Ti合金增材制造技術在軍工領域的研究應用

駱冬智，孫智富

(重慶機電職業技術學院 兵器工業研究所， 重慶 402760)

增材制造(AM)因其過程無需模具設計，可自由成形復雜形狀零件，過程簡單及生產的高連續性等優點，被大量用于航空航天，生物醫療，電子元器件等工業運用中[1]。Ti合金因較高的抗拉強度UTS(440～1 700 MPa)及良好的塑性，抗腐蝕性能，耐高溫，重量輕，低溫沖擊韌性及超塑性等特點，使得在軍事工業中扮演重要角色[2]。上世紀美日在軍事飛機上率先用純鈦制造飛機機身隔熱板，減速板及機尾罩等部件，Ti6Al4V(TC4)使在軍用飛機和發動機中大量使用(圖1)[3-4]。除此之外，Ti6Al2Sn用于飛機導向裝置，Ti4AlMoV用于飛機骨架，TiSn5Zr1Mo用于起落架，承重架等，TiM1550用于導彈動力葉片套，TiA6Z5W制造的反坦克炮，LT41用于艦船蒙皮，各種Ti合金制備的83-1型迫擊炮成功將重量降到了18.1 kg。

圖1 Ti合金在F-22上的使用

傳統Ti合金制造方式主要依賴于鍛造，鑄造等輔以后續機加工來制備需求零部件，而機加工所造成的大量Ti合金廢料產生從而限制了Ti合金制造件的大量生產[5-6]。由此將AM應用于Ti合金構件制備顯示出其優勢[7]。

本文主要闡述了軍工領域應用Ti合金構件的AM制造研究進展，從成形，組織結構，性能等方面對Ti合金AM手段進行總結，為未來更多軍用Ti合金應用于AM提供工藝-組織-性能一體化思路。

1 軍工用Ti合金產品的增材制造工藝

按照AM特點:離散-堆積原理[8]，目前應用于金屬材料的AM方法主要分：送絲/送粉熔化沉積與預鋪粉選擇燒結兩大類；而按熱源分類，可以分為激光，電子束和電弧三種；其工藝方法種類繁多，目前對于AM各種工藝的報道也較為詳盡[9-11]，這里不在贅述，主要按照熱源分類針對Ti合金增材制造的方法中的激光選區燒結(SLM)，電子束熔化(EBM)，直接能量沉積(DED)等最常用技術進行介紹。

1.1 SLM技術

SLM技術目前是增材制造研究的熱點，也比較成熟，但SLM技術工藝參數復雜且數目較多，總的歸納起來可分為：① 粉末粒度，② 粉末種類，③ 激光功率，④ 降溫時間，⑤ 鋪粉厚度，⑥ 刮粉速度，⑦ 粉床緊密度，⑧ 切片厚度，⑨ 掃描策略，⑩ 掃描方向，掃描速度，延遲時間等[12]。Tian[12]就SLM 工藝過程中的若干參數的不合理選擇所導致的典型問題給出了描述。結果指出球化，孔隙，顯微組織和后熱處理等因素會影響工藝成品的結構和性能。如果熔融金屬未能很好的鋪展在基板上，而是形成相互獨立的金屬球，則這種球化現象會降低成形件表面質量。Qiu等[13]在TC4的SLM成形過程中研究了液體流動對孔隙形成的影響，發現孔隙的生成與掃描速度和鋪粉厚度有關，另外，孔隙的增加直接導致表面粗糙度變差，并指出工藝參數影響了基板熔池內的液體流動性，從而使得填充不及時而產生孔隙。

1.2 EBM技術

EBM利用熱源將設定的特殊路徑上的預鋪粉加熱熔化并冷卻凝固來成形所需構件。與SLM不同的是，由于發熱源是電子束，因此EBM通常在真空中進行。另外，EBM所采用的金屬粉末粒徑通常為40～100 μm，略大于SLM所采用的粉末粒徑(20 μm)。由于SLM與EBM的工藝相似性，在EBM工藝過程中，如果參數選擇不恰當，金屬粉末極易在高能電子沖擊下潰散，球化，給成形件帶來分層，變形，開裂，氣孔等缺陷[14]。

圖2為Oakridge國家實驗室采用EBM技術制造的水下機器人液壓分路閥箱，可以看出，采用EBM一次整體成型復雜構件較傳統多次成形加工方法顯著節省時間和成本。良好的成形表面粗糙度減少了后續表面加工的工序。因此，美海軍已立項為未來航空母艦配制零部件采用AM制備以減少建造工時，以備戰時建造的需求[15]。

圖2 利用EBM制備的水下機器人液壓分路閥箱[8]

圖3為EBM制備的F35的BALD角撐架，傳統形變TC4合金因其高采購質量與飛行質量(33∶1)，導致制造成本為1 000美元/1b，而采用EBM制備成本將節省50%[16]。

