謝 勇，王福德，從保強，嚴振宇，董 鵬

（1. 首都航天機械有限公司，北京 100076；2. 北京航空航天大學機械工程及自動化學院，北京 100191）

電弧增材制造技術

鈦合金（尤其是Ti–6Al–4V）具有比強度高、密度低和耐蝕性好等特點，被廣泛用于制造航空發(fā)動機葉片和主承力結構件等[1–2]。基于疲勞裂紋擴展的鈦合金結構設計，是衡量航空結構選材先進程度的一個重要標志[3]。傳統(tǒng)制造鈦合金構件方法（鑄造、鍛造、軋制和切削等）生產(chǎn)周期長，成本高，難以滿足航空工業(yè)快速發(fā)展需求。

金屬增材制造技術因生產(chǎn)周期短，成本低，獲得了航空工業(yè)的極大關注[4–5]。金屬增材制造技術主要是以粉末或金屬絲材為原料，采用熱源（激光、電子束、電弧或超聲波）熔化原料，逐層累加成形，實現(xiàn)構件“近凈成形”[5]。電弧增材制造（Wire arc additive manufacture, WAAM）技術是以電弧為熱源將絲材熔化，依據(jù)規(guī)劃路徑逐層堆積成形構件。根據(jù)熱源不同，電弧增材制造主要分為兩種，包括熔化極氣體保護焊成形和非熔化極氣體保護焊接成形[6–7]。電弧增材制造技術制造成本低、沉積效率高（幾kg/h）、適于制造大型金屬結構件。克蘭菲爾德大學采用電弧實現(xiàn)了大尺寸鈦合金結構件成形，成形尺寸達到1.2m×0.3m×0.2m，降低制造成本約50%（圖1[8]）。挪威鈦業(yè)公司制備的電弧增材制造鈦合金結構件，尺寸為0.6m×0.3m×0.3m[9]（圖2[9]）。目前，電弧增材制造技術成為當前航空領域鈦合金構件制造最受關注的技術之一。本文概述電弧增材制造合金Ti–6Al–4V 組織和力學性能調(diào)控研究現(xiàn)狀，討論其組織和力學性能調(diào)控機理，為其后續(xù)組織和力學性能調(diào)控提供建議。

電弧增材制造Ti–6Al–4V組織和拉伸性能調(diào)控

1 電弧增材制造Ti–6Al–4V組織和拉伸性基礎

Baufeld 等[10]指出電弧增材制造Ti–6Al–4V 宏觀組織呈沿著沉積方生長的初生<001>β柱狀晶穿過沉積層和層狀帶，而微觀組織呈薄片狀組織垂直交錯生長（圖3[11]）。橫向試樣含有較多不均勻的薄片狀組織，其抗拉強度（UTS）和屈服強度（YS）稍高于縱向試樣，而橫向試樣延伸率（EL）則低于縱向試樣，兩個方向試樣存在各向異性[11]。柱狀晶沿著熔池溫度梯度最大的方向生長。薄片α 和殘余β 相滿足伯格斯取向關系：{0002}α//{110}β，<11–20>α//<1–11>β，連續(xù)的柱狀晶晶界（αGB）兩側束域組織具有相同的晶粒取向（圖4[12]）。Ho 等[13]指出，偏析的出現(xiàn)歸因于凝固前沿瞬變?nèi)苜|邊界層的形成。合金元素Al 和V 偏析分配系數(shù)分別為1 和1，對偏析帶的形成影響有限。由于Fe 的偏析分配系數(shù)（0.38）較低，降低了熔池界面前沿β 相穩(wěn)定性，增加了α 相穩(wěn)定性，導致熱影響區(qū)薄片α 相粗化。沉積層中也發(fā)現(xiàn)Fe 和V 也有微弱偏析效應。熱影響區(qū)薄片α 相的粗化通過重熔過程中α/β 界面遷移消耗單獨α 薄片完成，形成溫度區(qū)間為700～960℃。頂部區(qū)域細小α 薄片快速形核長大聚集形成束域組織，形成溫度區(qū)間為960～1006℃。

