沈航杨光教授顶刊：WAAM-LDM复合增材制造Ti-6Al-4V的组织演变及断裂行为
时间：2023-12-19 09:23 来源：沈航增材 作者：周思雨，张健飞 阅读：次
作者：周思雨，张健飞
1、研究意义与目的
电弧增材制造（WAAM）和激光沉积制造（LDM）作为两种典型的增材制造（AM）技术，具有各自的优势。WAAM工艺具有成形效率高、材料利用高等优点，而LDM工艺具有产品力学性能高、表面精度高等优点。因此，为实现大型复杂钛合金结构件高效高精度生产的目的，本文将WAAM和LDM工艺的优势相结合，提出了WAAM-LDM生产Ti-6Al-4V结构件的方法。将大型复杂结构件分为两部分，其中，简单结构特征通过WAAM技术生产，复杂结构或小型特征可以通过LDM技术实现。深入探究了两种工艺结合面处显微组织的演变以及对力学性能表现的影响，为大型复杂钛合金结构件的复合增材制造提供了新的思路。图1为WAAM与LDM沉积方向平行（H-WAAM-LDM）和垂直（V-WAAM-LDM）两种情况的示意图、模型及实物图、拉伸试样取样位置及尺寸等。
图1.（a）H-WAAM-LDM；（b）V-WAAM-LDM；（c）模型及实物图；（d）拉伸试样取样位置及尺寸
2.结果
2.1.WAAM-LDM样品的宏观结构
WAAM-LDM制备的Ti-6Al-4V样品由四个典型区组成：电弧区（WAAM Zone）、热影响区（Heat Affected Zone）、重熔区（Remelting Zone）和激光区（LDM Zone）。β柱状晶在WAAM和LDM区外延生长，从图2(a)来看，H-WAAM-LDM样品中WAAM区的柱状晶尺寸(~2mm)大于LDM区的柱状晶尺寸(0.86-1.45mm)。图2(b)显示了V-WAAM-LDM样品中界面的宏观结构，与H-WAAM-LDM样品相比，V-WAAM-LDM样品中WAAM区和LDM区的柱状晶相互垂直。
图2. Ti-6Al-4V样品宏观结构（a）H-WAAM-LDM样品；（b）V-WAAM-LDM样品
2.2.WAAM-LDM样品的微观结构
图3分别是WAAM-LDM样品中四个典型区域的微观结构。WAAM区微观结构主要以平行的α板条组成的粗集束组织为主。相比于WAAM区，HAZ中α集束的宽度略微减小，并夹杂着大量的网篮结构。值得注意的是，RZ中充满了细网篮结构和针状α相。LDM区的显微组织与RZ类似，但α板条的厚度略有增加。关注公众号: 增材制造硕博联盟，免费获取海量增材资料，聚焦增材制造科研与工程应用！
图3. WAAM-LDM样品的微观结构，（c）WAAM zone；（d）HAZ；（e）RZ；（f）LDM zone
EBSD结果展示了H-WAAM-LDM和V-WAAM-LDM样品在结合区附近的微观组织，如图4(a)(b)所示。界面处有明显的分层现象，在激光的作用下，WAAM区中大面积的片层结构转变为LDM区中精细的网篮结构，并且α板条的厚度逐渐减小。不同区域晶粒的整体取向差异较大，LDM区α板条的取向比WAAM区的更具有随机性。
图4. 结合区附近的EBSD图（a）H-WAAM-LDM；（b）V-WAAM-LDM
Ti-6Al-4V样品WAAM区、RZ和LDM区α板条的TEM结果如图5所示。α相为典型的板条态，而边界相为β相。WAAM区、RZ和LDM区的α板条厚度分别约为1.3μm、0.8μm和1.0μm。与WAAM区相比，RZ和LDM区有更多的位错线(DLs)和位错缠结(DTs)，并且图5(b)中α和β相电子衍射斑点的Burgers取向关系为α(1-100)//β(1-11)。
图5. TEM图像及对应的电子衍射斑点 (a)WAAM区；(b)RZ；(c)LDM区
图6显示了高分辨率TEM和相应的傅里叶变换，进一步显示了RZ中的位错阵列和孪晶结构。在图6(b)中观察到厚度为0.248nm的孪晶，图6(c)中的电子衍射斑点将孪生模式识别为(1-211)型孪生。由图6(d)-(f)可以看出，孪晶界两侧的位错密度不同，LDM区位错密度明显高于WAAM区，且LDM区晶面间距较小，约为0.2101nm。
