缺陷控制的SLM制备Ti-6Al-4V的拉伸性能( 六 ) _化石

为了更好地理解为什么孔会沿着某些特定的方向扩展/合并，我们分析了从印刷板P1 (图6 ( a ) )中切割的样品的二维截面(图8 ) 。图8 ( a )显示了截面的两个位置。其中一个是垂直的(绿色平面) ，平行于打印表面，在激光诱导的孔隙所在的体积中。

图6同步辐射X 射线CT扫描结果，测试的试样为狗骨头试样在拉伸测试前后的结果，标准范围为1?×?1?mm2

另一个是垂直静止的，但与第一个方向成45° ，因此它沿着激光路(蓝平面)发展的毛孔。对于每个截面，根据孔隙在水平(红曲线)和垂直(蓝曲线)方向上的投影，绘制了强度剖面。这使得我们可以提取毛孔沿构建和纵向以及沿激光路的平均间距。平均值报告在图形上，根据黑箭头突出的距离计算。图8 ( b )描绘了第一个横截面。周向孔隙垂直排列，沿纵向每230μm周期性聚集成小包。这些数据包来源于激光在转弯时沿表面的传播。当这个230μm的距离投射到垂直于蓝平面的平面上时，它将变为160μm左右，更接近舱口间距。孔隙沿构造方向(垂直方向)平均间距为35 μ m ，非常接近层厚30 μ m 。图8 ( c )中，沿直激光路径产生的气孔在激光转动前减速的区域内平均间距为23μm 。这种平均距离实际上可能通过样品沿这一平面的整个厚度是相似的，但正如前面所解释的那样，块状孔隙的微小尺寸阻止了它们被SXCT成像。值得注意的是，在这一截面上，孔隙沿建向(垂直)的平均间距与层厚不匹配，但要大两倍。这是因为在图8 ( b )中，不像在横截面中那样存在不充分的孔隙，这显示了更好的统计。除了载荷在水平样品中的方向(图6 ( e ) )外，沿激光路径的孔隙之间较短的平均距离解释了为什么孔隙沿着这个特定方向生长/合并。
这种巨大的孔隙生长/聚结似乎是水平试样的破坏应变小于垂直试样的主要原因。从图6 ( d )可以看出，垂直样品表现出很强的颈缩区域，在水平样品中很难区分。 .

3.讨论
3.1.屈服强度和加工硬化行为
如图3 ( b )所示，我们的L - PBF Ti64表现出非常高的屈服强度，往往高于文献中报道的。这突出了我们为开发高质量样品( 见下一节 )而执行的样品密度优化过程的重要性。值得注意的是，我们通过OM、EBSD和TEM的微观组织表征(图2 )揭示了一种众所周知的柱状马氏体结构，其定义为高温母相β晶粒的侧面外延生长，在冷却时几组α′形核。类似的微观结构已在文献中广泛报道。然而，缺陷密度和缺陷( 特别是孔隙率及其含量 )在以前的所有工作中没有得到很好的量化。这可能是我们的样品似乎有更高的屈服强度的主要原因。微观组织 - ture中发现的非常高密度的缺陷(位错和孪晶)很可能通过两种方式冲击拉伸性能。首先，微屈服一旦发生，它们之间相互作用，将限制变形向更高应力的传播，从而提高宏观屈服强度。这一点得到了低应力下早期微屈服的SXRD观测结果的支持，在某些情况下，弹性加载过程中某些反射的半高宽会相应增大(图4 ) 。第二，较高的屈服强度使塑性屈服时产生较大的流动应力，由于较快的缺陷饱和度，当应力达到断裂强度时，流动应力最终会限制均匀伸长率。

有趣的是，不管加工参数或拉伸方向如何，所有样品的拉伸性能都倾向于落在屈服强度为1200 ± 100 MPa ，均匀延伸率为3 ± 1 %的同一区域(图3 ( d ) ) 。根据Cao等人的工作，屈服强度的有限变化可能是由于不同工艺参数引起的α′板条宽度的微小差异造成的。。我们的原位SXRD拉伸试验表明，在变形机制方面，样品之间没有观察到剧烈的变化。
在微观屈服后也发现了FWHM的增加，这与均匀拉伸过程中发生的应变硬化是一致的。