利用V中间层在Ti-6Al-4V表面激光沉积增材制备17-4PH不锈钢

江苏激光联盟导读：

首次采用增材制造技术，在不锈钢和Ti-6Al-4V之间使用V中间层获得了较强的连接(粘接强度>200 MPa)。采用固态连接的V夹层比采用液态沉积的V夹层更有效地防止了脆性金属间相的形成。激光功率和扫描速度对接头界面组织和强度的影响较大。随着退火时间的增加，尤其是退火4 h和24 h后，接头强度下降，表明接头中存在Fe-V-Cr σ相。

使用V中间层的增材制造工艺首次成功地生产出了不锈钢和Ti-6Al-4V合金的混合结构。

介绍

近年来，增材制造（AM）引起了全世界的广泛关注，因为它生产形状复杂、功能分级和定制的零件。例如，激光AM的凝固和冷却路径可以提供均匀的细层状α + Ti-6Al-4V中的β微结构。此外，通过利用AM的固有热处理能力，可以改善Ti-6Al-4V和马氏体时效钢等合金的显微组织性能。在最流行的金属AM工艺中，包括选择性激光熔化（SLM）和直接能量沉积（DED），粉末材料层按顺序熔融至基板上先前熔融的层。通常，建筑物和底板都使用类似的粉末或金属，因为不同的材料对会产生相当大的残余应力和金属间化合物。因此，使用两种不同的材料很难实现AM。特别是，钛合金和钢之间的AM非常困难，因为在加工过程中熔融的Ti和Fe的混合容易产生不需要的Fe-Ti金属间化合物，这容易导致分层断裂。

熔体池中的Marangoni对流。

因此，目前的工作主要集中在以纯V为中间层的钢和Ti-6Al-4V的完全分离。因此，中间层将使组件的实际使用成为可能，并防止可能的金属间化合物的形成。分析了沉积界面附近的机械性能和显微组织。用固态包层(扩散键合)和液态沉积(SLM)制备V夹层。研究了激光功率、扫描速度和焊后热处理对结合金属的影响。

实验

本实验使用的材料是Ti-6Al-4V板，17-4PH不锈钢粉末，以及0.2 mm厚度的纯V (99.9 at.%)和粉末。V夹层与Ti-6Al-4V有两种不同的连接方式:(1)通过扩散连接(DB)和(2)通过SLM连接。

在DB中，用2400粒度SiC纸对Ti-6Al-4V和V表面进行研磨，并用丙酮进行超声清洗。在DED过程中，对三个不同的样品使用了三种不同的激光功率。将激光功率分别为150、180、210 W的样品分别命名为DB150、DB180、DB210。

在层间应用的SLM工艺中，使用SLM机(Concept LaserTM, MLab)在氩气气氛下直接在Ti-6Al-4V板表面沉积V粉。与DB工艺相似，在180 W的激光功率下，通过DED将17-4PH不锈钢粉末沉积在Ti-6Al-4V/V棒的V表面。图1显示了焊接接头的原理图和图像。

图1 (a) DB150、DB180和DB210经过17-4PH的DED后的光学图像。(b) 17-4PH DED后的SLM100、SLM600和SLM1200。

结果和讨论

DB法制备V型中间层的微观结构

图2显示了样品DB150、DB180和DB210的V/17-4PH接头界面的显微图像和X射线衍射（XRD）图。DB150 V/17-4PH熔合区（FZ）的扫描电子显微镜（SEM）图像、能量色散X射线光谱（EDS）线扫描、电子背散射衍射（EBSD）相图和XRD图谱如图2（a）和（b）所示。其微观结构为部分混合的FZ，界面面积小(黄色标记)，呈由Fe +FeV固溶体[(FeV)ss]组成的连通多边形结构。EBSD结果表明，FZ中的初生相为bcc，富铁区的残余奥氏体析出量可忽略不计。低激光功率提供的能量不足，凝固时间短，导致V基板与沉积17-4PH的熔化和混合较少，从而产生较小的粘合面积。图2（b）中的微观XRD图谱确定V/17-4PH FZ界面主要为（FeV）ss。所有样品的XRD测量点均位于V夹层附近的FZ处。

