缺陷控制的SLM制备Ti-6Al-4V的拉伸性能( 三 ) _化石

图2沉积态的 Ti64 样品的相和显微组织. a) 对6个不同的样品进行同步辐射XRD样品测试的结果，其中小的峰是箭头V8和H8处的β-Ti； b) 采用金相得到的3D重构的显微组织图；c) 在沉积态的Time64钛合金样品在BD/LD 表面得到的EBSD图 (IPF图). d) 黑色点线在（c）中的极图(0001 和11–20 反射面) 和（d）基于2个极化图得到的重构的 β 晶粒球面投影；e)基于（c）的高温β相的IPF图； f) 和 g) 明场 TEM图片显示在沉积态中的缺陷结构，其组成为压缩孪晶、张力孪晶和〈c?+?a〉位错

图２－０SLMTi6Al4V时得到的三维显微组织
图2 ( f )和( g )给出了TEM所制备的Ti64 ob的一些缺陷结构。发现了高密度的缺陷。在?00002?反射的双光束条件下进行了光场成像。它们分别表现为压缩双胞胎和紧张双胞胎。有趣的是，压缩双胞胎包含许多暗带( 如图 2 ( f )所示 ) 。考虑到这些带平行于{ 1122 面并且它们有不同的对比度，它们很可能是层错或者压缩孪晶。除了?a?位错外，许多?c + a?位错还存在于所建材料中。例如，这种类型位错的?c ?组分可以在两束条件下用? 0002 ?反射( 其中 ?a ?组分按照 g · b = 0不可见性准则失去对比度 )所拍摄的暗场TEM图( 如图 2 ( g )所示 )中看到。
棱柱型? a ?滑轨是钛及钛基合金中最简单的滑轨系统，但它不能适应沿c轴方向的应变。因此，孪生和锥面?c + a ?滑移成为重要的变形机制。尽管在变形粗晶Ti64合金中很少观察到孪生，因为β相的存在补偿了hcp相中沿c轴缺乏应变，但在传统淬火马氏体Ti64中观察到类似的孪生激活，表明孪生是马氏体相变的产物。然而， ? c + a ?位错在马氏体相变后很少被观察到，这突出了在L - PBF期间发生的重要塑性。

2.2.拉伸性能

我们使用图1 ( a )中描述的样品研究了L - PBF Ti64的拉伸性能随激光参数(功率和速度)、加载方向( 0 °和90 ° )和标距几何形状( 2 mm2比 1 mm2 )的变化。在图3 ( a )中，用这些样品获得的拉伸工程应力应变曲线被绘制在一起。 0.2 %应变偏移量下的屈服强度( YS )在1110 ~ 1320 MPa之间，变化约20 % ，而极限抗拉强度( UTS )在1230 ~ 1420 MPa ( 即~ 15 %的变化 )之间，变化趋势不明显。

图3 沉积态 Ti64 样品的机械性能. a)在拉伸测试条件为10?3/s的时候得到的应力/应变曲线；b) 在（a）中得到的屈服强度Vs应变到失效，以及同文献中数据的对比；c) 样品的标准化加工硬化随着应变变化的结果每一组均在（b）中展示，其中点线强化的表示标准化加工硬化1 ，代表开始颈缩.；d)屈服强度Vs均匀伸长率，数据来自（a）

然而，当绘制屈服强度与应变到失效之间的关系时，出现了如图3 ( b )所示的两个重要趋势，其中每一类样品都以红光／蓝光冲程/全线突出。每一类内性质的变化对应不同的激光参数。 Yang等人表明能量密度随L - PBF Ti64强度的增大而增大。首先，无论标尺截面尺寸如何，垂直试样都比水平试样更具有韧性。其次，规范型截面较大的试样表现出较高的应变破坏。这种尺寸与最大应变之间的关系似乎遵循已知的几何效应，即随着细度比( 隔距长度除以隔距面积的平方根 )的减小，应变-失效关系增大。然而，当样品沿垂直方向测试时，我们也观察到较弱的几何效应。仍在同一图中，本研究得到的结果与文献进行了比较，吻合较好。但值得注意的是，具有较大标距截面(全红线)的垂直试样在获得较高屈服强度的同时，也获得了与含有大量β相的α + β L - PBF Ti64剪裁试样相似的应变-失效模式，以获得较高的拉伸的试样尺寸( 直径 6 ~ 12mm 长度 16 ~ 100mm的圆柱形拉伸试样 ) 。这一观察令人惊讶，表明对于单一的α′相材料，仍有可能获得良好的拉伸性能。
虽然本研究和文献中生产的L - PBF Ti64可以达到显著的应变-失效，有时甚至类似于传统的Ti64 ( 图 3 ( b )中的橙色组 ) ) ，颈缩在每个样品中都很早开始，图3 ( c ) 。图3 ( a )插图中的黑色虚线突出了对应于颈缩开始的归一化的单位加工硬化。当屈服强度对均匀延伸率作图时(图3 ( d ) ) ，图3 ( b )中观察到的趋势消失。我们的样品的所有均匀延伸率在2 %到4 %之间，而应变-破坏范围从2 %到14 % 。这表明微观结构( 由工艺参数、冷却速率和建筑方向定义 )控制屈服强度和均匀伸长率。然而，其他特征可能控制了AM Ti64对颈缩和断裂的抗性。