图6. RZ的高分辨率TEM图像 (a)孪晶显微组织；(b)孪晶的晶格图像；(c)孪晶衍射斑；(d)图(a)的晶面特性；(e)-(f)分别为图(d)中LDM区和WAAM区的晶面特性
2.3.WAAM-LDM样品的力学性能
图7为WAAM-LDM样品和WAAM、LDM、铸造以及锻造样品在室温下力学性能的统计图。样品H-L和V-L的力学性能与WAAM样品相似，最大UTS为912±24MPa，最大YS为830±16MPa，强度高于铸造样品，略低于LDM样品。H-T和V-T试样的强度均高于铸造样品，在WAAM和LDM样品之间，最高的UTS和YS分别为942±19MPa和866±20MPa。除此之外可以看出，四种试样的伸长率均超过10%。
图7. WAAM-LDM，WAAM，LDM，铸造以及锻造样品的力学性能
3.讨论3.1. WAAM-LDM样品宏观组织形成机理
对于H-WAAM-LDM样品，激光会将WAAM形成的柱状晶重熔，并沿原晶界外延生长。相同方向沉积导致β柱状晶粒的生长方向相同。对于V-WAAM-LDM样品，WAAM区的横向柱状晶界在激光作用下被再溶解，成为LDM过程中晶界的形核点位。在温度梯度的驱动下，β相的晶核优先沿<100>方向生长。因此，WAAM区和LDM区的柱状晶相互垂直。关注公众号: 增材制造硕博联盟，免费获取海量增材资料，聚焦增材制造科研与工程应用！
图8. β柱状晶形成示意图（a）H-WAAM-LDM；（b）V-WAAM-LDM样品
3.2. WAAM-LDM样品微观组织形成机理RZ相变过程如图9所示，当温度超过Tβ时，整个微观组织从α+β相转变为高温β相。极高的冷却速率导致在e点形成马氏体α’，如图9（e）所示。在LDM第2层的影响下，RZ的温度没有达到Tβ，但是超过了马氏体α’的分解温度，不稳定的马氏体α’发生原位分解，转变为α+β相。因此，在e点只观察到少量的马氏体α’。在后续的热循环的作用下，组织发生粗化，因此在g点观察到的α板条厚度比在e点观察到的略宽。
图9. RZ中的热循环以及微观组织演变的示意图
3.3. 力学性能分析一方面，WAAM过程中相对较低的冷却速率和随后的热循环导致更粗的α集束，α集束的大小通过影响有效滑移长度来决定UTS，一般来说，α集束大小与UTS成反比。另一方面，WAAM区粗糙的αGB也降低了样品的力学性能。而在LDM区，具有良好抗蠕变和高温性能的网篮组织填充了整个β晶粒，它可以提高LDM区抗滑移变形的能力。然而，针状α相的位错密度相对较高，导致LDM样品的延伸率较低。与H-L样品相比，H-T和V-T样品的伸长率略有下降。一方面，H-T和V-T为非均匀样品，应变的不均匀性导致伸长率下降。另一方面，在激光作用下，针状α相的出现导致了样品伸长率的降低。
3.4. 断裂行为分析
H-WAAM-LDM样品中WAAM区较大的α集束导致滑移长度增加，从而导致YS减小，裂纹扩展阻力与YS成正比。此外，拉伸样品边缘的β晶粒不完整，晶粒内部暴露的α板条导致裂纹从WAAM区边缘开始，最终贯穿整个样品。垂直于柱状β晶界的载荷促进了αGB的过早破坏，成为材料断裂时的自然断裂路径。因此，当拉伸载荷垂直于晶界时，αGB易发生晶间断裂，导致相邻β柱状晶粒分离。图10分别为试样H-T的内部柱状晶粒生长图、裂纹处显微组织和裂纹扩展示意图。裂纹始终沿着网篮组织扩展，如图10(b)所示，由于网篮组织中的α相具有多种晶体取向，当相邻晶粒的晶体取向不同时，裂纹尖端在晶界处发生偏转，裂纹以“Z”形推进。
图10. (a)H-T样品柱状晶示意图；(b)裂纹处显微组织；(c)裂纹扩展示意图
4.主要结论1）WAAM-LDM工艺制备的Ti-6Al-4V样品的结合区结合良好，无明显缺陷。
2）WAAM区和HAZ以粗α集束为主，LDM区和RZ以细网篮组织为主，并夹杂着针状α相。
3）细针状α相的存在导致结合区的强度高于WAAM区，并且所有样品的力学性能均超过铸件。粗集束组织和αGB导致WAAM区成为断裂起裂点，裂纹始终沿网篮组织扩展。
4）α板条的细化和大量位错导致RZ和LDM区的显微硬度升高，最高平均显微硬度达到393.4HV0.2。
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