圖3 EBM制備的F35的BALD角撐架[16]

1.3 DED技術

DED技術由于可以直接在表面沉積，大多用于零部件損傷的修復，圖4為采用DED技術修復壞損引擎葉盤過程，在指定區域沉積的材料由于熱影響區(HAZ)小而使得修復的零件保持著整體零件的性能，有報道稱所修復的零件性能能部分超過原有零件[18]。在構件的修復研究和實踐中，國外多個公司和實驗室均成功研究和實現單晶葉片的修復。

圖4 采用DED技術修復壞損SS316L不銹鋼葉盤過程[17]

圖5展示了美國國防部開發的 “移動零件醫院”[19]，可對戰場破損的武器零部件進行實時修復。Chen等[20]通過后續熱處理工藝結合DED來優化Ti合金零件成形性能優化，所得試樣組織結構得到晶粒細化，性能也顯著提高，成功應用于飛機大型承力結構件的制造。Ge等[21]通過單道-多道-實體遞進成形對鐵基合金和鎳基合金材料進行研究，其結果總結了DED工藝參數對成形件的尺寸精度，微觀組織及力學性能的影響效果，實現了對零件的高性能和精確制造。

圖5 移動零件醫院(a)和應用DED技術進行葉片修復的實例(b)葉片修復[19]

2 Ti合金AM構件的結構及性能

室溫下Ti合金主要含有密排六方結構(HCP)的α相與體心立方結構(BCC)的β相組成。在AM過程中加熱達到β轉變溫度時，α相將轉變為β相，冷卻時，當冷卻速度不大轉變回α相，當冷卻速度很高時轉變為α′馬氏體相，如圖6、圖7所示。

圖6 AM制備Ti合金顯微結構

(a)AM制備Ti合金最上幾層金相照片顯示正交取向的針狀馬氏體及針狀馬氏體與補丁狀區域[26]，α′馬氏體相結構[27]，針狀α′馬氏體相[24]。

圖7 冷卻速度快下的組織轉變

在凝固過程中，溫度達到固相線溫度時，熔池結構先轉變為初始β相，然后當溫度降到β轉變溫度以下，在初始β相內產生α/α’相[28],在某些Ti合金如TC4中，β柱狀晶為主要結構。研究發現EBM中，存在很強的〈001〉β//Nz絲織構沿平行于沉積方向的徑向生長，類似織構在其他AM工藝中也被觀測出[29-31]。圖8為不同AM工藝下的原始β晶粒，由圖示柱狀β晶粒沿每一層堆疊方向生長，β晶粒尺寸在長和寬為1～20 mm與0.2～4 mm分布[31-32]。

圖8 不同AM工藝下的原始β晶粒

由于AM工藝特點，材料成形以層層堆疊的形式，當新的一層沉積在上一層時將會再次熔化上一層，形成重疊區，重疊區內晶粒會粗化長大[8]，導致結構性能不一致。有研究表明[33]，頂層和頂層的結構中馬氏體所占比例高于其他區域，并且在頂層和底層分別取樣所表現的拉伸性能不一致。

以下將不同軍工產品分類來闡述不同AM技術制備樣品的組織結構及性能及研究進展：

2.1 發動機制備用AM產品組織性能研究

目前Ti合金在艦船，戰車，坦克等裝備中的應用也較為突出，艦船方面，Ti合金不僅在輕量化的要求上有突出貢獻，還具備較高的沖擊韌性。在戰機及艦船的發動機上，要求AM制備的Ti合金有較高的強度及高沖擊韌性。陳靜等[34]研究了激光快速成形(LRF)工藝下的TC4合金制件，發現其結構沿厚度增加方向呈粗大柱狀晶，沿Z字形生長，腐蝕后組織呈明暗帶交替生長，粗大β晶粒由針狀馬氏體α′相和原始β晶界組成，這種交替縱橫的網籃組織具有較好的抗疲勞裂紋拓展和抗沖擊性能。

2.2 框架結構件制備組織性能研究

應用于戰斗機機身框，座艙窗戶框架制備的Ti合金要求具有超高的強度，AM制備的Ti合金性能大量取決于相結構，組織，織構等內部因素，而應用相變改變晶體結構在改變Ti合金性能方面扮演著重要作用。Galarraga等[35]研究了TC4合金不同相結構對于屈服強度(YS)，抗拉強度(UTS)及延伸率(El)的影響，結果如圖9所示。由圖可知α′馬氏體相具有最高強度，柱狀α+β相較等軸α+β相強度更大，而細小的針狀α′馬氏體相擁有最低的延伸率。

圖9 TC4合金不同相結構對于屈服強度(YS)，抗拉強度(UTS)及延伸率(El)的影響(從上至下依次為等軸α+β相，柱狀α+β相，部分α′相，完全α′相)[35]

