供稿人:周航 魯中良 供稿單位：機(jī)械制造系統(tǒng)工程國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 發(fā)布日期：2022-04-17
激光增材制造部件的性能提高依賴于結(jié)構(gòu)創(chuàng)新和定制化設(shè)計(jì)，自然優(yōu)化的結(jié)構(gòu)可以為設(shè)計(jì)和制造提供靈感。此研究以鱗角腹足蝸牛的外殼結(jié)構(gòu)為靈感，在硬層與軟層界面處產(chǎn)生裂紋擴(kuò)展撓度和能量耗散，使層狀殼結(jié)構(gòu)具有良好的力學(xué)性能，如圖1所示。硬陶瓷層與柔順的金屬層以周期性的硬-軟-硬層狀形式結(jié)合，采用激光粉末床熔化(LPBF)技術(shù)設(shè)計(jì)并制作了TiB2/Ti6Al4V多材料層狀結(jié)構(gòu)。該方法有望為其他陶瓷/金屬?gòu)?fù)合材料體系的制造和強(qiáng)化提供科學(xué)技術(shù)指導(dǎo)。
圖1鱗角腹足蝸牛的外殼及設(shè)計(jì)的多材料層狀結(jié)構(gòu)
圖2 XRD衍射、SEM形貌及界面處EDS圖譜
如圖2a所示，TiB2峰強(qiáng)度較低，表明在TiB2/Ti6Al4V層狀結(jié)構(gòu)中保留了少量未溶解的TiB2相。TiB2與Ti發(fā)生了原位反應(yīng)形成了中間相TiB。由于沿[010]方向的B-B共價(jià)鍵較強(qiáng)，TiB在[010]方向上的生長(zhǎng)速度要快于其他平面方向，形成了原位TiB晶須（圖2c）。如圖2b所示，界面處Ti、Al和V的原子分?jǐn)?shù)呈平滑下降趨勢(shì)，而B元素的原子分?jǐn)?shù)呈平滑上升趨勢(shì)，表明激光熔接陶瓷層時(shí)存在明顯的穿透現(xiàn)象。從線掃描結(jié)果可推知，在LPBF過程中熔化的TiB2與液態(tài)鈦合金之間發(fā)生了強(qiáng)元素?cái)U(kuò)散和界面反應(yīng)。
圖3 層狀結(jié)構(gòu)TEM表征
選取參數(shù)為400 W, 600 mm/s時(shí)成形試樣的三個(gè)典型致密區(qū)進(jìn)行TEM測(cè)試，結(jié)果如圖3所示。圖3a中晶粒中沒有檢測(cè)出V元素和Al元素，結(jié)合選區(qū)電子衍射(SAED)結(jié)果，確定晶粒為TiB晶體。界面處TiB晶須的直徑從亞微米級(jí)減小到納米級(jí)（60-80 nm），這是因?yàn)榕c陶瓷層相比，界面處的溫度梯度更高。這些亞微米和納米級(jí)TiB晶須促進(jìn)了TiB2陶瓷和Ti6Al4V合金之間的逐漸過渡，有助于層狀陶瓷/金屬?gòu)?fù)合材料形成良好的界面結(jié)合，避免了層狀結(jié)構(gòu)的分層和Ti基體與TiB2界面結(jié)合不良。TiB納米晶須在界面處的這種釘扎效應(yīng)和梯度組織有利于提高層狀TiB2/Ti6Al4V多材料構(gòu)件的界面結(jié)合和抗彎強(qiáng)度。
如圖4所示，不同區(qū)域的顯微硬度從TiB2 (682.3 HV0.2)層逐漸變化到Ti6Al4V(403.6 HV0.2)層。沿層狀多材料構(gòu)件的構(gòu)建方向（依次為Ti6Al4V、TiB2和Ti6Al4V），顯微硬度先升高后逐漸降低，這與鱗角腹足蝸牛的外殼硬度變化趨勢(shì)相似。界面處平滑的硬度轉(zhuǎn)變和原子遷移有利于殘余應(yīng)力的釋放和不同材料層的結(jié)合，提高綜合力學(xué)性能。
圖4 層狀結(jié)構(gòu)不同區(qū)域顯微硬度
圖5 不同參數(shù)成形試樣的拉伸曲線及最高強(qiáng)度試樣的截面
如圖5a所示，在400 W，600mm/s下成形試樣的抗折強(qiáng)度最高（2033.2 MPa），表明TiB2/Ti6Al4V復(fù)合材料具有良好的界面結(jié)合性能。從圖5b中試樣截面可以看出，主裂紋從試樣底部開始，并向上擴(kuò)展。由于脆性陶瓷層內(nèi)部的剪切作用，次生裂紋沿TiB2層橫向擴(kuò)展。隨著次生裂紋的橫向偏轉(zhuǎn)，在TiB晶須生長(zhǎng)的方向上，有多個(gè)短裂紋沿構(gòu)造方向延伸，這些短裂紋被認(rèn)為是三次裂紋。因此，LPBF制備的層狀TiB2/Ti6Al4V結(jié)構(gòu)內(nèi)部裂紋擴(kuò)展是通過裂紋偏轉(zhuǎn)和多級(jí)裂紋實(shí)現(xiàn)的，延長(zhǎng)了總擴(kuò)展路徑，提高了裂紋擴(kuò)展能量，最終增強(qiáng)了仿生層狀TiB2/Ti6Al4V復(fù)合材料。