3D打印鈦合金薄壁構(gòu)件的研究進(jìn)展

楊 鑫，張兆洋，王 犇，馬文君，王婉琳，王 巖，孫朝暉，劉世鋒

(1.西安理工大學(xué)，陜西 西安 710048)(2.西安建筑科技大學(xué)，陜西 西安 710055)(3.攀鋼集團(tuán)研究院有限公司 釩鈦資源綜合利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，四川 攀枝花 617000)

薄壁構(gòu)件可滿足高端裝備對(duì)輕量化、低能耗和高穩(wěn)定性的要求，可通過(guò)塑性變形耗散外部沖擊能，從而達(dá)到吸收沖擊能量的目的，因而結(jié)構(gòu)輕巧、形狀復(fù)雜系數(shù)小的大型輕合金整體薄壁構(gòu)件一直是航空航天領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)。然而，薄壁構(gòu)件在減重的同時(shí)，其剛度也會(huì)相應(yīng)降低，并且由于不同的金屬材料導(dǎo)熱系數(shù)差異較大，因此具有尺寸大、壁厚薄和形狀復(fù)雜等幾何特征的薄壁構(gòu)件對(duì)溫度變化十分敏感，更易產(chǎn)生嚴(yán)重的扭曲變形以及不均勻的殘余應(yīng)力分布，殘余應(yīng)力導(dǎo)致薄壁構(gòu)件的尺寸、形狀發(fā)生變化，且難以通過(guò)后續(xù)機(jī)械加工進(jìn)行校正。故而亟需解決薄壁構(gòu)件制備過(guò)程中存在的曲率突變、壁厚超薄易變形等難題[1]。

金屬3D打印作為一種先進(jìn)的制造技術(shù)，以數(shù)字模型為基礎(chǔ)，借助軟硬件系統(tǒng)和數(shù)控系統(tǒng)來(lái)將金屬材料按照燒結(jié)、熔融等方式制造出實(shí)體零部件。金屬粉床選區(qū)3D打印技術(shù)具有設(shè)計(jì)與制造自由度大、周期短、可實(shí)現(xiàn)成分和/或結(jié)構(gòu)的梯度制造、原料利用率高、個(gè)性化與批量定制等優(yōu)點(diǎn)，可用于薄壁構(gòu)件的一體化精準(zhǔn)成形[2]。根據(jù)熱源的不同，金屬粉床選區(qū)3D打印技術(shù)主要分為電子束選區(qū)熔化技術(shù)(selective electron beam melting, SEBM)和激光選區(qū)熔化技術(shù)(selective laser melting，SLM)。

鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐蝕性好、生物相容性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、生物醫(yī)療等領(lǐng)域中有著重要的應(yīng)用，其中TC4鈦合金應(yīng)用占比達(dá)到50%以上[3]。但鈦合金傳熱系數(shù)小、楊氏模量低，導(dǎo)致傳統(tǒng)加工工藝在加工復(fù)雜零件時(shí)存在精度控制難、不同壁厚結(jié)構(gòu)件力學(xué)性能差異大等缺陷，因此采用3D打印技術(shù)成形鈦合金薄壁構(gòu)件成為當(dāng)前的研究熱點(diǎn)。本文系統(tǒng)介紹3D打印技術(shù)成形鈦合金薄壁零部件的研究現(xiàn)狀，以推廣鈦合金3D打印技術(shù)的應(yīng)用。

1 SEBM成形鈦合金薄壁構(gòu)件

電子束選區(qū)熔化在真空環(huán)境中成形，因而成形件中雜質(zhì)含量低，并具有能量利用率高、成形件整體精度高及運(yùn)行成本低等優(yōu)點(diǎn)，可用于制備復(fù)雜形狀鈦合金薄壁構(gòu)件。

