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        3D打印鈦合金薄壁構件的研究進展

        2020-10-30 02:25:50張兆洋馬文君王婉琳孫朝暉劉世鋒
        鈦工業(yè)進展 2020年5期
        關鍵詞:薄壁鈦合金粉末

        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,陜西 西安 710048)(2.西安建筑科技大學,陜西 西安 710055)(3.攀鋼集團研究院有限公司 釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室,四川 攀枝花 617000)

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

        金屬3D打印作為一種先進的制造技術,以數字模型為基礎,借助軟硬件系統和數控系統來將金屬材料按照燒結、熔融等方式制造出實體零部件。金屬粉床選區(qū)3D打印技術具有設計與制造自由度大、周期短、可實現成分和/或結構的梯度制造、原料利用率高、個性化與批量定制等優(yōu)點,可用于薄壁構件的一體化精準成形[2]。根據熱源的不同,金屬粉床選區(qū)3D打印技術主要分為電子束選區(qū)熔化技術(selective electron beam melting, SEBM)和激光選區(qū)熔化技術(selective laser melting,SLM)。

        鈦合金具有比強度高、耐蝕性好、生物相容性好等優(yōu)點,在航空航天、生物醫(yī)療等領域中有著重要的應用,其中TC4鈦合金應用占比達到50%以上[3]。但鈦合金傳熱系數小、楊氏模量低,導致傳統加工工藝在加工復雜零件時存在精度控制難、不同壁厚結構件力學性能差異大等缺陷,因此采用3D打印技術成形鈦合金薄壁構件成為當前的研究熱點。本文系統介紹3D打印技術成形鈦合金薄壁零部件的研究現狀,以推廣鈦合金3D打印技術的應用。

        1 SEBM成形鈦合金薄壁構件

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

        1.1 SEBM技術成形鈦合金的組織和力學性能

        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的薄壁構件。成形樣品的微觀組織呈現各向異性,由A2型結構(β-Ti相體積分數≤10%)和A3型結構(α-Ti相體積分數≤90%)組成。電子束熔化TC4粉末時,α-Ti首先在β-Ti晶界形核長大為球形晶粒,隨著冷卻速率的增加(當電子束離開熔化區(qū)域時),α-Ti晶粒由球形轉變?yōu)榘鍫?;在?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)的組織紊亂導致力學性能分散,故其將樣品進行熱等靜壓處理(hot isostatic pressing, HIP)(920 ℃/100 MPa/2 h),使其微觀組織更加均勻,呈現各向同性,如圖1b所示[4]。經過HIP處理后,成形件內部的孔隙減少,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鈦合金薄壁構件的沉積態(tài)組織主要為沿沉積方向生長的粗大柱狀晶,柱狀晶內部為細小的針狀馬氏體。

        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,研究了薄板厚度對晶粒取向和織構的影響。EBSD結果顯示,成形厚度為1 mm時,薄板組織主要為向內生長的細小彎曲柱狀β晶;當成形厚度增加至1.5 mm時,細小的彎曲柱狀β晶粒變粗,并且在薄板中心產生粗直的柱狀β晶粒,此時粗直柱狀晶的個數較少;成形厚度增至2 mm時,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;當成形厚度為5 mm時,基板與成形件有很好的結合,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小晶粒,其方向隨機;② 向內生長的彎曲柱狀細晶粒;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,產生“軸向晶?!保虎?規(guī)則的柱狀晶,晶粒取向與基板內部晶粒取向相同;⑤ 厚板中部的晶粒擇優(yōu)取向生長,形成垂直排列的粗大不規(guī)則柱狀晶粒。

        由此可知,采用現有工藝參數成形不同厚度的板材,微觀組織會隨著板材厚度的不同呈現出不同的變化趨勢,而微觀組織的不同會造成零部件力學性能呈現較大的差異。

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

        以上SEBM成形TC4鈦合金薄壁構件的研究主要集中在不同厚度板材的微觀組織和力學性能。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,從而形成了明顯的織構[5]。

        薄壁構件的幾何形狀復雜,壁厚、截面形狀、成形傾角都會導致薄壁構件的微觀組織發(fā)生改變。Antonysamy等人[6]研究了SEBM成形傾角改變對原始β晶粒結構和織構的影響。對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,都可以觀察到呈現垂直向上柱狀生長的β晶粒(垂直于粉末沉積層),如圖4所示[6]。還采用SEBM技術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過渡到15 mm時的晶粒變化規(guī)律。研究發(fā)現,在靠近基板的倒三角形底部,晶粒首先收縮生長,隨著沉積高度的增加,晶粒不斷向上生長,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SEBM技術,研究人員已對粒徑范圍為50~106 μm的粉末原料成形建立了標準的工藝參數包,然而當采用細小粒徑粉末原料時,成形工藝參數與標準工藝參數存在明顯的偏差,在制造零部件時必須改變一些工藝參數。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厚薄壁構件的可制造性和力學性能。研究發(fā)現,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;薄壁結構件的微觀結構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,抗拉強度大幅增加,由400 MPa 增加至1 000 MPa。

        2 SLM成形鈦合金薄壁構件

        相比電子束選區(qū)熔化技術,激光選區(qū)熔化技術具有以下優(yōu)點:① 激光成形無需昂貴的真空系統,成形倉不受限制,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小,更適合制造高精度的薄壁構件。