研究者們針對戰斗機機身框架用TC4合金在不同工藝(主要為DED,SLM和EBM)下成形構件的結構作比較，發現[36-38]以激光源為主的成型工藝，包括DED和SLM較電子束為加熱源的EBM工藝所得的組織不同，前者主要由針狀α′馬氏體相組成，而EBM產生大量α+β相，所以所得構件表現出較低強度和較高延伸率。其強化機理為α′馬氏體相為形變點陣結構的非平衡相，變形將產生點陣畸變產生點陣應變場，強度將大于α+β相，另外α′馬氏體相中存在大量位錯，產生位錯強化[36]。

Sieniawski等[39]更進一步研究EBM和激光源AM工藝的區別，指出區別于激光源AM工藝，EBM工藝在加工過程中的高沉積溫度使得α′馬氏體相分解為α+β相，同時降低熱應力，在此情況下，EBM成形件的最終性能在于片層α+β相中板條α相(α-lath)的厚度。Galarraga[35]給出了板條α相的厚度與拉伸強度的關系圖(圖10)。隨著板條α相厚度增加，屈服強度變差，因為增加的板條α相厚度導致位錯有效滑移長度的增加。當板條α相厚度從0.5 μm增加1 μm時，延伸率有輕微的增加，而抗拉強度基本與板條α相的厚度無關[35]。

圖10 屈服強度(YS)，抗拉強度(UTS)及延伸率(El)與板條α相(α-lath)的厚度的關系[35]

2.3 產品修復AM工藝組織性能研究

在修復受損或者失效的發動機葉片研究中，林等[40]發現經沉積后，組織有基體的等軸α+片層，α+β雙形態經由熱影響區轉變為粗大柱狀晶，晶粒內部為魏氏體α+β板條，噴丸處理后，疲勞性能得到提高。昝林等[41]研究LRF工藝制備的TC21Ti合金發現沉積態組織存在粗大沿沉積方向生長的β柱狀晶，組織表現為下側柱狀晶，上側細小等軸晶。形貌上，沉積態組織由明暗相間的區域組成，電鏡下顯示明區為針狀馬氏體，暗區為網籃狀組織，明暗過渡區較窄，硬度結果表明明區硬度高于暗區，可達1 GPa左右。

2.4 高力學性能Ti合金AM制備構件的組織性能

對于飛機液壓管道，壓縮機葉片和起落架等要求綜合力學性能高的Ti合金構件，AM工藝加后續熱處理，能使所得合金材料獲得更高的綜合力學性能。LRF工藝制備的TC4合金微觀組織表現為不同取向的板條魏氏體，在晶界處有少量α-Ti。退火處理后，α板條逐漸粗化，再經過時效處理后的樣品組織呈現出等軸α晶，網籃α和β相組織。對比沉積態和退火態來說，條狀α寬度介于沉積態與退火態之間。固溶時效后的TC4樣品塑形有明顯提高并且強度降低不多，表現為優于退火后的綜合力學性能[42]。TC4激光成形構件沉積形態的力學性能以高強低延展率為主，抗拉強度可達1 000 MPa，相比于同類鍛件，沉積態的TC4表現出更為顯著的各向異性，其中，沿沉積高度方向拉伸時低強高塑，掃描方向則高強低塑。當固溶時效后，研究人員發現TC4組織為網籃狀，綜合力學性能優越[42]。

張方等[43]采用LSF工藝制備Ti60Ti合金件并研究了其在980 ℃和650 ℃雙重退火下的性能及組織結構演變，發現經LSF過程中，由于熔池頂部的等軸晶未被覆蓋，在熔覆層中表現為宏觀等軸晶。不同的層間出現層帶組織，沉積態為魏氏體，表現為大量沿著原始β晶界向內生長的α板條和少量板條間β相組成，雙重退火后，層帶組織消失，晶界中α相被打斷，不連續分布β柱狀晶晶界處，如圖11(b)和(c)所示。試樣經過熱處理后，綜合性能有所提高。

圖11 Ti60Ti合金激光立體成形雙重退火后金相組織結構和掃描電鏡形貌[43]

AM制備樣品的各向異性如EBM制備的TC4合金中β晶粒趨向于沿沉積方向生長到20 mm而寬度只有幾百微米。沿β晶粒長軸方向上回生產一層很薄的α晶界包裹β晶粒，α晶界的形成破壞了結構的整體性，在服役過程中使得裂紋擇優在α晶界處產生[44]。