1.1 SEBM技術(shù)成形鈦合金的組織和力學(xué)性能

Alexander等人[4]以平均粒徑D50=70 μm的球形TC4粉末為原料，采用SEBM成形厚度為0.5 mm的薄壁構(gòu)件。成形樣品的微觀組織呈現(xiàn)各向異性，由A2型結(jié)構(gòu)(β-Ti相體積分?jǐn)?shù)≤10%)和A3型結(jié)構(gòu)(α-Ti相體積分?jǐn)?shù)≤90%)組成。電子束熔化TC4粉末時(shí)，α-Ti首先在β-Ti晶界形核長(zhǎng)大為球形晶粒，隨著冷卻速率的增加(當(dāng)電子束離開熔化區(qū)域時(shí))，α-Ti晶粒由球形轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍫睿辉讦?Ti板條間可以觀察到一些保留的β-Ti晶粒，而α-Ti晶粒包含微量的夾雜物，可能是垂直于顯微截面表面的α-Ti針狀沉淀物，或是某些未知的第三相，如圖1a所示[4]。沉積態(tài)的組織紊亂導(dǎo)致力學(xué)性能分散，故其將樣品進(jìn)行熱等靜壓處理(hot isostatic pressing, HIP)(920 ℃/100 MPa/2 h)，使其微觀組織更加均勻，呈現(xiàn)各向同性，如圖1b所示[4]。經(jīng)過(guò)HIP處理后，成形件內(nèi)部的孔隙減少，塑性提升了3%～4%。

圖1 SEBM成形TC4鈦合金的微觀組織Fig.1 Microstructures of TC4 titanium alloy by SEBM：(a)deposition state(200×); (b)after HIP-treated(500×)

圖2 SEBM 成形TC4鈦合金的金相組織和EBSD取向圖Fig.2 Optical microstructures and EBSD orientation maps of TC4 titanium alloy by SEBM：(a)OM，as-built；(b)OM，after HIP；(c)EBSD，as-built；(d)EBSD，after HIP

綜上所述，SEBM成形TC4鈦合金薄壁構(gòu)件的沉積態(tài)組織主要為沿沉積方向生長(zhǎng)的粗大柱狀晶，柱狀晶內(nèi)部為細(xì)小的針狀馬氏體。

1.2 SEBM成形鈦合金的壁厚和成形傾角

Antonysamy等人[6]采用SEBM成形厚度1～5 mm的TC4鈦合金薄板，研究了薄板厚度對(duì)晶粒取向和織構(gòu)的影響。EBSD結(jié)果顯示，成形厚度為1 mm時(shí)，薄板組織主要為向內(nèi)生長(zhǎng)的細(xì)小彎曲柱狀β晶；當(dāng)成形厚度增加至1.5 mm時(shí)，細(xì)小的彎曲柱狀β晶粒變粗，并且在薄板中心產(chǎn)生粗直的柱狀β晶粒，此時(shí)粗直柱狀晶的個(gè)數(shù)較少；成形厚度增至2 mm時(shí)，薄板中心處的組織為粗大的柱狀晶，且晶粒取向分布不均勻；當(dāng)成形厚度為5 mm時(shí)，基板與成形件有很好的結(jié)合，晶粒取向相同，如圖3所示[6]。

圖3 SEBM成形不同壁厚薄板垂直橫截面的EBSD取向圖Fig.3 EBSD orientation maps from cross sections with different wall thicknesses by SEBM： (a)1 mm；(b)1.5 mm；(c)2 mm；(d)5 mm

采用相同的成形工藝參數(shù)建筑不同厚度的樣品，輸入相同的能量，但是由于壁厚的不同，粉床底部、中部、頂部的熱歷史不同，會(huì)形成不同取向分布的β晶粒：① 附著在薄壁面上的部分粉末熔化形成細(xì)小晶粒，其方向隨機(jī)；② 向內(nèi)生長(zhǎng)的彎曲柱狀細(xì)晶粒；③ 一些具有擇優(yōu)取向的晶粒，并在基板處沿沉積方向生長(zhǎng)，產(chǎn)生“軸向晶?！?；④ 規(guī)則的柱狀晶，晶粒取向與基板內(nèi)部晶粒取向相同；⑤ 厚板中部的晶粒擇優(yōu)取向生長(zhǎng)，形成垂直排列的粗大不規(guī)則柱狀晶粒。

