引言

我國海岸線長達18000公里，海域面積300萬平方公里，資源豐富。深海裝備對于海洋強國戰略和海軍戰略轉型至關重要，包括軍事裝備、載人/無人潛水器等。隨著海洋戰略的擴展，深海裝備面臨高水壓和腐蝕挑戰，對材料要求更高。鈦合金以其輕質、高強度、耐蝕等特性，成為深海裝備的理想材料，有助于提升裝備性能，被廣泛應用于世界深潛器制造中[1-3]。鈦合金在深海裝備制造中雖有優勢，但也面臨加工難題。主要問題有：屈強比大導致加工難度增加；熱導率低易造成刀具磨損和材料應力集中；對H、O、N極其敏感（300℃以上快速吸氫、450℃以上快速吸氧、600℃以上快速吸氮）；超規格原材料需求與傳統制備技術瓶頸；導致制備效率低、穩定性差、成本高[4-6]。

但這些挑戰也促進了增材制造技術的變革性應用。SLM以其高設計自由度、高材料利用率、降低加工難度、小熱影響區和快速定制化生產等優勢，為鈦合金零件的制造提供了創新解決方案，尤其在制造復雜結構和輕量化設計的深海裝備部件方面展現出巨大潛力[7-8]。盡管當前對SLM技術制備TC4鈦合金的研究已經取得了較為成熟的進展，但是，研究指出[1]，SLM過程中的工藝參數對制件的致密度和力學性能具有顯著影響。這些參數同樣影響著內部孔隙和裂紋等缺陷的形成與擴展。通過精細的工藝參數優化，成功實現了高密度和高強度Ti-6Al-4V合金的SLM制造，具體表現為達到了99.45%的相對密度、1188MPa的抗拉強度以及9.5%的斷裂伸長率。此外，拉伸測試結果表明，SLM制備的Ti-6Al-4V合金在強度上超過了鍛造Ti-6Al-4V合金，但在沖擊韌性方面則相對較低。在SLM技術制備Ti-5Al-2.5Sn鈦合金時，激光能量輸入對材料的孔隙率有顯著影響。較高能量輸入易形成球形孔隙，而較低能量輸入則導致未熔合缺陷[9]。Yao等人[5]對SLM技術成型TC4鈦合金的工藝參數與拉伸性能關系進行深入研究，然而與基板材料（軋制態）的比較尚不明確。鑒于沖擊韌性是材料在快速沖擊或沖擊載荷下吸收能量、防止斷裂的關鍵性能指標，其對深海裝備的安全性和可靠性至關重要。同時，納米壓痕測試對于深入理解材料在微觀尺度上，尤其是在深海高壓環境下的性能表現具有重要意義。本研究選取采用選SLM技術制備的Ti-6Al4V（TC4）作為研究對象，旨在通過與軋制態TC4合金的對比分析，全面探究SLM制備的TC4合金的微觀組織結構及力學性能。研究的核心目標是驗證SLM技術制備的TC4合金在深海裝備應用中的可靠性，以期為其在海洋工程領域的實際應用提供科學依據和技術支持。

1、試驗方法

在本研究中，使用Ti64氣霧化粉末（化學成分為Ti-5.89Al-4.2Vwt.%）作為原料，成功制備了Ti6Al-4V合金試樣。該合金粉末主要以球形顆粒形式存在，表面光滑，平均粒徑約為38微米，如圖1所示。SLM成型過程中采用的工藝參數詳見表1。

試樣制備完成后，首先通過砂紙進行逐級打磨拋光，隨后進行特定的化學蝕刻處理（蝕刻液配比為HF∶HNO₃∶H₂O=2∶6∶92），以揭示合金的微觀組織結構。之后，利用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡（SEM）和背散射衍射儀（EBSD）對合金的微觀組織進行了詳細的分析和表征。為了全面評估SLM制備的Ti-6Al-4V合金的力學性能，進行了納米壓痕測試以測定硬度，以及電子萬能試驗機上的拉伸測試（拉伸速率設定為0.5mm/min），從而獲得了合金的硬度和拉伸性能數據。此外，還通過沖擊試驗機對成型試樣的沖擊韌性進行了測量，以評價其在深海中受到沖擊負荷時的韌性表現。

2、試驗結果與討論

2.1微觀組織及物相分析

2.1.1微觀組織研究

SLM試樣內部組織相互交叉排列，網籃狀組織排列明顯，網籃狀組織由針狀α'馬氏體組成。圖2b為SLMedTC4微觀組織的SEM形貌。微觀組織特征是馬氏體以交織的方式排列，形成網籃狀結構，并且這些馬氏體組織與晶界呈45°生長。與圖2a的OM結果相符，這兩個不同的成型面上，針狀α'馬氏體是主要組織形態，尺寸基本一致，寬度在0到1μm之間，長度則在幾十到幾百微米不等。軋制態TC4的組織如圖2b，軋制過程使得晶粒拉長。主要由等軸α晶粒（圖中黑色區域）、β轉變組織（圖中白色區域），其中β轉變組織通常包含片狀α+β組織、原始β晶粒邊界上的初始α組織，以及初生α組織與片狀α+β組織之間的β組織。

