured Ti-6Al-4V alloy by forming TiB whiskers with cyclic gradient distribution”發(fā)表在期刊“Additive Manufacturing”https://doi.org/10.1016/j.addma.2021.101883
添加微量B顯著細(xì)化了柱狀初生β晶，原位合成了TiB晶須，其數(shù)量從單個沉積層的底部逐漸增加到頂部。隨著B含量的增加，TiB晶須由分散分布在鈦基體中逐漸演變?yōu)檠爻跎戮Ы缧纬傻捻?xiàng)鏈狀準(zhǔn)連續(xù)結(jié)構(gòu)。根據(jù)TiB晶須的分布特征，從沉積層的底部到頂部可以區(qū)分出粗等軸晶、樹枝晶和細(xì)等軸晶3種初生β晶粒形貌。
（a）設(shè)備設(shè)置；（b）添加硼的沉積工藝；（c）拉伸試樣；（d）試樣位置圖2 （a）Ti64和Ti64-0.05B的XRD譜圖和（b）沉積Ti64和Ti64-0.05 b的斷面微觀結(jié)構(gòu)。圖3 Ti64-0.05B合金沉積層中不同位置的SEM圖像（a）原位合成TiB的亮場TEM圖像；（b，c）α-Ti和TiB的選區(qū)電子衍射圖；（d）在α板條上的元素分布，（e）高分辨率透射電子顯微鏡（HRTEM）觀察TiB/Ti界面。在添加硼后，HABs位于相鄰沉積層之間，這是由于缺少TiB晶須和粗化帶的存在。粗化帶的形成機(jī)制是不完全共晶反應(yīng)。合金組織的細(xì)化和TiB晶須的梯度分布改善了沉積合金的力學(xué)性能。其中，Ti64-0.05合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1089 MPa，比Ti64合金提高了17%，延伸率保持在8%，但沒有明顯降低。隨著硼的加入，拉伸強(qiáng)度增加，延性降低。圖5 Ti64和Ti64-0.05B合金的力學(xué)性能和斷口形貌：（a）典型工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線;（b）Ti64-0.05B合金的塑性斷口區(qū)域;（c）Ti64-0.05B合金的塑性-脆性混合斷裂區(qū);（d-f）c中區(qū)域的高倍放大。圖7 TiB晶須在（a-c）Ti64-0.1B和（d-f）Ti64-0.15B沉積層中的分布。（a）Ti64，（b）Ti64-0.05B，（c）Ti64-0.1B，（d）Ti64-0.15?B圖9 T64-0.15B合金兩相鄰層間區(qū)顯微組織和熱歷史的演變：（a）兩層交叉部位SEM圖像的拼接;（b） k型熱電偶插入熔池底部的熱歷史和（c）粗化區(qū)域的高倍放大。圖10 不同B含量的Ti64合金的強(qiáng)度和伸長率：（a）水平取向，（b）垂直取向，（c）各向異性，（d）拉伸性能與前人研究的比較Ti64合金的初始微孔主要來源于α/β板條和晶界-α的界面，而硼改性合金的微孔主要來源于TiB/Ti界面。TiB晶須的斷裂取決于Ti64-0.05B中TiB晶須的空間取向與拉伸方向的關(guān)系。準(zhǔn)連續(xù)TiB晶須促進(jìn)裂紋的形成和擴(kuò)展，這解釋了進(jìn)一步添加B降低塑性的原因。圖12 Ti64-0.05B合金的斷裂機(jī)理：（a）Ti64-0.05B水平拉伸試樣的照片;（b-e）從白框標(biāo)記區(qū)域選取的SEM圖像;（f）斷裂機(jī)制示意圖
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