由此可知，采用現(xiàn)有工藝參數(shù)成形不同厚度的板材，微觀組織會(huì)隨著板材厚度的不同呈現(xiàn)出不同的變化趨勢(shì)，而微觀組織的不同會(huì)造成零部件力學(xué)性能呈現(xiàn)較大的差異。

Dzugan等人[7]研究了SEBM技術(shù)成形厚度為0.6、1.0、1.5、2.0、2.5 mm TC4鈦合金薄壁構(gòu)件的力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)厚度大于1 mm的試樣，其抗拉強(qiáng)度為(780±40)MPa；厚度為0.6 mm時(shí)，試樣的強(qiáng)度和塑性同時(shí)降低。為了準(zhǔn)確評(píng)估樣品成形厚度對(duì)材料性能的影響，避免樣品表面粗糙度對(duì)材料性能的影響，將成形厚度>1 mm的樣品從兩側(cè)對(duì)稱研磨至最終厚度為0.5 mm，然后進(jìn)行測(cè)試。該樣品與直接成形厚度為0.6 mm的樣品(抗拉強(qiáng)度為480 MPa)相比，抗拉強(qiáng)度增加1倍(>960 MPa)，而延伸率仍保持在3%左右。

以上SEBM成形TC4鈦合金薄壁構(gòu)件的研究主要集中在不同厚度板材的微觀組織和力學(xué)性能。SEBM成形TC4鈦合金的組織主要為沿沉積方向的粗大柱狀晶，該柱狀晶在成形基板的等軸晶上形成或在未熔化粉末上非均勻形核，晶粒擇優(yōu)取向生長(zhǎng)，從而形成了明顯的織構(gòu)[5]。

薄壁構(gòu)件的幾何形狀復(fù)雜，壁厚、截面形狀、成形傾角都會(huì)導(dǎo)致薄壁構(gòu)件的微觀組織發(fā)生改變。Antonysamy等人[6]研究了SEBM成形傾角改變對(duì)原始β晶粒結(jié)構(gòu)和織構(gòu)的影響。對(duì)于沉積方向傾斜角度為30°、45°和60°的3 mm厚樣品，不論傾角如何，都可以觀察到呈現(xiàn)垂直向上柱狀生長(zhǎng)的β晶粒(垂直于粉末沉積層)，如圖4所示[6]。還采用SEBM技術(shù)在水平基板上成形截面呈倒三角形的樣品，研究截面寬度從1 mm過(guò)渡到15 mm時(shí)的晶粒變化規(guī)律。研究發(fā)現(xiàn)，在靠近基板的倒三角形底部，晶粒首先收縮生長(zhǎng)，隨著沉積高度的增加，晶粒不斷向上生長(zhǎng)，最后膨脹為粗大柱狀β晶粒。

圖4 不同傾角下，SEBM成形試樣橫截面的EBSD取向圖Fig.4 EBSD orientation maps of cross sections with different forming angles by SEBM：(a)45°； (b)30°； (c)60°

針對(duì)SEBM技術(shù)，研究人員已對(duì)粒徑范圍為50～106 μm的粉末原料成形建立了標(biāo)準(zhǔn)的工藝參數(shù)包，然而當(dāng)采用細(xì)小粒徑粉末原料時(shí)，成形工藝參數(shù)與標(biāo)準(zhǔn)工藝參數(shù)存在明顯的偏差，在制造零部件時(shí)必須改變一些工藝參數(shù)。Algardh等人[8]采用粒徑分布為25～45 μm的球形TC4粉末(粒徑接近SLM工藝原料)，研究了SEBM成形0.5～5.0 mm厚薄壁構(gòu)件的可制造性和力學(xué)性能。研究發(fā)現(xiàn)，鋪粉厚度由50 μm減小至25 μm后，成形樣品的表面粗糙度明顯降低，樣品表面上未熔粉末明顯減少；薄壁結(jié)構(gòu)件的微觀結(jié)構(gòu)和拉伸性能取決于壁厚和粉末粒徑分布范圍。隨著壁厚的減小，微觀組織細(xì)化，厚度小于1.0 mm的樣品尤為明顯；成形件厚度由0.5 mm增加至5 mm，抗拉強(qiáng)度大幅增加，由400 MPa 增加至1 000 MPa。

