王群，屈蘊(yùn)韜，張幖，張玉鮮，李銳，李寧,，顏家振

(1.四川大學(xué),機(jī)械工程學(xué)院,成都,610065；2.成都科寧達(dá)材料有限公司,成都,610100)

0 序言

Ti-6Al-4V 合金具有良好的力學(xué)性能、耐腐蝕性和生物相容性，被認(rèn)為是在航空航天、石油化工、生物醫(yī)療、汽車[1-5]等領(lǐng)域具有良好應(yīng)用前景的材料.然而，由于市場上Ti-6Al-4V 合金構(gòu)件大多是通過鍛造或軋制原材料機(jī)械加工成形，這類傳統(tǒng)加工工藝存在能耗高、生產(chǎn)周期長、材料利用率低以及復(fù)雜零件成形難度大等問題，限制了鈦合金的利用和發(fā)展[6-8].

激光選區(qū)熔化(selective laser melting，SLM)是一種將切片三維模型輸入打印機(jī)，再利用高能激光束將金屬粉末熔化到基板上，最終粉末冷卻凝固逐層成形的技術(shù)，通過SLM 成形可以獲得形狀復(fù)雜、密度大、精度高的Ti-6Al-4V 合金產(chǎn)品[9-11].由于SLM 成形Ti-6Al-4V 合金具有高度的個性化和材料利用率高等優(yōu)點，已被廣泛應(yīng)用于生物金屬領(lǐng)域.相較于鍛造或軋制，SLM 制備的Ti-6Al-4V 合金在成形過程中的熔化和凝固速率較高，導(dǎo)致其晶粒細(xì)小，從而具有更優(yōu)異的力學(xué)性能[12-18].

近年來，學(xué)者們對Ti-6Al-4V的疲勞性能進(jìn)行了大量研究[19-23].Hu 等人[20]研究了氣孔和未熔合缺陷的數(shù)量、形狀及尺寸對疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)尺寸較大的缺陷是造成疲勞裂紋產(chǎn)生的主要原因，這也導(dǎo)致試樣的疲勞性能差，疲勞壽命低；Ganor 等人[21]利用超聲表面沖擊技術(shù)對Ti-6Al-4V 合金進(jìn)行表面處理，觀察到其表面上出現(xiàn)了納米晶粒，這些晶粒能夠使得疲勞裂紋在靠近表面一定深度處萌生，從而有效提高了疲勞性能；Wang 等人[22]研究了鍛造溫度、變形量對彎曲疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)不同鍛造工藝下的裂紋萌生機(jī)制主要為表層或亞表層初生α 相解理、表層α-β 相界面滑移和表層α′晶界滑移.

在生物醫(yī)學(xué)應(yīng)用中，例如牙科支架、支架連接體、牙冠等修復(fù)體以及其他金屬生物植入體在服役中經(jīng)常受到彎曲應(yīng)力和側(cè)向壓力的作用，從而產(chǎn)生彎曲疲勞失效.目前，關(guān)于SLM Ti-6Al-4V 合金彎曲疲勞的研究還較少，為了確保SLM Ti-6Al-4V 合金在生物醫(yī)學(xué)應(yīng)用中具有可靠性和較長使用壽命，對其彎曲疲勞行為及性能進(jìn)行研究.從微觀組織角度分析了SLM 成形生物醫(yī)用Ti-6Al-4V 合金的彎曲疲勞行為，并用軋制成形Ti-6Al-4V 合金與之對比，為SLM 生物醫(yī)用合金的制備提供了參考，為進(jìn)一步應(yīng)用SLM Ti-6Al-4V 合金提供了思路.

1 試驗方法

Ti-6Al-4V 合金粉末和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金由成都科寧達(dá)材料有限公司提供，以軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金棒為前驅(qū)體材料，采用電極感應(yīng)氣霧化法制備Ti-6Al-4V 合金粉末.SLM 與軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金具有相同的化學(xué)成分，該成分符合Ti-6Al-4V 合金外科植入物的金屬材料標(biāo)準(zhǔn)ISO5832-3—2016.表1 列出了Ti-6Al-4V 合金的主要化學(xué)成分，Ti-6Al-4V 合金粉末的SEM 形貌，如圖1 所示，顆粒尺寸在10～ 60 μm 之間.