图2 （a）（a，b）DB150、（c，d）DB180和（e，f）DB210的SEM图像、XRD图谱、EBSD图像和EDS线扫描。

对于具有V/17-4PH接头界面的DB180，如图2(c)和(d)所示，接头在FZ界面处显示了锯齿状结构，如图3(黄色标记)所示，该结构向FZ中心生长或向聚集方向生长。这种结构是均匀的，面积更大，由Fe + (FeV)ss组成，V含量比DB150高得多。与DB150相似，EBSD相位图显示FZ的初级相位以bcc为主。在FZ处的XRD观察(图2(d))证实了(FeV)ss的存在。因此，施加的激光功率(180 W)足以使更多的V基板熔化到熔池中，从而使FZ中V的浓度更高。此外，熔池凝固时间较长，与DB150相比形成了成熟的锯齿状结构。

图3 (a) 17-4PH的伪二元相图，σ相的稳定性随V浓度的变化。(b)均衡凝固条件下，17-4PH条件下加入V后σ-相的相分数(JMatPro软件计算)。

图2(e)和f为激光功率为210 W时制备的DB210的V与17-4PH键合界面的微观结构。它具有与DB180相似的特性。FZ(图2(f))也表现为由界面处的(FeV)ss组成的锯齿状结构，以及沿平行于激光堆积方向生长的柱状晶粒。锯齿状组织和柱状晶粒的生长方向归因于熔池的定向凝固，因为基体充当了散热器。而在FZ (FeV)ss中，V的含量较高，达到35.4。%在区域5，相比于在。% V测量DB180。EBSD显示FZ中的初级相为bcc，具有小的富V相。通过透射电子显微镜，识别富V相。从DB210的V/17-4PH FZ界面对应的XRD谱图(图2(f))可以看出，FZ中存在(FeV)ss。

对于所有样品，由于Fe和V主要分散在FZ中，因此bcc相为(FeV)ss，最重要的是，根据17-4PH和V的伪二元相图，三种连接条件下的(FeV)ss组成均符合σ-相均匀性范围。由于XRD谱图没有显示出σ相的存在，EBSD/TEM也几乎没有显示出σ相的存在，这意味着每个激光道次后AM过程的快速冷却大大抑制了(Fe-V-Cr) σ相的形成。

冷却速率对控制σ相的形成很重要，因为高的冷却速率可以绕过σ相析出的危险温度范围(300 ~ 900℃)，相图计算(CALPHAD)结果如图3(a)和(b)所示。利用CALPHAD技术计算了17-4PH/V FZ在平衡凝固(慢冷)条件下的相边界和σ-相形成比例。平衡热力学计算预测在成分范围20 ~ 60 wt.%范围内会析出σ-相。在现实中，DED过程的凝固速度比典型Scheil模型中假定的凝固速度要快得多。因由于Scheil模型无法预测σ相的形成，因此得出结论:DED过程的高冷却速率能有效抑制σ相的析出。

SLM法制备V夹层的微观结构

图4为SLM制备V夹层时样品结合界面的微观结构和XRD谱图。如图4(a)和(b)的EDS线扫描所示，由于V沉积过程涉及熔化过程，Ti大量扩散到V夹层中。扫描速度显著影响FZ的性质。显然，扫描速度越快，激光加热/熔化的时间越短，导致粉末熔化不完全，凝固速度越快，导致气孔形成。Qiu等人测量了表面粗糙度和孔隙率随激光扫描速度的变化。他们注意到不稳定的熔体流动，特别是在高激光扫描速度下，增加了孔隙率和表面缺陷，这与我们的实验结果一致。随后17-4PH的沉积使Fe渗入V层的孔隙，形成Fe- ti金属间化合物。SLM100的扫描速度较慢，为100 mm/s，其层间区域的孔隙比SLM600少，而SLM600则有大量的宏观孔隙。17-4PH不锈钢沉积后SLM600中的裂纹和分层区域都是由Fe-Ti金属间化合物的形成引起的，XRD图证实了这一点(图4(b))。对于扫描速度最高的SLM1200的键合界面，由于接头发生了全分层，所以没有进行SEM观察。XRD相观察(图4(c))表明脱层表面存在Fe-Ti。

图4 (a) SLM100， (b) SLM600结合界面的SEM图像、EDS线扫描和XRD图。(c) SLM1200接头界面XRD谱图。

PWHT前后的拉伸性能

图5(a)对比了拉伸试验测得的DB150、DB180、DB210和SLM100的接头强度与纯V的接头强度。由于SLM600和SLM1200接头存在严重的分层现象，因此没有给出其拉伸结果。DB150、DB180和DB210的抗拉强度差异可能受V与17-4PH之间熔化区性质的影响，因为该接合界面处发生了破坏。在DED过程中，熔池的性质和凝固过程中形成的晶粒组织对零件的机械性能有显著的影响。