2 SLM成形鈦合金薄壁構(gòu)件

相比電子束選區(qū)熔化技術(shù)，激光選區(qū)熔化技術(shù)具有以下優(yōu)點(diǎn)：① 激光成形無(wú)需昂貴的真空系統(tǒng)，成形倉(cāng)不受限制，可用于制造大尺寸零部件；② 加熱溫度梯度大且冷卻速率高，金屬在瞬態(tài)微熔池的極速快冷下，冷速高于臨界冷卻速率，可獲得針狀馬氏體組織，有助于提升材料的力學(xué)性能；③ 激光能量密度分布均勻，成形件表面粗糙度小(6～10 μm)，表面精度高；④ 激光束斑直徑小，采用的粉末原料粒徑細(xì)小，更適合制造高精度的薄壁構(gòu)件。

2.1 SLM技術(shù)成形鈦合金的工藝參數(shù)和微觀組織

Gu等人[9]對(duì)SLM成形工業(yè)純鈦零件的致密化行為、物相和顯微組織、硬度和磨損性能進(jìn)行了全面的研究，并建立了SLM工藝、組織、性能和冶金機(jī)理之間的深入關(guān)系。研究發(fā)現(xiàn)，低掃描速度和高激光能量密度的結(jié)合導(dǎo)致微觀球化現(xiàn)象和層間熱微裂紋的形成；隨著掃描速度的提高，SLM成形鈦零件的相組成和顯微組織經(jīng)歷了一個(gè)連續(xù)的變化，即粗大的板條α變?yōu)榧?xì)小的針狀α′馬氏體，進(jìn)一步細(xì)化為鋸齒形的α′馬氏體；在優(yōu)化后的工藝參數(shù)(掃描速度300 mm/s，線能量密度300 J/m)下，成形件的硬度高達(dá)3.89 GPa，摩擦系數(shù)為0.98，磨損率為8.43×10-4mm3·N-1·m-1。

為了獲得性能較優(yōu)異的沉積態(tài)零部件，研究人員對(duì)SLM成形TC4鈦合金樣品的成形工藝(掃描速度、掃描線寬、能量密度、粉床溫度、成形方式等)展開了研究。Yin等人[10]研究了SLM成形TC4薄壁構(gòu)件過(guò)程中的熱流分布及晶粒生長(zhǎng)方向，發(fā)現(xiàn)激光功率或掃描速度的增加導(dǎo)致最大熱流方向越來(lái)越接近建筑方向；晶粒傾角隨激光功率和掃描速度的變化較小，晶粒生長(zhǎng)取向?qū)δ芰枯斎氪笮〔幻舾小?/p>

Xu等人[11]研究了SLM成形TC4鈦合金的工藝參數(shù)(層厚分別為 0.03、0.06、0.09 mm，掃描間距分別為0.12、0.18 mm)對(duì)微觀組織的影響。研究發(fā)現(xiàn)，在粉末層厚度為60 μm的條件下，α′馬氏體原位分解為層狀α+β組織，板條長(zhǎng)度為0.15～0.8 mm，且激光在層間停留時(shí)間越短，層厚越大，越有利于馬氏體的分解；層狀α+β組織形貌取決于相變溫度及激光停留時(shí)間。Vilaro等人[12]研究發(fā)現(xiàn)，采用SLM技術(shù)成形TC4鈦合金時(shí)，提高激光掃描速度所產(chǎn)生的高凝固速率會(huì)在整個(gè)樣品高度產(chǎn)生非平衡的微觀組織(α′相)；樣品組織由寬柱狀晶粒組成，這些晶粒取向在樣品的整個(gè)高度上都是一致的；熱量主要通過(guò)成形基板傳導(dǎo)散失，熱流方向與成形方向相反。SLM成形過(guò)程中的高能量瞬時(shí)輸入、逐層制造產(chǎn)生的累積熱量以及未成形區(qū)域粉末包覆已成形零部件存在的保溫?zé)崃?，造成?fù)雜而且變化多樣的獨(dú)特?zé)釟v史。激光光斑的大小直接影響熔池的尺寸、形貌，產(chǎn)生的特殊熱歷史會(huì)導(dǎo)致組織轉(zhuǎn)變類型，從而影響顯微組織，因此深刻認(rèn)識(shí)這種循環(huán)累積熱歷史對(duì)研究合金的顯微組織演變至關(guān)重要。