圖1 Ti-6Al-4V 合金粉末顆粒的SEM 形貌Fig.1 SEM image of Ti-6Al-4V alloy powder particles

表1 Ti-6Al-4V 合金的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of Ti-6Al-4V alloy

采用廣東漢邦科技有限公司HBD-150 型3D 打印機(jī)制備SLM Ti-6Al-4V 合金塊體、彎曲、拉伸和彎曲疲勞試樣(圖2)，彎曲和彎曲疲勞試樣均采用水平成形[24].SLM 成形Ti-6Al-4V 合金試樣的優(yōu)化工藝參數(shù)為激光功率180 W，掃描速度1 000 mm/s，光斑直徑100 μm，掃描間距110 μm，鋪粉層厚度30 μm.為釋放應(yīng)力和改善微觀組織[25]，SLM 制備的Ti-6Al-4V 合金在真空爐中850 ℃退火1 h，再通過線切割機(jī)加工SLM 試樣，然后逐步用SiC 砂紙去除剩余的加工痕跡，打磨至2 000 粒度，軋制試樣的微觀組織和力學(xué)性能均在軋制態(tài)下觀察和測定.

圖2 試樣外觀及尺寸(mm)Fig.2 Sample appearance and size

采用RGM-4300 萬能試驗機(jī)，加載單元為20 kN，進(jìn)行名義應(yīng)變率為1.0 mm/min的拉伸試驗和三點彎曲試驗，SLM 和軋制態(tài)每組試樣至少測量3 次取其平均值.采用疲勞試驗機(jī)(WDWRD100)對SLM 和軋制態(tài)試樣采用不完全相同的載荷水平進(jìn)行正弦單軸應(yīng)力彎曲疲勞試驗，各載荷水平采用3 個試樣進(jìn)行疲勞壽命評估，試樣放置在兩個半徑為1 mm的金屬支架上，支撐跨距為60 mm，加載位置位于試樣正中，設(shè)備采用載荷控制模式，加載波形為正弦波，恒定速率為400 N/min，選用相同的應(yīng)力比R=σmin/σmax=0.1 和加載頻率f=10 Hz，試驗中試樣截面最大應(yīng)力計算式為

式中：σmax為最大應(yīng)力 (MPa)；F為加載載荷(N)；L為支撐跨距(mm)；b為試樣寬度(mm)；d為試樣深度(mm).

將塊體試樣預(yù)先用SiC 砂紙打磨至3 000 粒度，然后在拋光機(jī)上用0.04 μm 二氧化硅拋光液拋光至鏡面，采用XRD (Rigaku D/ Max-2 400)對SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金在20°～ 80° Cu K α 輻射下的晶相組成進(jìn)行分析.在進(jìn)行SEM 測試前，所有試樣在室溫下用Kroll 溶液(6 mL HF+12 mL HNO3+100 mL H2O)腐蝕50～ 60 s，用丙酮超聲清洗5 min.采用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)對疲勞試驗后制備的塊體試樣斷口形貌進(jìn)行表征，并進(jìn)一步采用電子背散射衍射(EBSD，Oxford)對SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金組織進(jìn)行表征，采用場發(fā)射透射電鏡(JEOL JEM 2100F)對軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金組織進(jìn)行表征.

2 結(jié)果分析及討論

2.1 微觀組織

圖3 為SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金的XRD圖譜.SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金均由密排六方(hexagonal close packed，HCP)α-Ti 相(PDF#44-1294)和體心立方(body center cubic，BCC)β-Ti 相(PDF#44-1288)組成.從XRD 圖譜可以看出，SLM和軋制態(tài)均具有較高的α 相含量和較低的β 相含量，且成形方式對相組成無明顯影響.

圖3 SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金的XRD 圖譜Fig.3 XRD patterns of SLM and rolled Ti-6Al-4V alloy

圖4 為軋制態(tài)和SLM Ti-6Al-4V 合金微觀組織形貌.圖4 (a)和圖4(b)顯示軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金為α+β 雙相組織，其中α 相沿特定方向呈現(xiàn)形變織構(gòu)，β 相分布于α 相之間，同時在α 相內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了納米β 相；圖4 (c)和圖4(d)為SLM Ti-6Al-4V 合金在850 ℃退火狀態(tài)下的微觀組織，呈現(xiàn)出典型的SLM 超細(xì)α+β 組織，發(fā)現(xiàn)SLM的晶粒尺寸小于軋制的晶粒尺寸，α 相呈針狀，厚度為2～ 3 μm，β 相分布在α 相之間.SLM Ti-6Al-4V 合金的α 相中未觀察到超細(xì)β相，與軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金有較大差異.

