清华顶刊丨二次激光定向能量沉积Ti6Al4V/AA2024合金部件的显微组织和性能的影响机制

文章链接：https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2024.10.093

表1. Ti6Al4V粉末的化学成分（wt.%）。

表2. AA2024粉末的化学成分（wt.%）。                                     

图1. （a）-（b）Ti6Al4V粉末和（c）-（d）AA2024粉末的SEM图像和粉末直径分布。

图2. L-DED设备示意图。

基于本研究提出的交织结构转变制备的Ti6Al4V/AA2024合金部件的示意图如图3（a）所示。首先，在Ti6Al4V基底上沉积一定厚度的Ti6Al4V层，然后在已经沉积的Ti6Al4V层上沉积交织层。交织构造由Ti6Al4V和AA2024两个沉积层组成。最后，在交织层上沉积一定厚度的AA2024层。每个沉积层采用往复扫描策略，相邻沉积层的沉积方向之间的角度为90°，如图3（b）所示。为了缩短沉积测试周期并减少不必要的材料消耗，在Ti6Al4V基材上沉积了一层Ti6Al4V合金，并在此基础上进一步沉积了交织层。图3（c）是压缩剪切试验的示意图，图3（d）是试样的尺寸。   

图3. （a） 交织策略示意图；（b） 扫描策略；（c） 压剪试验示意图；（d） 压缩剪切试样的尺寸。

详细的交织策略图如图4所示。交织层由两层交织的Ti6Al4V和AA2024通道组成。在预先沉积的Ti6Al4V层上，首先根据设定的路径和间距沉积第一交织层中的Ti6Al4V层，然后在两个相邻的Ti6A14V道次的中间沉积AA2024层，以完成第一交织层的沉积。第二交织层的沉积方向与第一层成90°角，沉积方法和步骤与前一层相同。随后，在交织层上沉积一定高度的AA2024层，完成整个Ti6Al4V/AA2024合金部件的制备。为了进一步增强Ti6Al4V和AA2024之间的结构互锁，提出了一种二次沉积工艺。与传统方案不同，在沉积第二交织层后，本研究在第二交织膜的Ti6Al4V通道上沉积了第二Ti6Al4V层。剩下的步骤和以前一样。本研究中使用的工艺参数如表3所示。                                        

图4. 详细的常规交织策略和二次沉积示意图。

表3. 沉积Ti6Al4V/AA2024合金部件的L-DED工艺参数。

图5. 四个典型位置的示意图。

图6. （a） 有限元模型的尺寸；（b） 有限元网格模型。

图7显示了通过传统交织沉积制造的Ti6Al4V/AA2024合金部件的四个典型界面，图7（a）-（d）分别对应于图5（b）-（e）的横截面位置。其中，底部区域是Ti6Al4V层，上部区域是AA2024层，中间是交织层。在交织层中，较亮的颜色是Ti6Al4V通道，而较暗的颜色是AA2024通道，这随后由EDS的元素分布证实。

图7. 通过传统交织技术制备的四个典型位置的OM图像。

图7（a）和7（b）显示了两个横截面位置，其中第一交织层的沉积方向垂直于屏幕，第二交织层的沉积物方向是水平的。其中，图7（a）中的第二沉积层的成分为Ti6Al4V，而图7（b）中的第一沉积层的组成为AA2024。图7（c）和（d）显示了第一交织层的沉积方向为水平，第二交织层垂直于屏幕的两种情况。其中，图7（c）中第一沉积层的成分为Ti6Al4V，而图7（d）中第一淀积层的成分是AA2024。可以观察到，不同横截面的Ti6Al4V/AA2024界面的冶金质量存在显著差异。这是因为交织区域由交替沉积的两层Ti6Al4V和AA2024组成，因此会有不同材料分别沉积在Ti6Al4V或AA2024上的区域。当使用Ti6Al4V作为基材时，无论沉积Ti6Al4W还是AA2024，Ti6Al4V/AA2024界面都具有良好的冶金质量。当使用AA2024作为基板时，AA2024沉积过程中的界面质量良好，而Ti6Al4V的沉积会导致界面质量差。图8显示了通过二次沉积制备的Ti6Al4V/AA2024界面的OM图像。图8（a）和（b）分别对应于图7（a）、（b）的位置。可以观察到，在交织层中二次沉积Ti6Al4V通道后，Ti6Al4V层变得更光滑、更连续。与此同时，显著的裂缝也显著减少。                          

