1、增材制造TC4鈦合金常用技術

由于新型設備和越來越多打印材料得到了開發，并且增材制造工藝的種類也與日俱增。ASTM International 將增材制造技術分為了七個大類：（1）光固化技術（SLA）； （2）材料噴射技術（Material jetting）；（3）粘結劑噴射技術（3DP）；（4）粉床熔化技術（SLM/EBM）；（5）直接能量沉積技術（LENS）；（6）疊層實體制造技術（LOM）；（7）材料擠出成形技術（polyjet）。其中根據能量源，鈦合金增材制造的技術可分為“激光熱源”與“電子束熱源”兩種工藝，而根據材料運送方式又可以分為兩種：“送粉/送絲”和“粉床鋪粉”[17]。

目前運用于高性能的精密鈦合金零件的增材制造技術主要有兩種：選區激光熔化技術(selective laser melting，SLM)、電子束熔融技術(electron beam melting，EBM)。EBM 工藝能夠產生完全致密的具有出色機械性能的接近最終形狀的復雜零件[18, 19]。圖 1-1 為EBM 工藝示意圖，EBM 工藝在真空室內使用電子束作為熱源，電磁線圈中的電磁線圈提供了非常快速和精確的束控制，從而可以選擇性地熔化粉末床[20]。由于 EBM 工藝在熔化之前將整個粉末床加熱（400-800°C），因此合金粉末可能會被部分燒結。并且粉 末床在整個過程中都保持熱態，因此樣品的凝固在接近平衡的條件下進行。因此，與通過選區激光熔化（SLM）生產的樣品相比，EBM TC4 鈦合金中存在相對較少的內應力[1]。 EBM 工藝制備的樣品的機械性能通常優于鑄件，并且可與鍛造材料媲美[18]。由于 EBM工藝是在真空氣氛下進行的（與 SLM 工藝中觀察到的惰性氣氛不同），因此一般避免 了氧化[2, 21-23]。EBM 工藝涉及多個工藝參數，包括：光束功率，光束掃描速度，光束聚焦，光束直徑，光束線間距，板溫度，預熱溫度（包括光束的重復，速度和功率），焦 點補償等[24]。因此，工藝參數的優化比選區激光熔化工藝（SLM）更加困難，EBM 僅應用于有限的材料，例如 CP-Ti，TC4，Inconel 718 和 CoCrMo 合金[1]，其中 TC4 被廣 泛研究。通常，在增材制造的 TC4 中觀察到平面生長。在 EBM TC4 鈦合金中，柱狀β初晶粒首先在冷卻過程中形成，隨后被轉變為具有層狀或魏氏組織微觀結構的α+β，而α相沿柱狀β初晶邊界形成[20, 25-27]。由 EBM 工藝制造的 TC4 的屈服強度約為 833-1116MPa，延展性介于 2.7％和 15％之間[5]。

SLM 出現在 1980~1990 年代后期，在制造過程中使用激光束進行選擇性熔化金屬粉末[1, 29, 30]。 SLM 和 EBM 一樣均可靈活地生產任何形狀的零件（理論上無限制）[31-33]。相比于 EBM，SLM 可以加工更廣泛的合金。SLM 和 EBM 工藝之間存在還其他差異，例如使用的熱源的差異意味著焦點的大小不同，SLM 通常為~80 μm，用于 EBM 直徑為~100 μm[1]。此外，SLM 工藝使用的典型粉末粒徑為 10~60 μm，EBM 工藝使用的典型粉末粒徑為 60~105 μm[1]。熱源點尺寸和顆粒尺寸的差異可能導致熔池大小和形狀的差異，從而影響凝固過程。盡管 SLM 和 EBM 工藝具有許多共同的特征，但這兩者之間的細微差別可能導致微觀結構發生顯著變化，進而導致其機械性能變化[1, 2, 18]。