圖4 軋制態(tài)和SLM Ti-6Al-4V 合金微觀組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of rolled and SLM Ti-6Al-4V alloy.(a) rolled Ti-6Al-4V alloy;(b) rolled Ti-6Al-4V alloy (high magnification);(c) SLM Ti-6Al-4V alloy;(d) SLM Ti-6Al-4V alloy (high magnification)

為了進(jìn)一步明確Ti-6Al-4V 合金的微觀組織，對SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金進(jìn)行了電子背散射衍射(EBSD)分析.結(jié)果由相圖、核平均錯向圖(KAM)和反極圖(IPF)組成(圖5).從相圖(圖5(a)和圖5(d))可以看出，SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金均以α-Ti 相(HCP)為主，體積分?jǐn)?shù)大于90%，β 相分布在α 相周圍，只有1%左右.從IPF 圖中可以看出，SLM Ti-6Al-4V 合金具有隨機(jī)取向的針狀α 相的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，起到緩解各向異性的作用.在軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金中，許多區(qū)域由具有相似取向的細(xì)長α 相組成，稱為宏觀區(qū)，此外SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金的KAM 值較低(圖5(b)和圖5(e))，表明殘余應(yīng)力較低.

圖5 SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金電子背散射衍射分析結(jié)果Fig.5 EBSD analysis results of SLM and rolled Ti-6Al-4V alloy.(a) phase diagram of SLM(95.29% α-Ti，1.05% β-Ti);(b) KAM maps of SLM;(c) IPF of SLM;(d) phase diagram of rolled (91.94% α-Ti，1.01% β-Ti);(e) KAM maps of rolled;(c) IPF of rolled

2.2 靜態(tài)力學(xué)性能

圖6 為SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 試樣及彎曲試樣未發(fā)生斷裂的彎曲應(yīng)力—應(yīng)變曲線.在相同條件下至少測試了3 個試樣，力學(xué)性能匯總于表2.與軋制態(tài)Ti-6Al-4V 相比，SLM 成形Ti-6Al-4V 合金具有更高的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和抗彎強(qiáng)度，但軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金的斷后伸長率優(yōu)于SLM Ti-6Al-4V 合金.

圖6 SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Stress-strain curves of SLM and rolled Ti-6Al-4V alloy.(a) tensile；(b) three-point bending

表2 SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金的力學(xué)性能和標(biāo)準(zhǔn)偏差Table 2 Mechanical properties and standard deviation of SLM and rolled Ti-6Al-4V alloy

2.3 疲勞性能

表3 為SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 試樣在彎曲疲勞試驗中承受的最大應(yīng)力和疲勞壽命，對應(yīng)的SN 曲線如圖7 所示，從圖中可以發(fā)現(xiàn)，兩條擬合曲線幾乎平行，在相同應(yīng)力條件下，軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金的疲勞壽命低于SLM Ti-6Al-4V 合金.SLM Ti-6Al-4V 合金在1 100 MPa 應(yīng)力下的疲勞壽命為2.8 × 104周次，在最大900 MPa 應(yīng)力下承受1 × 107次載荷循環(huán)后未發(fā)生斷裂；軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金在1 000 MPa 應(yīng)力下的疲勞壽命為5.1 ×104周次，比相同應(yīng)力下SLM Ti-6Al-4V 合金的疲勞壽命降低了10 倍左右，當(dāng)應(yīng)力最大為800 MPa時，軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金經(jīng)1 × 107次加載循環(huán)后未發(fā)生斷裂.以上Ti-6Al-4V 合金的疲勞性能數(shù)據(jù)與前人研究結(jié)果相當(dāng)[26-27].

圖7 SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金S-N 曲線Fig.7 S-N curves of SLM and rolled Ti-6Al-4V alloy

表3 SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金在不同最大應(yīng)力下的疲勞壽命Table 3 Fatigue life of SLM and rolled Ti-6Al-4V alloy under different maximum stresses