图8. 通过二次沉积在两个典型位置制备的OM图像。

众所周知，铝合金对激光的反射率通常远高于钛合金。Ti6Al4V的熔化温度范围为1878 K至1928 K，而AA2024的熔化温度仅为832.15 K至915.95 K，两者之间存在显著差异。在L-DED过程中，一部分激光束能量被粉末阻挡并加热，而另一部分能量加热基材形成熔池。当在Ti6Al4V上沉积AA2024时，Ti6Al4V对激光的低反射率导致形成大的熔池，AA2024的低熔点使其在进入熔池后完全熔化。如图9（a）所示，在Ti6Al4V表面沉积了一层光滑的AA2024。相反，在AA2024上沉积Ti6Al4V时，AA2024的高反射率表面会产生一个小熔池，无法完全熔化高熔点的Ti6Al4W粉末，导致冶金质量差，如图9（b）所示。                                      

图9. 不同材料的沉积顺序图：（a）在Ti6Al4V上沉积AA2024；（b） 在AA2024上沉积Ti6Al4V。

进一步分析了交织层的微观结构和成分。图10、图10（b）显示了通过传统交织制备的图7（a）方框中区域的微观结构和元素映射。图10（a）所示的横截面位置是交织结构的第一层的沉积方向是垂直于屏幕的AA2024层，交织结构的第二层是水平沉积的Ti6Al4V层。在该区域发现了明显的裂纹，特别是在交织结构的第二层的Ti6Al4V层中。在Ti6Al4V层的两侧还发现了一些未熔化的Ti6Al4V粉末。                       

图10. （a） –（b）图7（a）方框中区域的微观结构和元素映射；（c） 图10（A）中区域A的放大图。

图10（b）显示了与图10（a）相邻的右侧区域，除了交织结构的第一层是Ti6Al4V层。当在交织结构中沉积第二层Ti6Al4V时，冶金质量显著提高。界面处未发现裂纹、未熔合或其他缺陷。该区域显示的两个交织层的总高度明显高于图10（a）所示的位置。这些结果反映了在AA2024和Ti6Al4V上沉积Ti6Al4V时的显著差异，进一步证实了图9中的假设。图10（c）是图10（A）中区域A的放大图。可以看出，交织结构的第二层有明显的裂纹和未熔化的Ti6Al4V粉末。根据元素映射的结果，可以发现裂纹区主要富含Al元素，几乎不含Ti元素。这是由于在沉积后续AA2024层时，熔融的AA2024填充了裂纹造成的。

界面是异种材料连接中最受关注的区域。因此，对传统交织Ti6Al4V/AA2024合金部件的界面进行了分析。图11（a）是图10（a）中区域B的放大图。该区域显示交织层中Ti6Al4V沉积在AA2024上的界面位置。由于铝合金的高反射率和钛合金的高熔点，界面形状不规则。通过SEM图像可以清楚地看到，界面处有许多薄片状的IMCs和未熔化的Ti6Al4V粉末。   

图11（b）是图10（b）中C区域的放大图。该区域位于Ti6Al4V的第二交织层和后续AA2024层之间的界面处。Ti6Al4V/AA2024界面非常光滑清晰。界面处的IMCs主要有两种形式，即界面附近的连续IMCs层和远处的棒状IMCs。这与图11（a）中的IMC分布完全不同。最根本的原因是沉积顺序引起的熔池最高温度和流速。在AA2024上沉积Ti6Al4V时，AA2024的高反射率和Ti6Al4V的高熔点导致熔池较小，最高温度较低。这导致熔池中的对流不足，凝固时间短，没有定向温度梯度，从而形成一些薄片状IMC。当AA2024沉积在Ti6Al4V表面时，熔池的最高温度较高，熔池尺寸较大。熔融的AA2024和Ti6Al4V有足够的反应时间在界面处形成连续的IMCs层。在马兰戈尼对流的影响下，熔体底部的Ti元素流向熔池上部，最终沿温度梯度方向形成棒状IMCs。

图11. （a） 图10（a）中B区域的放大图；（b） 图10（b）中C区域的放大图；（c） EDS线扫描结果如图11（b）所示。    

图11（c）显示了图11（b）中直线的EDS线扫描结果。可以观察到，在界面的左侧区域，Al元素的波动相对较大，这是由棒状IMCs的存在引起的。连续IMCs层区域中的Ti和Al元素表现出快速转变。通常，存在于钛/铝异种材料界面上的IMCs通常包括Ti3Al、TiAl、TiAl2和TiAl3。然而，不同Ti-Al IMCs中Ti和Al的化学活性不同，在此基础上计算了不同IMCs的吉布斯自由能。这些IMCs的吉布斯自由能为Ti3Al＞TiAl2＞TiAl＞TiAl3。TiAl3的吉布斯自由能最低，表明TiAl3是最容易形成IMC的。其次是TiAl和TiAl2。Ti3Al的吉布斯自由能最高，表明它是最难形成的。