        2.1 SLM技術成形鈦合金的工藝參數和微觀組織

        Gu等人[9]對SLM成形工業(yè)純鈦零件的致密化行為、物相和顯微組織、硬度和磨損性能進行了全面的研究,并建立了SLM工藝、組織、性能和冶金機理之間的深入關系。研究發(fā)現,低掃描速度和高激光能量密度的結合導致微觀球化現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歷了一個連續(xù)的變化,即粗大的板條α變?yōu)榧毿〉尼槧瞀痢漶R氏體,進一步細化為鋸齒形的α′馬氏體;在優(yōu)化后的工藝參數(掃描速度300 mm/s,線能量密度300 J/m)下,成形件的硬度高達3.89 GPa,摩擦系數為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薄壁構件過程中的熱流分布及晶粒生長方向,發(fā)現激光功率或掃描速度的增加導致最大熱流方向越來越接近建筑方向;晶粒傾角隨激光功率和掃描速度的變化較小,晶粒生長取向對能量輸入大小不敏感。

        Xu等人[11]研究了SLM成形TC4鈦合金的工藝參數(層厚分別為 0.03、0.06、0.09 mm,掃描間距分別為0.12、0.18 mm)對微觀組織的影響。研究發(fā)現,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,板條長度為0.15~0.8 mm,且激光在層間停留時間越短,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間。Vilaro等人[12]研究發(fā)現,采用SLM技術成形TC4鈦合金時,提高激光掃描速度所產生的高凝固速率會在整個樣品高度產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高度上都是一致的;熱量主要通過成形基板傳導散失,熱流方向與成形方向相反。SLM成形過程中的高能量瞬時輸入、逐層制造產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熱量,造成復雜而且變化多樣的獨特熱歷史。激光光斑的大小直接影響熔池的尺寸、形貌,產生的特殊熱歷史會導致組織轉變類型,從而影響顯微組織,因此深刻認識這種循環(huán)累積熱歷史對研究合金的顯微組織演變至關重要。

        針對SLM成形TC4鈦合金顯微組織演變機制,學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。結果表明,平行沉積方向的微觀組織為外延生長的柱狀晶和晶體結構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;采用不同的工藝參數和掃描策略等都會影響晶粒方向,在較低掃描速度下,同一位置的液態(tài)熔池存在的時間更長,液體的不規(guī)則流動使得熔池更不穩(wěn)定,晶粒更粗大;掃描間距影響熔池搭接率,進而影響成形件致密度。此外,在較高的熱輸入下,還發(fā)現析出了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,運用SLM技術制備出致密度為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 ℃以上會分解,當溫度升至1 050 ℃時,全部轉化為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]根據馬氏體相變中新相和母相的Burger取向關系,重構了原始β相的晶體取向,獲得SLM工藝下TC4鈦合金晶體學織構的演變規(guī)律,通過控制掃描策略延長激光保溫時間,實現了對顯微組織的調控。

        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的粗大柱狀晶,在柱狀晶內部分布著細小的針狀α′馬氏體。通過調整SLM工藝參數,可以使組織發(fā)生變化,獲得層狀組織,而薄壁構件的壁厚較薄,熱歷史復雜,要獲得層狀的組織,仍需進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技術成形的沉積態(tài)TC4鈦合金,其力學性能分散性較大。力學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不同變化趨勢。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厚樣品的缺陷數量最少,隨著樣品厚度的增加,缺陷數量越來越多,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,則會呈現各向異性。為了確定成形傾角對力學性能的影響, 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,運用SLM成形與沉積方向角度(0°、45°、90°)不同的樣品。研究發(fā)現,在0°和45°建造的樣品屈服強度為(1200±40)MPa,而90°試樣的屈服強度為(1000±30)MPa。對于90°試樣而言,樣品內部存在的未熔化粉末缺陷,嚴重降低了其強度。

        2.3 SLM成形鈦合金的表面粗糙度

        薄壁構件的成形可近似看作單個熔道的逐層連續(xù)堆積過程,薄壁結構與基板之間的距離對所形成結構件的連續(xù)性及其近似厚度有影響。SLM的工藝參數不同,成形零部件表面粘附的粉末數量也會不同,造成薄壁構件的表面粗糙度不同,而表面粗糙度又會影響薄壁構件的力學性能。

        微尺寸零件受SLM工藝參數的影響更大,因此很有必要研究SLM工藝參數對薄壁構件質量的影響,既可以研究孤立參數的影響,也可以研究各參數之間的相互作用。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這些微尺寸零件表面粗糙度的影響。結果表明,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之間沒有明顯的關聯趨勢,這是因為粗糙度主要取決于所使用的TC4粉末顆粒的直徑。

        3 結 語

        SEBM技術和SLM技術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和結構取向。目前金屬粉床3D打印技術成形的散熱薄壁構件,根據設計的多層散熱薄壁結構充分實現了最大的散熱效果,備受航空航天、汽車工業(yè)等領域的關注。今后3D打印薄壁構件的發(fā)展趨勢可概括如下。

        (1)SEBM和SLM成形鈦合金薄壁構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,形成了明顯的織構,導致沉積態(tài)零部件的力學性能呈現各向異性。因此,結合后處理技術(如HIP)消除3D打印薄壁構件的各向異性,是今后亟需解決的問題。

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

        (3)SLM成形薄壁構件的表面粗糙度會對其力學性能產生影響,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。

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