為了進(jìn)一步分析SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金的彎曲疲勞行為機(jī)理，對兩種合金的彎曲疲勞斷口形貌進(jìn)行了表征.圖8 為SLM Ti-6Al-4V 合金試樣在1 000 MPa 應(yīng)力下循環(huán)6.8 × 105次后的彎曲疲勞斷口形貌，宏觀形貌由典型的疲勞裂紋萌生區(qū)(圖8(b)和圖8(c))、裂紋擴(kuò)展區(qū)(圖8(e)和圖8(f))和最終斷裂區(qū)組成(圖8(d)).在裂紋萌生區(qū)表面附近發(fā)現(xiàn)孔洞，靠近表面的孔洞萌生了彎曲疲勞裂紋，在孔洞附近發(fā)現(xiàn)了一些臺階，表明孔洞附近區(qū)域存在高度應(yīng)力集中，這些應(yīng)力集中會誘發(fā)周圍的解理狀裂紋，導(dǎo)致臺階面的出現(xiàn).由此得出，孔洞等缺陷處容易存在應(yīng)力集中，從而成為彎曲疲勞裂紋的萌發(fā)起源，對SLM 試樣的彎曲疲勞性能產(chǎn)生較大影響.圖8(e)和圖8(f)為SLM Ti-6Al-4V 合金的彎曲疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)，彎曲疲勞的裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌中發(fā)現(xiàn)了一些孔洞，主裂紋附近的孔洞會引起應(yīng)力集中，使主裂紋的方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)[28].在SLM Ti-6Al-4V 合金的裂紋擴(kuò)展區(qū)可以觀察到二次裂紋(圖8(f))，主裂紋尖端附近存在嚴(yán)重的塑性變形，導(dǎo)致二次裂紋產(chǎn)生，同時二次裂紋的形成消耗了大量的能量，降低了原生裂紋的擴(kuò)展速率[29].圖8(d)為SLM 疲勞試樣的最終斷裂區(qū)域，形貌顯示有較多的韌窩和撕裂孔洞，表明斷裂模式為韌性斷裂.

圖8 SLM Ti-6Al-4V 合金在最大應(yīng)力1 000 MPa 下疲勞循環(huán)6.8 × 105 次的斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of SLM Ti-6Al-4V alloy after fatigued 6.8 × 105 cycles at maximum stress of 1 000 MPa.(a)fatigue fracture morphology of SLM Ti-6Al-4V alloy;(b) crack initiation region(magnification of red region in fig.8(a));(c) magnification of red region in fig.8 (b);(d) final fracture region;(e) crack propagation region(magnification of green region in fig.8 (a));(f) magnification of green region in fig.8 (e)

圖9 為軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金試樣在最大應(yīng)力850 MPa 下循環(huán)4.6 × 106次宏觀疲勞斷口形貌.宏觀斷口上的亮區(qū)為圖9(b)中的裂紋萌生區(qū)，這些明亮區(qū)域包含光滑的斷面(圖9(c))，表現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷裂的特征，這些解理面的特征能夠推斷裂紋的擴(kuò)展路徑和裂紋形核的位置.圖9(e)和圖9(f)為疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)，在該區(qū)域也發(fā)現(xiàn)了一些二次裂紋，但這些二次裂紋都主要沿著解理面和裂紋擴(kuò)展的方向，并未使主裂紋方向明顯偏轉(zhuǎn)，因此其阻止裂紋擴(kuò)展的作用較弱.圖9(d)為軋制態(tài)試樣的斷裂區(qū)，同樣存在大量韌窩和撕裂痕跡，這也表明其彎曲疲勞斷裂屬于韌性斷裂模式.

圖9 軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金在最大應(yīng)力850 MPa 下疲勞循環(huán)4.6 × 106 次斷口形貌Fig.9 Fracture morphology of rolled Ti-6Al-4V alloy after fatigued 4.6 × 106 cycles at maximum stress of 1 000 MPa.(a) fatigue fracture morphology of rolled Ti-6Al-4V alloy;(b) crack initiation region(magnification of red region in fig.9 (a));(c) magnification of red region in fig.9 (b);(d) final fracture region;(e) crack propagation region(magnification of green region in fig.9 (a);(f) magnification of green region in fig.9 (e)

從疲勞斷口分析得出，SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金是由試樣邊緣處存在孔洞等缺陷或形變織構(gòu)形成的α 晶粒，宏觀區(qū)在循環(huán)載荷下的應(yīng)力集中而萌發(fā)初始細(xì)小的疲勞微裂紋，微裂紋在交變載荷的持續(xù)循環(huán)下擴(kuò)展形成疲勞斷裂的主裂紋，主裂紋沿著特定晶界或宏觀區(qū)邊界擴(kuò)展產(chǎn)生解理形貌，同時主裂紋尖端附近發(fā)生嚴(yán)重塑性變形后會萌生二次裂紋，這些二次裂紋降低了主裂紋擴(kuò)展的速率.當(dāng)裂紋擴(kuò)展途徑中遇到孔洞缺陷時會因為應(yīng)力集中阻礙擴(kuò)展，隨著疲勞裂紋的持續(xù)擴(kuò)展，當(dāng)Ti-6Al-4V 合金試樣剩余截面快達(dá)到塑性失穩(wěn)狀態(tài)時會發(fā)生類似靜態(tài)拉伸中的韌性斷裂，斷口上的大量韌窩和撕裂棱隨之產(chǎn)生，最終試樣截面完全斷裂.