通过EDS点扫描，可以根据元素组成比进一步确定不同位置IMCs的相组成。图11（a）和11（b）中选择了三个典型位置，结果如表4所示。可以确定薄片状和棒状IMCs的主要成分是TiAl3（P3和P4），最靠近Ti6Al4V/AA2024界面的位置是TiAl（P1和P6）。虽然Ti元素的浓度在这个位置最高，但Ti3Al的吉布斯自由能最高，因此在这个位置没有形成Ti3Al。这两者之间的区域是TiAl2（P2和P5）。                   

表4. 不同区域的元素内容。

图12（a）显示了图8（a）所示二次沉积样品中的方块区域及其元素分布的放大图。尽管在AA2024上沉积Ti6Al4V时界面处仍有一些小裂纹，但与传统的交织沉积相比，Ti6Al4V层中的显著穿透裂纹显著消失。Ti6Al4V层的厚度也显著增加，这无疑将提高结构的互锁性能。图12（b）显示了图12（a）中线位置的元素分布。结合Ti和Al元素的分布，可以清楚地区分不同区域。最左侧和最右侧分别是AA2024层和Ti6Al4V层。中间是由AA2024层和Ti6Al4V层组成的交织结构。通过二次沉积获得交织结构的Ti6Al4V层。很明显，首次沉积的Ti6Al4V层位于交织结构的AA2024层附近。该区域的Ti和Al元素存在显著波动，这是由于IMCs的存在。在该区域的左侧，即二次沉积的Ti6Al4V层，Ti和Al元素的分布相对稳定，这进一步证明了二次沉积Ti6Al4V层的必要性。                       

图12. （a） 图8（a）方框中区域的微观结构和元素映射；（b） EDS线扫描结果如图12（a）所示。

图13. 平均抗压剪切强度。

图14. （a） Ti6Al4V侧的断裂形态；（b） AA2024侧的断裂形态。

图14（a）显示了Ti6Al4V基板侧，根据元素映射可以分为三个区域。其中，区域A和区域B是沉积在交织结构第一层中的Ti6Al4V，区域C是沉积在编织结构第一层的AA2024。压缩剪切后，AA2024层与基材分离，但AA2024的一部分仍保留在两侧的边缘。C区AA2024断裂发生在Ti-Al脆性金属间化合物的位置。因此，Ti和Al元素都富集在C区，那里的结合性能最弱。图14（b）显示了AA2024沉积层的侧面。在EDS元素映射中可以清楚地看到交织结构产生的Ti6Al4V材料的交叉互锁结构。断裂发生在交织结构的第二层位置，Ti6Al4V材料的交叉互锁在提高结合性能方面发挥了重要作用。                         

图15. 纵向残余应力分布：（a）不同视角的整体视图；（b） ZOX平面（Y=0）；（c） ZOY平面（X=0）。

图16. 横向残余应力分布：（a）不同视角的整体视图；（b） ZOX平面（Y=0）；（c） ZOY平面（X=0）。

图17显示了Z方向上的残余应力分布。可以发现，由于交织结构，Ti6Al4V/AA2024界面处的残余应力呈锯齿形分布，避免了直接沉积过程中连续应力带的产生。交织结构抑制了裂纹扩展，这可以通过应力的不均匀分布来证实。因此，Ti6Al4V/AA2024合金部件可以基于交织结构制备，而AA2024层在直接沉积在Ti6Al4V基材上时会直接开裂和脱落。    

图17 . Z方向残余应力分布：（a）不同视角的整体视图；（b） ZOX平面（Y=0）；（c） ZOY平面（X=0）。

主要结论：

（1） 传统交织结构中第二层Ti6Al4V层的不连续性和穿透性裂纹，通过Ti6Al4V层的二次沉积得到了有效缓解。

（2） 二次沉积工艺有效地提高了交织结构的力学性能，平均压剪强度比传统交织工艺高8%。

（3） 交织结构导致Ti6Al4V/AA2024界面处的应力分布呈锯齿形，避免了连续应力带的产生，有效抑制了界面裂纹的扩展。

交织结构显著提高了Ti6Al4V/AA2024合金部件的力学性能，最关键的问题是从根本上调节IMCs的形成和生长。后续研究将采用外部场辅助技术（磁场）来调节界面处的脆性IMC，并进一步改善Ti6Al4V/AA2024合金部件的力学性能。

来源：增材制造硕博联盟