圖1 電弧增材制造鈦合金翼梁結構Fig.1 Wing beam structure of WAAMed titanium alloys

圖2 電弧增材制造鈦合金結構件Fig.2 Components of WAAMed titanium alloys

圖3 電弧增材制造Ti–6Al–4V成形構件Fig.3 Schematic of WAAMed Ti–6Al–4V and side view oncomponent

Wang 等[14]指出粗大柱狀晶<001>β貫穿層狀帶（束域組織）和沉積層（網(wǎng)籃狀組織）。由于組織的差別，試樣不同區(qū)域呈不同的顏色（圖5[14]）。由于存在粗大柱狀晶和薄片α 相寬度差異，橫向試樣強度高于縱向試樣，而橫向試樣EL 低于縱向試樣，兩個方向試樣拉伸性能均低于鍛造試樣，并且存在塑性各向異性。Carroll 等[15]指出塑性各向異性與初生β 柱狀晶和連續(xù)αGB相關。對于橫向試樣，連續(xù)αGB與應力加載方向與垂直，試樣呈張開斷裂模，如圖6（c）所示，而對于縱向試樣，連續(xù)αGB與應力加載方向與平行，試樣呈滑移斷裂模式，如圖6（d）所示。進一步地，Alexander 等[16]指出塑性各向異性（橫向延伸率/縱向延伸率，y）和柱狀晶比例（柱狀晶高度/柱狀晶寬度，x）滿足以下關系式：

y=0.00125e0.91x+0.98

當柱狀晶比例大于6 時，兩個方向試樣才呈現(xiàn)塑性各向異性?？梢钥闯?，較低的強度（強度低于鍛件水平）和較高的各向異性（橫向試樣和縱向試樣塑性延伸率存在較大差異），極大地限制了電弧增材制造Ti–6Al–4V 構件在航空領域應用。為此，尋找適當方法改善組織和改善拉伸性能是其研究重點。目前，改善組織和拉伸性能的主要方法有以下3 種：成分過冷（例如添加形核劑、調(diào)整成形參數(shù)）、塑性變形和熱處理。下面將逐一進行介紹。

2 電弧增材制造Ti–6Al–4V組織和拉伸性調(diào)控研究

電弧增材制造Ti–6Al–4V 難以形成等軸晶粒，是由于熔池凝固界面前沿異質形核點較少，成分過度較低。Bermingham 指出Ti–6Al–4V合金元素Al 和V 的生長抑制因子（Growth restriction factor, Q）均為0，兩種合金元素對成分過冷不起作用，凝固區(qū)間溫度差ΔT僅為5℃，難以得到等軸晶粒。Si 和B 的生長抑制因子Q 分別為18.7 和65，可以為鈦合金晶粒形核提供形核質點，提高凝固界面前沿成分過冷度，為柱狀晶向等軸晶轉變提供條件[17–18]。隨著Si 含量的增加，柱狀晶比例逐漸降低。當Si 含量的質量分數(shù)為0.75%時，柱狀晶全部轉變?yōu)榈容S晶粒。但是，過多的Si 元素地加入會改變原有合金成分，增加合金脆性傾向。Berminghamden 等[19]研究了B 變質處理對電弧增材制造Ti–6Al–4V 組織和拉伸性能的影響規(guī)律，得出了以下結論：（1）B 可增加成分過冷度，為熔池界面前沿非均勻形核提供條件，使柱狀晶轉變?yōu)榈容S晶。當B 含量為0.13%時，柱狀晶全部轉變?yōu)榈容S晶和枝晶；（2）細小的TiB 顆粒分散在鈦合金中，可產(chǎn)生二次枝晶，消除αGB和束域組織，降低α 薄片長度和寬度，得到等軸α 薄片（圖7[19]）。當B 含量為0.13%時，αGB完全消失；（3）B 的加入可顯著提高拉伸性能。電弧增材制造Ti–6Al–4V–0.13B 構件UTS 和EL分別為1300MPa 和25%。經(jīng)過去應力退火后，其UTS和EL 分別為1280MPa 和22%，均高于鍛件。變質形核劑的加入可以改變非平衡態(tài)凝固溫度梯度和凝固速率的關系，使柱狀晶向等軸晶轉變，薄片α 相寬度增加，可以改善構件拉伸性能，但形核劑的加入會改變合金成分，帶來材料特性改變，不利于實際生產(chǎn)應用。

