人妖一区二区在线观看|曰韩毛片无码一区二区三区|粗大黑硬长爽猛欧美视频|高清国产精品自在久久

電話(huà):0917-3332588 13379171777  郵箱:1010743306@qq.com

西工大林鑫教授團隊:增材制造鈦合金獲得全等軸細β晶粒

[ 信息發(fā)布:本站 | 發(fā)布時(shí)間:2022-10-08 | 瀏覽:13746 ]

增材制造是一項革命性的技術(shù),為零部件的近凈成形和靈活設計提供了一種有前景的方法。鈦基合金是應用于A(yíng)M工藝的最成熟的合金之一,并且AM鈦合金零件具有與鍛件相當的靜載力學(xué)性能。然而,AM固有的高冷卻速率和高溫度梯度通常會(huì )在鈦合金中產(chǎn)生沿沉積方向外延生長(cháng)的粗大柱狀β晶粒和長(cháng)達幾厘米的連續晶界α相,從而導致明顯的機械性能各向異性和較差的低周疲勞性能,這極大地限制了AM的鈦合金零件的廣泛應用。因此,非常期望在A(yíng)M的鈦合金中獲得細等軸的β晶粒。

本文選擇低含量Ni和微量B做為DED的Ti6Al4V的合金化元素,在凝固和隨后的熱循環(huán)中協(xié)同控制β晶粒。結合實(shí)驗觀(guān)察和有限元熱模擬,分別研究了DED的Ti6Al4VxNiyB在凝固和后續熱循環(huán)期間的β晶粒形態(tài)和尺寸。此外,還分析了拉伸性能及其各向異性。相關(guān)研究成果以題“Achieving fully-equiaxed fine β-grains in titanium alloy produced by additive manufacturing”發(fā)表在期刊Materials Research Letters上。

論文鏈接:

https://doi.org/10.1080/21663831.2022.2115323

圖1給出了Ti6Al4VxNiyB鈦合金頂部的β晶粒及其形成機理示意圖。Ti6Al4V的最后一層由柱狀晶和等軸晶組成,而Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的顯微組織則是全等軸β晶粒。與Ti6Al4V相比,Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的最后一層的等軸晶平均尺寸分別減小了48%和69%,達到111μm和65μm。與Ti6Al4V3Ni相比,Ti6Al4V3Ni0.05B沉積件獲得了一個(gè)更大的含有更細等軸晶的區域。

圖1. Ti6Al4VxNiyB頂部的β晶粒和最后一層的初始凝固機制。(a,d) Ti6Al4V; (b,e) Ti6Al4V3Ni; (c,f) Ti6Al4V3Ni0.05B; (g) 晶粒尺寸d0與1/Q的關(guān)系圖。TE是平衡液相溫度,?Tn是形核的臨界過(guò)冷度)

圖2給出了Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B沉積件中部的微觀(guān)組織。相應地,β-晶粒的平均尺寸d分別為624μm和207μm;β-晶粒粗化程度m(m=d/d0)分別為5.6和3.2。值得注意的是,只有0.05wt%的B確實(shí)將Ti6Al4V3Ni0.05B的m降低到接近Ti6Al4V3Ni的一半,使Ti6Al4V3Ni0.05B的d顯著(zhù)減少約67%。當沉積第n層附近的后續沉積層時(shí),只有相鄰的幾個(gè)再加熱的高溫熱循環(huán)(Tβ

圖2.激光立體成形Ti6Al4V3NiyB沉積件中部的β晶粒及模擬的晶粒尺寸和粗化程度:(a) Ti6Al4V3Ni和(b) Ti6Al4V3Ni0.05B; (c) β-晶粒尺寸和粗化程度m; (d) 預測的d0VS m (e) Ti6Al4V3Ni和(f) Ti6Al4V3Ni0.05B中模擬的△di, d=d0+Σ△di, △Mi和M=Σ△Mi與熱循環(huán)次數(Tβ

圖3. 在Ti6Al4VxNiyB沉積件中部的微觀(guān)組織。沉積態(tài):(a)Ti6Al4V,(b)Ti6Al4V3Ni,和(c)Ti6Al4V3Ni0.05B,(d)熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B

如圖3所示,與Ti6Al4V相比,Ni的添加產(chǎn)生了Ti2Ni(139nm),并減小了Ti6Al4V3Ni中α板條的長(cháng)寬比。對于Ti6Al4V3Ni0.05B,除了在α板條之間有大量的Ti2Ni,還形成了一些TiB相,α板條被細化。對于熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B,Ni幾乎完全固溶在β基體中,形成(α-Ti+β-Ti)的微觀(guān)組織,并有少量殘留的Ti2Ni(<0.01vol.%)。

如圖4a所示,與Ti6Al4V相比,沉積態(tài)的Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的屈服強度(YS)和極限抗拉強度(UTS)都有所提高,而斷裂伸長(cháng)率(EL)有所下降。這歸因于Ti2Ni的強化和脆化作用。與Ti6Al4V3Ni相比,沉積態(tài)的Ti6Al4V3Ni0.05B的所有YS、UTS和EL都得到了改善,特別是縱向EL增加了約3.4倍(2.1%)。這可能是由于較細的等軸晶粒和α板條引起的相對分散的Ti2Ni的不利影響被削弱。在對Ti6Al4V3Ni0.05B進(jìn)行熱處理后,在沒(méi)有機械各向異性的情況下,EL明顯增加,UTS也略微提高(橫向:6.87%,1231Mpa;縱向:6.97%,1230Mpa)(圖4(a)和(c))。EL的明顯增強歸因于Ti2Ni的幾乎完全消失,這有利于位錯的移動(dòng)和不同相的協(xié)調變形。UTS的改善是由于更細的α-板條的強化和Ni的固溶強化。

如圖4b所示,與DED制造的Ti-Cu合金相比,熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的機械性能表現出更高的強度,且塑性相當。與DED的Ti6Al4V相比,熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B的YS明顯更高,EL介于Ti6Al4V的橫向和縱向EL之間。同時(shí),熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B的綜合拉伸性能與ASTM標準中的鑄造和鍛造Ti6Al4V相當。

圖4. Ti6Al4VxNiyB合金的機械性能:(a) 代表性的工程應力-應變曲線(xiàn),(b)熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的拉伸性能與DED的Ti-Cu和Ti6Al4V以及ASTM標準的Ti6Al4V相當,(c) 各向異性。

綜上所述,通過(guò)在凝固和后續熱循環(huán)期間協(xié)同控制β晶粒,以及固溶+淬火熱處理,本文獲得了一種在A(yíng)M鈦合金中實(shí)現完全等軸細小β晶粒并具有良好綜合拉伸性能的合金設計方法。由于Ni顯著(zhù)增大了成分過(guò)冷,在Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B中都獲得了全等軸的β晶粒。與Ti6Al4V3Ni相比,Ni和B的協(xié)同作用使Ti6Al4V3Ni0.05B凝固獲得的晶粒尺寸減少了~50%;由于微量B增加了晶粒粗化指數和激活能,熱循環(huán)期間的晶粒粗化程度進(jìn)一步減少~50%。這首次揭示了通過(guò)復合添加Ni和B可以在凝固的等軸晶中實(shí)現1+1>2的晶粒細化效果,并且微量B在再熱循環(huán)和凝固期間對β晶粒的細化起著(zhù)同等重要的作用。細小的全等軸β晶粒和晶內的(α-Ti+β-Ti)微觀(guān)組織使得熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B的強度和塑性都有所提高,與DED的Ti6Al4V相當。這些發(fā)現為AM鈦合金的晶粒組織控制和成分設計提供了重要的指導。