結(jié)合EBSD 結(jié)果(圖5(c)和圖5(f))分析得出，軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金相同晶粒取向的α 相形成了一些宏觀區(qū)，相比之下，宏觀區(qū)周圍的晶粒取向與宏觀區(qū)相差較大，因此變形過程中應(yīng)力更容易集中在宏觀區(qū)附近，增加了裂紋形核的概率.在先前的研究中[30]，有學(xué)者發(fā)現(xiàn)致命的裂紋形核位置總是位于含有高體積分?jǐn)?shù)α 晶粒的宏觀區(qū)中，這些區(qū)域利于疲勞裂紋的萌生，而SLM Ti-6Al-4V 合金有較多隨機(jī)取向的針狀α相，這形成了與軋制態(tài)合金完全不同的晶界特征.

在疲勞裂紋的正向擴(kuò)展中，晶界有著阻礙裂紋擴(kuò)展的作用.α 相晶界附近的一些微量雜質(zhì)元素會削弱α 相晶粒間的結(jié)合力，疲勞短裂紋總是沿著α+β 晶界擴(kuò)展，裂紋擴(kuò)展方向隨α 相晶粒取向變化[31].圖10 為結(jié)合微觀組織形貌繪制的SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金疲勞裂紋擴(kuò)展模式示意圖.由此可以推斷，SLM Ti-6Al-4V 合金α+β 晶界存在彎曲，在裂紋擴(kuò)展路徑上起到了抑制裂紋持續(xù)擴(kuò)展的作用.對于軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金，由于宏觀區(qū)中所有晶粒的取向幾乎相同，因此可以將整個區(qū)域視為大晶粒，其晶界對阻礙裂紋擴(kuò)展的作用較小[32-33].如圖10 所示，裂紋沿著宏觀區(qū)的邊界前進(jìn)，沒有穿過內(nèi)部，甚至裂紋會沿著特定的晶界取向延展，這導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展速率增加，降低了疲勞壽命.

圖10 SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金疲勞裂紋擴(kuò)展模式圖Fig.10 Fatigue crack propagation mode diagram in SLM and rolled Ti-6Al-4V alloy

3 結(jié)論

(1) SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金均主要由α 相(HCP)和少量β 相(BCC)組成，兩者均有良好的靜態(tài)力學(xué)性能.SLM Ti-6Al-4V 合金熱處理后組織為取向隨機(jī)、晶粒細(xì)小的針狀α+β相，軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金具有大量近似取向的α 晶粒宏觀區(qū)，且在α 晶粒內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了分散的納米級β 晶粒.軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金晶粒尺寸大于SLM Ti-6Al-4V 合金，且沿軋制方向存在擇優(yōu)取向.

(2) SLM 和軋制態(tài)Ti-6Al-4V 合金彎曲疲勞斷裂模式屬于解理/準(zhǔn)解理斷裂，裂紋主要起源于SLM Ti-6Al-4V 合金邊緣處孔洞缺陷和軋制Ti-6Al-4V 合金α 晶粒宏觀區(qū)在疲勞載荷作用下的應(yīng)力集中.SLM Ti-6Al-4V 合金擁有細(xì)小隨機(jī)取向的α+β 晶粒，這些細(xì)小晶粒能減小應(yīng)力集中對疲勞裂紋萌生的影響，也能使裂紋擴(kuò)展路徑發(fā)生偏轉(zhuǎn)，從而降低裂紋擴(kuò)展速率.軋制Ti-6Al-4V 合金的α 晶粒宏觀區(qū)更易萌生裂紋，且邊界對裂紋擴(kuò)展的阻礙作用較小，甚至?xí)龠M(jìn)特定方向的疲勞裂紋擴(kuò)展，因此SLM Ti-6Al-4V 合金相較于軋制Ti-6Al-4V 合金具有更高的疲勞壽命.