圖4 α相反極圖和α相極圖Fig.4 α phase orientation mapsandtheir respective recalculated pole figures

圖5 試樣不同區(qū)域呈不同的顏色Fig.5 Different areas of sample show different colors

另一方面，研究人員通過調(diào)整成形參數(shù)調(diào)控組織和拉伸性能。在一定熱輸入條件下，增加送絲速度可提供形核質點，使熔池固液界面前沿產(chǎn)生負溫度梯度，使柱狀晶轉變?yōu)榈容S晶。當焊接電流為105A，焊接速度為0.24m/min，送絲速度為2.2m/min，柱狀晶全部轉變?yōu)榈容S晶[20]。類似地，Wang 等[21]指出調(diào)整送絲速率可改變界面前沿溫度梯度方向，柱狀晶生長受到抑制，得到質量分數(shù)為80%等軸晶，構件各向異性顯著降低，但試樣粗糙度增加。同樣，調(diào)整工藝參數(shù)范圍可在一定范圍改變非平衡態(tài)凝固方式，即改變宏微觀凝固方式，但會得到較為粗糙的構件，且成形工藝范圍較窄，增加后續(xù)加工成本，不利于工程應用。

針對電弧增材制造鈦合金拉伸性能較低問題，研究人員通過引入塑性變形來改善其拉伸性能。Antonysamy[22]和Donoghue 等[23]分別開展電弧增材制造和逐層軋制Ti–6Al–4V 研究，發(fā)現(xiàn)逐層軋制可使初生β 柱狀晶轉變?yōu)橹睆絻H為等軸晶（約100μm）（圖8），降低初生β 相和α 相織構強度。隨著應力的增加，其等軸晶粒越來越小，當應力達到75kN 時，其晶粒約為90～110μm，薄片α 相內(nèi)部和αGB兩側均有孿晶產(chǎn)生。Martina等[24]指出隨著軋制力增加，柱狀晶完全轉變?yōu)榈容S晶，并且在沉積過程中發(fā)生β 相和α 相再結晶，薄片α 相寬度降低并且α 相織構強度降低。橫向試樣和縱向試樣拉伸性能均達到鍛造水平，兩個方向塑性各向異性消失。

何智等[25]開展電弧增材制造和逐層超聲沖擊Ti–6Al–4V 研究，指出超聲沖擊能夠使柱狀晶轉變?yōu)榈容S晶（圖9[25]）。經(jīng)超聲沖擊后，橫向試樣和縱向試樣拉伸性能均增加，試樣兩個方向塑性各向異性消失，但其拉伸性能低于鍛造試樣。經(jīng)超聲沖擊后，薄片α 和β 相發(fā)生再結晶，內(nèi)部形成孿晶，增加了兩個方向的拉伸性能[26]。通過引入塑性變形，在構件中形成孿晶和增加位錯密度，得到更為細小薄片α 相和等軸晶粒，改善構件拉伸性能，但引入塑性變形會降低趁沉積效率和增加制造成本。

熱處理是改善電弧增材制造鈦合金構件組織的有效手段，不但不會因為引入塑性變形影響生產(chǎn)效率，還能充分發(fā)揮其優(yōu)勢。Baufeld 等[26]發(fā)現(xiàn)在(α+β)相區(qū)固溶后爐冷，試樣組織和拉伸性能沒有變化（與沉積態(tài)相比）。在β 相區(qū)固溶爐冷，試樣UTS增加，EL 降低。Brandl 等[27]發(fā)現(xiàn)在β 相變點以上固溶爐冷，柱狀晶可轉變?yōu)榈容S晶，但其拉伸性能低于鍛造態(tài)試樣。Wang 等[28]發(fā)現(xiàn)在近β附近固溶水冷時效（930℃/1h/水冷+800℃/2h/空冷），連續(xù)αGB被破壞，得到細小αs和不連續(xù)αGB，試樣UTS和EL 分別為886MPa 和16.6%。Xie等[29]指出在近β 附近固溶水冷時效（950℃/2h/水冷+550 ℃/4h/空冷），再結晶α 薄片和α'馬氏體穿過連續(xù)αGB，得到再結晶α 薄片和細小（α+β）薄片組織，試樣UTS 和EL 分別為904MPa 和15.5%。采用熱處理調(diào)控組織和拉伸性能是較佳選擇，但連續(xù)αGB破碎機制和薄片α 粗化機制尚不明晰，對拉伸性能的影響機制有待進一步研究。