2.1.2物相分析

XRD衍射圖譜如圖3所示，與標準PDF卡片對比，SLMedTC4中幾乎無β組織生成，而軋制態相的衍射峰明顯。在SLM過程中，激光束的高能量輸入和快速掃描速度導致材料的冷卻速率非常快，通常可達103~108℃/s。這種快速冷卻條件有利于α'馬氏體的形成，因為α'馬氏體的形核和生長速率通常遠高于形成平衡β相的臨界冷卻速度410℃/s[10]。同時由于冷卻速率快，β相的形成和穩定化時間不足。對于軋制板TC4鈦合金進行XRD分析中，觀察到α-Ti相的衍射峰為主導。在衍射角約57°處，存在可辨識β-Ti的衍射峰為β（202）。這可能是因為在軋制過程中的高應變率和較低的熱處理溫度導致α相的穩定化，并促使部分β相在冷卻時轉變為α相。

2.1.3EBSD分析SLMedTC4晶粒尺寸主要集中在1~3μm之間，平均尺寸為2.5μm（見圖4a）。而傳統軋制的TC4鈦合金晶粒則呈現出順著軋制方向的拉伸狀結構，其平均晶粒尺寸約為3.7μm。這種差異歸因于增材制造過程中較高的冷卻速率，高冷卻速率有助于形成更細小的晶粒。這些細小晶粒在隨后的冷卻過程中沒有充分時間長大只能保持較小尺寸[11]。相較之下，軋制板TC4鈦合金由于冷卻速率較低，尤其是在軋制后未進行快速冷卻處理時，材料有更充分的時間進行晶粒增長，導致較大的等軸晶粒形成。SLMedTC4中α'馬氏體組織仍占主導地位為0.997，β組織含量僅為0.003，SLM快速冷卻過程中的“冷凍效應”，導致部分高溫穩定的β在室溫下得以保留（見圖4b）。對于軋制板的TC4鈦合金，β組織含量顯著增加至0.055，由于塑性變形和位錯積累，部分β組織得以保留。這樣可能為材料提供了更好的塑性和韌性，但也導致力學性能中的強度和硬度相對較低。SLMedTC4晶界附近區域的顏色較深，表明斯密特因子分布與晶粒內部有所不同，這可能是晶界在變形協調中所起的影響所致（見圖4c）。斯密特因子的平均值分別是0.32003和0.37269，代表了各自材料的屈服強度，其中更高的斯密特因子意味著滑移系統啟動的可能性更大，而更低的斯密特因子值表示更高的屈服強度[11]。可預測SLMedTC4由于具有相對較高強度，而軋制板的TC4，盡管在屈服強度上相對較低，卻可能提供更優的塑性和韌性[12]。

2.2力學性能研究

2.2.1納米壓痕

從圖5a中的納米壓痕P-h（載荷-位移）曲線可以看出，不同成形方式的TC4合金在加載和卸載過程中顯示出一致的趨勢，且多次測量結果一致，SLMed和軋制態TC4平均壓痕深度為1239.1nm和706nm，壓痕形貌如圖5c所示，軋制態被壓痕破壞更加明顯。與軋制板TC4相比，SLMedTC4合金在相同載荷下表現出更好的抵抗變形的能力，即硬度更高，且變形量和變形速率更小。SLMed試樣的高峰值硬度為229.9GPa，相比軋制板TC4的20.3GPa有大幅提升。在卸載階段，SLM試樣的納米硬度穩定在5.36GPa，而軋制板TC4的穩定硬度僅為1.54GPa。SLM試樣硬度的提高可歸因于成型過程中的反復加熱，促進了位錯的活動并增強了晶界強化效果，導致位錯密度升高并在材料內部形成了“釘扎”效應，進而提高了抵抗塑性變形的能力[13-14]。在深海裝備的應用中，這種提高的變形抗力意味著激光增材制造的TC4合金能夠更好地承受高壓和動態負載，確保裝備的結構完整性和長期穩定性[15]。

2.2.2拉伸性能拉伸性能

在衡量材料力學性能上起著基礎且關鍵的作用，各試樣拉伸性能如圖7所示，兩種TC4試樣的拉伸性能均滿足GB/T3621-2022的最低要求。SLM制造的鈦合金在高壓深海環境中所展現的高抗拉強度（1123.9MPa）是維持結構完整性的重要因素。這種強度使得材料能承受重大負載而不發生斷裂，對于靜態負載尤其關鍵。但是，SLMed試樣的低延伸率（11.78%）表明其在沖擊負荷或過度變形下的塑性差，這可能導致在沒有足夠變形能力吸收能量的情況下容易發生脆性斷裂。

這種力學性能上的差異源于不同的微觀結構。SLMed試樣中含有的大量BCC結構針狀馬氏體α'馬氏體，具有較少的滑移系，限制了材料在塑性變形時可供位錯移動的路徑數量，從而降低了塑性。