2.5 高溫及其他性能要求Ti合金AM制備的組織性能

戰斗機的高機動性會導致蒙皮表面與空氣摩擦產生高溫，大多數Al合金無法達到需求，另外，高溫Ti合金主要應用在飛機發動機壓氣盤，機閘等部件，在高溫Ti合金AM制備研究中，王彬[45]運用激光熔化沉積(LMD)技術制備高溫Ti合金Ti60試件，并研究了其顯微結構，發現試樣經LMD工藝連續熔化后，芯部呈微“八”字形對稱分布的無側向分枝的柱狀晶組成，如圖12所示。逐層熔化后組織呈現“之”字形交替超細胞狀組織。其LMD制備的構件的高溫持久性測試結果如表1所示。由圖可知LMD所得Ti60構件600 ℃/310 MPa平均持久壽命可達354.4 h，高于傳統軋制Ti60成形件的48.3 h。

圖12 激光熔化沉積成形棒材縱切面金相組織a)低倍顯微，b)柱狀晶示意圖[45]。

表1 LMDTi60高溫Ti合金棒材高溫持久性能測試結果[46]

Processing conditionSRL,hSRL,hφ/%δ25/%Laser melting deposited400.08354.4423.37.2306.10357.13Wrought47.6748.3669.833.651.4246.00

注：SRL代表Stress Rupture Life,即持久壽命

當前在高溫、高壓、低溫、超低溫、強腐蝕、射線高頻輻射等條件下工作的機械，必須經受各種惡劣環境的考驗，針對長期在瞬間冷熱交替條件下工作，經受長期急冷、急熱條件下服役的機械部件材料如航天、航空發動機，各類管身武器的槍炮膛，高壓鍋爐，原子反應堆的熱交換器及水冷壁構件，抗疲勞特性成為重要的性能指標之一。激光成形(DED,SLM)較電子束(EBM)成形的零件的疲勞強度(Δσw)更高，但疲勞韌性(ΔKth)低。前者主要因為含有大量位錯的α′馬氏體組織，以及能阻礙位錯運動的細晶組織，位錯強化效應以犧牲塑性應變為代價[47-48]。在SLM制備的材料退火狀態下由于α′馬氏體的分解，疲勞韌性增加到與EBM制備零件相近。對于α+β組織，隨著α相的減少，疲勞特性有所改善[49]。研究發現當板條α′厚度減少到10～1 μm，疲勞強度提高500～600 MPa[8]。對于無缺陷導致的初生裂紋，局部位錯塑性滑移集中會導致裂紋的萌生，而細晶組織由于晶界的阻礙作用能提高疲勞強度。王俊偉等[50]研究激光立體成形(LSF)TC17Ti合金沉積態，退火態和時效處理后的顯微組織，發現經LSF之后沉積態組織為沿熔覆層向外的柱狀β晶，x射線衍射(XRD)結構顯示試樣存在α相，因此組織為α+β兩相組織，β晶內有大量細小α相，表現為網籃狀組織。經600 ℃退火 1 h爐冷和550 ℃退火4 h空冷試樣與沉積態沒有多大區別，依舊是柱狀晶與網狀結構。但是550 ℃退火樣中大量析出次生α相，同時還能觀察到等軸α相,由此可得550 ℃退火后出現板條和等軸α相。Polasik[49]指出裂紋易在等軸及片層狀α相中萌生，Zhai[47]實驗證實裂紋的擴展是由于裂紋與細小α相反應導致的，當裂紋尖端驅動力增加后，裂紋擴展并與β相反應，當α相減少后，塑性滑移帶的阻力增加導致高的疲勞裂紋萌生阻力[51]，提高Ti合金產品的疲勞特性。

3 增材制造工藝過程的主要缺陷

就AM制造的幾種工藝方法而言，其存在的幾個主要缺陷在于：① 目前用于AM制備的Ti合金雖然能解決機加工過程中的材料浪費，成本提高的問題，但Ti合金成形因其較低的熱導率，成為阻礙Ti合金廣泛應用的障礙，未來需要更多工藝及AM過程的機理性研究，以期提高成形性能，② 目前應用于Ti合金的AM技術研究主要針對TC4合金，而未見到太多其他合金的AM工藝成形性能研究，未來可廣泛開展其他類Ti合金的研究，為更多Ti合金應用于AM工藝提供參考， ③ 因為AM的特點導致在層與層結合時表現出各向異性，未來對于AM之后再結合熱處理，時效等后加工工藝的應用也應成為趨勢，另外，現行研究都集中在硬度，拉伸等性能指標，疲勞強度，斷裂等力學行為的研究也較為稀少。

4 結論

近年來以增材制造為手段的各3D打印技術發展迅猛，以Ti合金為材料成型各類軍工器件，如戰斗機機身，發動機和裝甲車等的應用也成為發展的熱點，在高溫，高強，耐腐蝕性能的Ti合金AM制備工藝上也有了大量研究，并取得一定成果，但由于AM熱源的效率低，產品有很強的的各項異性使得AM構件的性能和運用還局限在一定的范圍，并且國內目前的發展與國際上先進水平還有一定差距，需要將來研究者更多更系統的基礎研究與工程化的轉化工作。