1.2 增材制造 TC4 鈦合金的微觀結構

TC4 在室溫下主要由密排六方α相和以體心立方β相組成。在增材制造過程中，當加熱時，溫度超過β轉變溫度，α相轉變為β相，冷卻后β相變回初級的α相，增材制造 TC4 微觀結構如圖 1-3 所示，直接能量沉積工藝（DED）形成的 TC4 微觀結構為細層片狀魏氏組織結構和少量的α晶界[40]；電子束熔融工藝（PBF-EB）制造的 TC4 形成以α晶界劃 定的柱狀β晶粒；在β初晶粒中形成α+β魏氏組織的微觀結構[41]；選區激光熔化工藝（PBF-L）制造的 TC4 形成層片狀（α+β）結構[37]；電弧送絲增材制造技術（DED-GMA） 制造的 TC4 形成網籃狀（α+β）的微觀結構（圖 1-3d 中灰色區域為α相，白色區域β相）[42]，增材制造 TC4 在高冷卻速率下形成α'馬氏體相，如圖 1-4 所示。在高冷卻速率下，電子束熔融工藝制造的 TC4 形成針狀馬氏體與無特征的板塊狀區域混合[43]；直接能量沉積工藝形成由α'馬氏體組成的微觀結構[44]；選區激光熔化制造的 TC4 的微觀結構主要由針狀α'馬氏體組成[37]。α晶界的厚度取決于冷卻速率，β初晶粒的大小決定α相生長的最大尺寸[35，36]。在快速冷卻條件下制造的 TC4 由針狀α'馬氏體組成，通常顯示出高屈服強度，但延展性有限。為了改善機械性能，通常需要后續熱處理才能將α'馬氏體轉變為α相，其寬度主要取決于熱處理的峰值溫度（在低于β相轉變溫度進行熱處理），后續進行爐冷對于提高整體延展性和拉伸性能是最佳方法。經過爐冷，空冷和水淬后，β晶粒分別轉變為層片狀α+β，魏氏組織和α'馬氏體[36]。層片狀α+β和魏氏組織導致較低的拉伸性能，而相比于二次處理后獲得的組織結構，α'馬氏體的延展性較差。除后續熱處理外，α'馬氏體相也可在增材制造過程中原位分解，有研究工作發現在激光選區熔化制備過程 觀察到馬氏體的分解，其中α'馬氏體轉變為超細層狀（α+β）結構[37]，該轉變是由上一層逐步沉積過程產生的多個熱循環導致的[37, 38]，因此需要仔細控制加工參數，例如層厚，散焦和激光束的能量密度[37]。在增材制造過程中將合金元素粉末添加到原始原料中可控制微觀結構的形成及其性能[39]。例如在 TC4 中添加 10 wt％Mo 使得β相轉變溫度從 995℃降低到 900℃，完全抑制了β相轉變為α'馬氏體，形成 Mo 顆粒分散在β基體的微觀組織結構，既具高強度又有良好的延展性[39]。

1.3 增材制造 TC4 鈦合金的力學性能

目前大量研究工作都集中在增材制造 TC4 的機械性能與工藝參數或微觀結構之間的關系，而決定微觀結構和機械性能最重要的參數是熱輸入和冷卻速率的參數。對于TC4，即使最小的冷卻速度變化也可能會對機械性能產生很大的影響[45]，其中重要的影響參數包括構造幾何形狀，尺寸和工藝條件。例如，Zhao 等人[46]的研究結果表明，零件尺寸對電子束熔融成形的 TC4 的機械性能有重大影響，特別是小樣品（直徑約 1.7 毫米棒材）與大樣品（直徑約 7 毫米棒材）相比，強度高約 20％，延展性降低 80％，造成這種差異的原因是小樣品較快的冷卻速率和相對更大孔徑形成的更薄的延展性α板條（小零件為 0.4 μm，大零件為 1.4 μm）[46]。Hrabe 等人[47]研究電子束熔融工藝參數變化對 TC4 的機械性能的影響時發現，增加熱輸入使得熔池尺寸增大，從而導致較低的溫度梯度，因此增加了板條厚度和β初晶粒尺寸，微觀結構尺寸的增加導致屈服強度，抗拉強度和硬度降低。

增材制造過程中例如缺陷，構建位置和掃描策略等因素也會直接影響機械性能。例如，Galarraga 等人[48]發現電子束熔融工藝制造的樣品的內部孔隙度取決于樣品在構建平臺中的位置。樣品臺中間的樣品的孔隙率（0.25％）比邊緣的樣品的孔隙率（0.09％）高兩倍以上。此外還發現，由于在長軸方向這些孔沿縱向排列，通常包含部分熔融顆粒的非球形孔使機械性能下降，橫向方向比縱向方向的機械性能差。在橫向方向上施加張力時，這些扁平孔的尖銳邊緣處產生應力集中，而當沿孔的長軸施加張力時則不起作用。

結果表明，垂直或橫向樣品的伸長率比水平或縱向樣品低 28％[48]。增材制造的 TC4 的力學性能如表 1-1，表 1-2 為進行熱處理后的增材制造 TC4 的力學性能。

圖 1-5 為塑性-拉伸強度圖[5]，分析數據發現強度塑性未成反比例關系，原因可能在于其低應變硬化能力，其他數據點的分散可能是由于不同的增材制造方法、使用的參數不同、熱源效率和零件尺寸的幾何形狀不同等。

為了分析機械性能的各向異性，圖 1-6（a）總結了沿橫向和縱向方向的拉伸強度[5]，結果顯示既沒有各向異性也沒有各向同性的明顯趨勢，這又可以歸因于 TC4 的低應變硬化能力。圖 1-6（b）總結沿橫向和縱向的延展性[5]，可以觀察到延展性數據較分散，這是因為增材制造的工藝參數，孔隙率，內部缺陷和殘余應力導致的微裂紋等微小變化都對其產生較大影響[5]。

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