圖6 宏觀形貌及斷裂模式Fig.6 Macroscopic morphology and fracture mode

圖7 電弧增材制造Ti–6Al–4V–0.05B微觀組織Fig.7 Microstructure of WAAMed Ti–6Al–4V–0.05B with αGB

圖8 α相和重構β相IPF圖分別對應未軋制、50kN軋制力和75kN軋制力Fig.8 Measured α-phase and reconstructed β-parent phase IPF orientation coloured EBSD maps from undeformed control and rolled WAAM walls, produced with rolling loads of 50kN and 75kN, respectively

圖9 電弧增材制造Ti–6Al–4V未沖擊和沖擊后宏觀晶粒對比Fig.9 Comparison of columnar prior–β grains with and without ultrasonic impact

圖10 疲勞裂紋擴展性能Fig.10 Fatigue crack growth properties

電弧增材制造Ti–6Al–4V疲勞裂紋擴展性能

Lorant[30]研究了電弧增材制造Ti–6Al–4V 構件疲勞裂紋擴展行為，指出橫向試樣和縱向試樣疲勞裂紋擴展速率（FCGR）比鍛造試樣低。在低速階段（ΔK≤ΔKT），縱向試樣連續(xù)αGB對裂紋擴展有阻礙作用，導致其FCGR 比橫向試樣低。在中速和高速階段，連續(xù)αGB對裂紋擴展有阻礙作用消失，兩個方向試樣FCGR相近。Xie 等[31]研究了裂紋擴展方向對沉積態(tài)試樣FCGR 的影響。橫向試樣和縱向試樣應力強度因子轉折點（ΔKT）分別為11.3MPa·m1/2和10.3MPa·m1/2。當ΔK≤ΔKT時，αGB阻止疲勞裂紋擴展的能力最弱。另一方面，其寬度為0.8μm，小于3μm，不能改變裂紋擴展方向，裂紋傾向于沿著原方向擴展。橫向試樣裂紋垂直穿過αGB沿著束域組織擴展，而縱向試樣裂紋切過束域組織達到連續(xù)的αGB后，易于沿著抗裂紋能力最弱的αGB擴展，導致縱向試樣的FCGR比橫向試樣高5%。當ΔK≥ΔKT時，內(nèi)部斷裂抗力主導微觀組織主導疲勞裂紋擴展行為（FCG），兩個方向的FCGR 相 同（圖10[31]）。Qiu[32]研究了逐層軋制對疲勞裂紋擴展的影響。與沉積態(tài)試樣相比，軋制后試樣FCGR 降低了3%（圖11[32]）。軋制試樣后，試樣連續(xù)的αGB被破壞，連續(xù)αGB阻礙作用消失，裂紋沿兩個方向擴展的差異性降低，在不同階段兩個方向FCGR 相近。綜上可知，微觀組織對FCGR 的影響已有初步研究，但其連續(xù)的αGB和薄片α 取向與FCG相互作用機制尚不明晰。

圖11 電弧增材制造逐層軋制或未軋制Ti–6Al–4V試樣與鑄造Ti–6Al–4V疲勞裂紋擴展性能對比Fig.11 da/dN curves between the wrought, rolled and unrolled Ti–6Al–4V specimens

圖12 不同試樣疲勞裂紋擴展速率曲線Fig.12 da/dN versus stress intensity factor range (ΔK)

圖13 不同試樣疲勞裂紋擴展速率和裂紋長度曲線Fig.13 da/dN versus crack length

電弧增材制造鈦合金構件存在較大殘余應力，對裂紋擴展有重要影響。Zhang 等[33]研究了復合制造（電弧增材制造+鑄造）Ti–6Al–4V 疲勞裂紋擴展行為。沉積態(tài)試樣（薄片狀組織）有較強的疲勞裂紋擴展抗力，裂紋易于沿著鑄造鈦合金（等軸組織）一側擴展。當裂紋從基板向沉積態(tài)試樣（Type A）擴展，其FCGR較低。當裂紋從沉積態(tài)試樣向基板擴展（Type C），殘余應力增加了應力強度因子（ΔK），導致其FCGR 較高（圖12[33]）。如圖13 所示，Zhang等[33]對比了試樣FCGR 和裂紋長度關系。對于Type A，其FCGR 比整體鑄造試樣稍高。穿過界面后，Type A 和鑄造試樣含有相同F(xiàn)CGR。對于Type C，其FCGR 比沉積態(tài)試樣高，而穿過界面后，其FCGR 仍然比整體鑄造試樣高。