針對(duì)SLM成形TC4鈦合金顯微組織演變機(jī)制，學(xué)者們展開了大量的研究。Thijs等人[13]以等離子體霧化法制備的平均粒徑D50為34.43 μm的球形粉末為原料，研究了SLM成形TC4鈦合金的組織演化規(guī)律。結(jié)果表明，平行沉積方向的微觀組織為外延生長(zhǎng)的柱狀晶和晶體結(jié)構(gòu)為密排六方的針狀馬氏體，熔池面為魚骨狀組織，且魚骨突出的方向與掃描方向相關(guān)；采用不同的工藝參數(shù)和掃描策略等都會(huì)影響晶粒方向，在較低掃描速度下，同一位置的液態(tài)熔池存在的時(shí)間更長(zhǎng)，液體的不規(guī)則流動(dòng)使得熔池更不穩(wěn)定，晶粒更粗大；掃描間距影響熔池搭接率，進(jìn)而影響成形件致密度。此外，在較高的熱輸入下，還發(fā)現(xiàn)析出了Ti3Al相。Liang等人[14]采用平均粒徑為34 μm的氣霧化TC4粉末為原料，運(yùn)用SLM技術(shù)制備出致密度為99.8%的TC4鈦合金樣品。研究表明，TC4鈦合金樣品微觀組織由層片狀α′和針狀α′組成，并且在層片狀α′中存在大量的孿晶；在針狀α′中有少量的α2沉淀相析出；α′相在760 ℃以上會(huì)分解，當(dāng)溫度升至1 050 ℃時(shí)，全部轉(zhuǎn)化為β相，如圖5所示[14]。

圖5 SLM成形TC4鈦合金樣品的DDSC曲線Fig.5 DDSC curve of as-fabricated TC4 titanium alloy specimen by SLM

Simonelli等人[15]根據(jù)馬氏體相變中新相和母相的Burger取向關(guān)系，重構(gòu)了原始β相的晶體取向，獲得SLM工藝下TC4鈦合金晶體學(xué)織構(gòu)的演變規(guī)律，通過(guò)控制掃描策略延長(zhǎng)激光保溫時(shí)間，實(shí)現(xiàn)了對(duì)顯微組織的調(diào)控。

綜上可知，SLM成形鈦合金的微觀組織主要為沿沉積方向生長(zhǎng)的粗大柱狀晶，在柱狀晶內(nèi)部分布著細(xì)小的針狀α′馬氏體。通過(guò)調(diào)整SLM工藝參數(shù)，可以使組織發(fā)生變化，獲得層狀組織，而薄壁構(gòu)件的壁厚較薄，熱歷史復(fù)雜，要獲得層狀的組織，仍需進(jìn)行大量的成形工藝探索。

2.2 SLM成形鈦合金的壁厚及成形傾角

采用SLM技術(shù)成形的沉積態(tài)TC4鈦合金，其力學(xué)性能分散性較大。力學(xué)性能不僅隨成形件厚度的改變而改變，而且隨成形傾角或者取樣位置、取樣高度變化而呈現(xiàn)不同變化趨勢(shì)。圖6是SLM成形0.5～2.5 mm厚TC4鈦合金試樣的缺陷分布圖[7]。從圖6可以看出，0.5 mm厚樣品的缺陷數(shù)量最少，隨著樣品厚度的增加，缺陷數(shù)量越來(lái)越多，主要位于樣品心部。

圖6 SLM成形不同厚度TC4鈦合金拉伸試樣的缺陷分布圖Fig.6 Defect distribution of TC4 titanium alloy tensile specimens with different thickness manufactured by SLM