此外，α'馬氏體中的高釩含量通過固溶強化效應進一步阻礙了位錯的移動，提高了強度，但犧牲了塑性。相比之下，軋制板TC4軋制板中α+β雙相結構，尤其是β相的FCC結構提供了更多滑移系統，使得材料在拉伸過程中可以發生更多塑性變形，因此在延伸率上表現更優（14.58%），盡管犧牲了一些抗拉強度（946.4MPa）。拉伸斷口的微觀形貌分析如圖8所示，結合以上的拉伸性能結果，不同成形方式制備的TC4合金展現出了不同的斷裂特性，這些特性反映了各自的微觀組織和成形過程的特點。韌窩的深度和大小反映了材料的塑性和加工硬化能力：韌窩越深大，說明材料在斷裂前能夠經受更多的塑性變形，表現出更好的塑性。相對于軋制態TC4，SLMedTC4合金試樣的斷口則顯示了粗糙的表面、含有未熔化粉末顆粒，以及較大范圍的解理面和撕裂棱，韌窩小而淺[9，11]。這些特征指示了材料在受到拉伸力時發生了脆性斷裂，這種斷裂模式與SLM制造過程中快速的冷卻速率和由此產生的非均勻微觀組織有關。

2.2.3沖擊性能

沖擊韌性是評價材料在突然受到撞擊負載時，抵抗破壞能力的重要性能指標。對于深海裝備用增材制造的TC4鈦合金來說，沖擊韌性的高低直接關系到其在水下復雜壓力環境和意外撞擊下的結構完整性與安全性。高沖擊韌性的材料能夠在不斷裂的情況下吸收更多的能量，這對于保證深海裝備在極端環境中的穩定運作至關重要。圖9為試樣在室溫下(25℃)的沖擊性能，SLMedTC4的沖擊韌性分別為43J，相比傳統軋制工藝得到的59.4J顯著降低。SLM工藝的高冷卻速率可能導致過細的晶粒和應力集中，從而減少了材料的塑性變形能力和沖擊抵抗性，微觀組織的差異同樣使得沖擊韌性產生差異[16-17]。

通常情況下，相對軋制板TC4，增材制造由于快速冷卻過程限制了β相的形成，而β相為材料的塑性變形提供了路徑，使位錯滑移更易于通過β/α界面。此外，由于β相尺寸較小，滑移長度受限，降低了材料整體的變形均勻性。而在雙態組織中，較多的β相有助于增加沖擊載荷下的變形能力，使得材料能夠吸收更多沖擊能量，表現出更好的沖擊韌性[16]。沖擊試樣的斷口形貌如圖10所示。SLMed試樣的宏觀斷口相較于軋制板TC4更為平坦，剪切唇區域相對較小，顯示了它們在沖擊載荷下的變形能力低于軋制板TC4。微觀形貌分析表明，增材試樣的斷口表面粗糙度低，韌窩的尺寸和深度均小于軋制板TC4，證明增材試樣在沖擊過程中經歷的塑性變形較少。此外，增材試樣表現出較不明顯的空洞特征，解理特征和二次裂紋較為顯著，特別是SLMed試樣中的未熔化粉末顆粒，進一步降低了材料的沖擊韌性。

3、結論

激光選區熔化（SLM）技術制備的TC4鈦合金與軋制態TC4相比，具有以下特點：

（1）通過各技術對SLMed和軋制板TC4的組織進行研究發現，SLM技術制備的TC4試樣具有獨特的網籃狀微觀組織，由針狀α'馬氏體組成，與軋制態TC4相比，后者呈現等軸α組織和拉長的β轉變組織，兩者在組織形態、含量和尺寸上存在顯著差異。

（2）納米壓痕測試結果表明，SLMedTC4合金納米硬度高達5.36GPa，是傳統軋制態TC4合金的3.5倍。在相同的載荷條件下，SLM試樣的壓入深度僅為706nm，相當于軋制板TC4的56%，這表明SLMedTC4合金具有顯著提升的納米硬度和抗變形能力。

（3）拉伸性能：SLMedTC4拉伸性能上表現出顯著的抗拉強度提升，達到1123MPa，較傳統軋制態的946MPa有顯著增加。盡管其延伸率略低于軋制態，為9.78%，但依然符合國家標準。SLMTC4合金的拉伸斷口分析顯示，未熔化的粉末顆粒會影響其延伸率。

（4）沖擊韌性：SLMedTC4的沖擊韌性為43J，這一數值低于軋制態的59.4J。在沖擊斷口的微觀結構中，SLMedTC4的韌窩較淺，剪切唇也相對較小。這些發現表明，SLMTC4的沖擊韌性在后續研究中具有顯著的提升潛力。總結來說，SLM技術制備的TC4鈦合金在硬度和強度上優于傳統軋制態，盡管沖擊韌性略低，但仍具備良好的應用前景，對于深海裝備等高性能應用具有積極影響。

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