Zhang 等[34]研究了裂紋擴展路徑在復合制造界面的特征。由于幾何對稱關系，Type A 和Type C 裂紋垂直于界面擴展，殘余應力和微觀組織只影響FCGR，不影響試樣裂紋擴展路徑，如圖14（a）和（c）所示[34]。Type B（裂紋開口位于沉積態(tài)試樣一側）和Type E（裂紋開口位于結合界面）裂紋傾向于沿著基板擴展，即裂紋缺口離沉積態(tài)試樣和鍛件界面3mm，如圖14（b）、（d）和（e）所示。對于 Type A 和Type C，殘余應力使ΔK 增加導致FCGR 增加，但并不會改變裂紋擴展路徑。對于Type B、Type D（裂紋開口位于鑄造試樣一側）和Type E，殘余應力使裂紋尖端變形不對稱，改變裂紋擴展路徑，裂紋偏轉角度與加載應力占殘余應力比例有關。圖15 為不同試樣斷裂形貌[35]。對于Type A，鍛造試樣裂紋呈垂直擴展（圖15（a）），沉積態(tài)試樣呈彎折擴展（圖15（b）），這與Type C 類似[35]。對于Type B，裂紋開始在界面呈彎折擴展，然后在基板呈垂直擴展（圖15（c）和（d））。這是由于界面處殘余應力分布不均，裂紋在界面處呈不均勻擴展。對于Type D，裂紋在穿過粗大柱狀晶呈穿晶斷裂，如圖15（e）所示。通常裂紋沿著連續(xù)αGB 擴展，這與裂紋在Type B、Type D和Type E一致，如圖15（f）所示。與沉積態(tài)試樣和鑄造試樣相比，沉積態(tài)試樣和鍛件界面有較強疲勞裂紋擴展抗力，Type B的FCGR 較低。綜上可知，電弧增材制造鈦合金構件微觀組織不均勻，裂紋擴展方向和殘余應力均會對其裂紋擴展方式產(chǎn)生影響，其裂紋擴展機制有待進一步深入。

圖14 不同取樣方向的電弧增材制造和鍛件緊湊拉伸試樣界面斷裂特征Fig.14 Fatigue crack trajectory ininterface of WAAM–substrate C(T) specimens

圖15 不同試樣裂紋擴展路徑Fig.15 Macrostructure of crack growth patterns in different specimens

結論

電弧增材制造過程是一個非均勻多物理場耦合的物理冶金過程，包括等離子體/金屬相互作用行為、非均勻形核長大、多重熱循環(huán)、快速凝固、溶質偏析和擴散等耦合過程。Ti–6Al–4V 屬于較低Mo 當量合金，有較低成分過冷度。因此，電弧增材 制 造Ti–6Al–4V 成形呈現(xiàn)大熔池（6～10mm）、低冷卻速率(～100K/s)、高層厚（1～3mm）和粗大柱狀晶粒（寬度2～4mm）。面向工程化應用的電弧增材制造Ti–6Al–4V 存在以下問題：首先，電弧增材制造Ti–6Al–4V 組織粗大、成形件粗糙度高（2～3mm），通常拉伸性能低于鍛件試樣，后續(xù)加工成本較高。其次，成分過冷、塑性變形和熱處理調(diào)控微觀組織和拉伸性能的研究處于起步階段，相關的演變機制尚不明晰。再次，多種物理冶金過程中，應力應變對于大型構件開裂的影響尚不明晰。最后，溫度和應力加載方式等對疲勞裂紋擴展影響尚不明晰。因此，電弧增材制造Ti–6Al–4V 仍有大量的基礎和應用研究需要進一步完善。