图5 (a)室温下DB150、DB180、DB210、SLM100和纯V的拉伸应力-应变曲线。(b) DB180在600℃退火0、1、4、24 h后的拉伸应力-应变曲线。插图显示了24小时后联合界面的EBSD相位图。(c) DB180 V/17-4PH接头退火1 h和24 h后的XRD谱图。

DB150表现出286 MPa的低强度。结合不良是由于基体熔化不足导致熔池处部分混合界面/结合区域小所致。对于DB180和DB210，当激光功率为180和210 W时，分别记录到398和350 MPa的更高强度。两种样品的激光功率确保充分熔化和充分冷却，产生更宽、结构良好、完全成形的FZ界面。而DB180比DB210的强度高是因为DB210的FZ (FeV)ss中V的含量高于DB180。最近的研究表明，V含量高的FZs/(FeV)ss比V含量低的更脆，可能表现出更低的关节强度。SLM100的抗拉强度最低，仅为200 MPa，这是由于在夹层中插入了Fe和Ti所致。使用固态包层将V与Ti- 6al - 4v连接起来，成功地防止了Ti和Fe在V中间层中的掺入和混合，DB样品(DB150、DB180和DB210)的强度高于液相沉积样品(SLM100、SLM600和SLM1200)。

考虑到这些结果，V夹层中一定没有Fe和Ti;即使是有限的混合也会形成裂缝或以其他方式降低结合强度。液相沉积法极有可能诱导Fe和Ti与熔融的V中间层混合和掺入。在Reichardt等人进行的工作中，在沉积相邻层的堆积体中观察到的制造过程中的裂纹是由Fe和Ti的相互作用引起的。此外，V梯度成分夹层在沉积前已经含有一定的Fe，通过层间的不断熔化和再熔化，促进了金属间化合物和σ相的形成。在这里，即使是纯V在激光沉积，Ti和Fe的掺入仍然发生，从SLM样品的结果证实。较小的V夹层厚度(0.4 mm)是Ti和Fe容易混合的部分原因。因此，建议增加夹层厚度(约1 mm)，并优化激光扫描参数，以避免孔隙生成和Ti/Fe混合。然而，过高的夹层厚度会产生有害的累积应变和残余应力，从而降低强度。

区域2的EBSD和EDS映射（从25%V过渡到50%V）。EBSD IPF X图和反极图显示了构建方向（X）上（001）的强烈纹理。Ti和V相对浓度的EDS图显示了钒粉末夹杂物和元素的不均匀分布。

研究了PWHT对节理性能的影响。拉伸试样取自DB180，因为它的强度最高。图5(b)为DB180在600℃退火1、4、24 h后的应力-应变曲线与未退火的应力-应变曲线的对比。退火1 h后，接头强度无明显变化。从图5(c)的XRD图可以看出，退火1 h时σ相未析出。然而，随着退火时间的增加，4 h和24 h，节理强度显著下降。这是由于(Fe-V-Cr) σ相的析出导致接头界面脆性和强度急剧下降。图5(c)所示为退火24 h后粘结接头的XRD相识别，验证了(Fe-V-Cr) σ-相的存在。与图2中的EBSD相图不同，图5(b)中插入的EBSD相识别图进一步确认了连续σ相层的存在。σ相析出量随退火时间的增加而增加。这进一步解释了为什么退火24 h的试样比退火4 h的试样的强度下降更大。

在铬/铁界面（a）和（b）处获得的显微照片，以及元素组成（c）。

结论

使用纯V中间层，首次应用AM在不锈钢和Ti-6Al-4V之间获得牢固的接头。熔区特性和接头强度取决于激光功率。180和210W的高功率生产高强度接头，而150 W没有。随着退火时间的增加，接头强度下降，尤其是在4和24 h时，表现为σ相的存在。此外，V在Ti-6V-4Al表面以不同扫描速度的SLM不可避免地导致Ti掺入沉积的V中间层，从而影响中间层与钢之间形成的异种接头。

来源：Laser deposition additive manufacturing of 17-4PH stainless steel on Ti-6Al-4V using V interlayer, Materials Research Letters, doi.org/10.1080/21663831.2019.1596989

参考文献：Kruth J-P, Leu MC, Nakagawa T. Progress in additive manufacturing and rapid Prototyping. CIRP Ann. 1998;47:525–540.