目前薄壁構(gòu)件成形研究主要為沿垂直方向沉積，而將樣品以一定傾角沉積，則會(huì)呈現(xiàn)各向異性。為了確定成形傾角對(duì)力學(xué)性能的影響， Ahuja等人[16]以粒徑分布為20～50 μm的氣霧化球形TC4球形粉末為原料，運(yùn)用SLM成形與沉積方向角度(0°、45°、90°)不同的樣品。研究發(fā)現(xiàn)，在0°和45°建造的樣品屈服強(qiáng)度為(1200±40)MPa，而90°試樣的屈服強(qiáng)度為(1000±30)MPa。對(duì)于90°試樣而言，樣品內(nèi)部存在的未熔化粉末缺陷，嚴(yán)重降低了其強(qiáng)度。

2.3 SLM成形鈦合金的表面粗糙度

薄壁構(gòu)件的成形可近似看作單個(gè)熔道的逐層連續(xù)堆積過(guò)程，薄壁結(jié)構(gòu)與基板之間的距離對(duì)所形成結(jié)構(gòu)件的連續(xù)性及其近似厚度有影響。SLM的工藝參數(shù)不同，成形零部件表面粘附的粉末數(shù)量也會(huì)不同，造成薄壁構(gòu)件的表面粗糙度不同，而表面粗糙度又會(huì)影響薄壁構(gòu)件的力學(xué)性能。

微尺寸零件受SLM工藝參數(shù)的影響更大，因此很有必要研究SLM工藝參數(shù)對(duì)薄壁構(gòu)件質(zhì)量的影響，既可以研究孤立參數(shù)的影響，也可以研究各參數(shù)之間的相互作用。Miranda等人[17]采用粒徑分布為20～45.5 μm的TC4球形粉末，研究SLM成形薄壁構(gòu)件的成形能力(微柱和厚度在100～300 μm之間的微板)，并分析激光功率和掃描速度對(duì)這些微尺寸零件表面粗糙度的影響。結(jié)果表明，制備的不同厚度的零件表面粗糙度Ra在13.127～17.826 μm之間，并且表面粗糙度與工藝參數(shù)之間沒(méi)有明顯的關(guān)聯(lián)趨勢(shì)，這是因?yàn)榇植诙戎饕Q于所使用的TC4粉末顆粒的直徑。

3 結(jié) 語(yǔ)

SEBM技術(shù)和SLM技術(shù)成形鈦合金薄壁件的區(qū)別主要在于粉末原料不同、能量源不同以及薄壁件的尺寸效應(yīng)和結(jié)構(gòu)取向。目前金屬粉床3D打印技術(shù)成形的散熱薄壁構(gòu)件，根據(jù)設(shè)計(jì)的多層散熱薄壁結(jié)構(gòu)充分實(shí)現(xiàn)了最大的散熱效果，備受航空航天、汽車工業(yè)等領(lǐng)域的關(guān)注。今后3D打印薄壁構(gòu)件的發(fā)展趨勢(shì)可概括如下。

(1)SEBM和SLM成形鈦合金薄壁構(gòu)件的組織主要為沿沉積方向的粗大柱狀晶粒，晶粒擇優(yōu)取向生長(zhǎng)，形成了明顯的織構(gòu)，導(dǎo)致沉積態(tài)零部件的力學(xué)性能呈現(xiàn)各向異性。因此，結(jié)合后處理技術(shù)(如HIP)消除3D打印薄壁構(gòu)件的各向異性，是今后亟需解決的問(wèn)題。

(2)SEBM和SLM成形鈦合金薄壁構(gòu)件的微觀組織和力學(xué)性能，不僅受到壁厚的影響，而且還受截面變化、成形傾角等影響。系統(tǒng)研究SEBM和SLM的成形能力，將為3D打印技術(shù)成形復(fù)雜薄壁構(gòu)件奠定基礎(chǔ)。

(3)SLM成形薄壁構(gòu)件的表面粗糙度會(huì)對(duì)其力學(xué)性能產(chǎn)生影響，而粉末原料的粒徑分布是影響零部件表面粗糙度的主要原因，因此還需要努力發(fā)展球形度高且粒徑分布均勻的粉末制備技術(shù)。