鈦合金帶筋框構件激光熔化沉積-熱拉彎復合成形機理與多工藝聯合仿真研究，揭示多工序溫度應力傳遞規律及筋條結構對成形精度與回彈特性的調控機制

引言

框類構件作為飛行器主承力結構件是保證飛機安全性和可靠性的關鍵部件[1-4]。此類構件通常包含承擔主要載荷傳遞功能的框架主體，以及提供局部連接和安裝接口的筋條結構。隨著對飛行器性能要求的進一步提高，具有局部高筋特征的非等截面框類構件整體化制造成為趨勢[5-6]。在傳統制造方法中，這類零件的預成形件主要采用鍛造和熱拉彎工藝制成[7-8]。由于受到鍛造設備噸位和尺寸限制，大型構件常采用分段鍛造后焊接連接的方法。近年來，增材與傳統塑性成形技術相結合的復合制造技術在航空航天領域得到廣泛關注[9-11]。如將旋壓成形與電弧熔絲增材制造相結合，通過在旋壓薄壁筒段內壁實施電弧增材制造(圖1a和圖1b)，實現高筋、凸臺等復雜局部特征的一體化成形[12];漸進成形與選擇性激光燒結工藝相結合，通過對板料進行局部增材增厚(圖1c)，提升毛坯剛度，可提高零件成形精度[13];翻邊與激光增材制造相結合，通過局部增材預先增厚待翻邊區域(圖1d)，為后續精密加工(如螺紋加工)創造條件，同時增強構件的耐磨性[14]。這些研究為復合制造技術在提升制造效率、降低成本方面的發展提供了思路。

將型材熱拉彎與局部筋條增材制造相結合，可以發揮增材制造在局部特征構建的靈活性以及熱拉彎在快速批量化生產的優勢，為非等截面框類構件的高效制造提供了新思路。在增材制造-熱拉彎復合制造工藝中，溫度場和應力場均存在復雜的傳遞與疊加效應。激光增材過程產生的殘余應力可能會影響后續熱拉彎的變形行為，而型材幾何特征的改變又會影響熱拉彎自阻加熱期間溫度分布，這些因素的耦合作用勢必影響最終構件的成形精度。因此，建立涵蓋制造全流程的數值模擬方法，有助于深入分析工序間的相互作用機理并指導工藝參數優化[15]。

ZHAO H等[16]分別采用“生死單元”和“漸進單元激活”方法建立了鈦合金激光增材制造的數值模擬。通過將兩種方法模擬結果和實驗結果進行對比，驗證了該兩種方法的準確性。陳樹君等[17]通過建立增減材聯合仿真方法，揭示了電弧增材階段的應力累積特征及后續銑削過程殘余應力釋放、再分布與二次變形規律。結果表明殘余應力峰值位置會遷移并降低，銑削引起構件二次變形，呈兩端大、中間小，為變形調控提供依據。余天錫等[18]建立了鋁合金激光增材制造的三維流體傳熱有限元模型，研究了激光功率和掃描速度對熔池形貌及溫度場的影響，發現重力、反沖壓力和馬蘭戈尼效應共同影響熔池行為，并確定了6061鋁合金的最優工藝參數為功率為86W、掃描速度為1300mm·s^-1。劉倩等[19]系統研究了冷金屬過渡電弧增材制造中焊接速度和送絲速度對高強鋼焊道幾何輪廓的影響，送絲速度是影響焊道形貌的主要因素，并建立了不同輪廓形狀下的最優擬合模型。PARRY L等[20]研究了Ti-6Al-4V合金單層激光粉末床熔融工藝中殘余應力的演變過程。采用Goldak雙橢球體模擬了激光束的加熱效應，結果表明，掃描路徑的選擇影響殘余應力的分布和量級。BARATHKMD等[21]對電弧增材制造工藝模擬進行了回顧,表明熱機械有限元模型可以有效預測溫度場演變(25~1725K)和殘余應力分布，其中在縱向上觀察到高達1000MPa的拉應力，而在基材中則以壓應力為主。上述研究為預測增材制造中的溫度分布和應力演變提供了有效方法。為實現復合制造的多工藝模擬，有必要進行進一步研究并將其應用于后續的成形過程模擬。

在熱拉彎工藝中，自阻加熱和高溫塑性變形是兩個關鍵環節。針對自阻加熱過程，YANAGIMOTO J等[22]研究了Ti-6Al-4V合金和CP2合金等多種金屬板料的電流密度、加熱時間和溫升速率之間的定量關系，其中Ti-6Al-4V合金由于具有較高的電阻率而表現出最快的升溫特性。在變形行為研究方面，ASTARITA A等[23]利用Deform-3D軟件平臺，建立了等溫條件下U形截面鈦合金型材熱拉彎蠕變過程的數值模型，結果顯示應力松弛時間對截面應力分布具有顯著影響，經過20min的應力松弛后，型材截面內外側的應力水平分別降低了87%和90%。夏源淵等[24]對鑄造Ti-6Al-4V開展了電脈沖處理實驗，研究了電流密度、頻率及通電時間對組織與性能的影響。結果表明電脈沖可在較低溫度、短時間內細化晶粒，促使等軸組織向雙態或網籃組織轉變，綜合力學性能得到改善。LIY等[25]開發了融合高溫下鈦合金蠕變和粘塑性機制的模型。該模型考慮了基于微觀結構的背應力和應變速率相關的應力敏感性，在預測拉伸、蠕變和應力松弛行為時的誤差為4.9%。對于薄壁鈦合金部件的熱成形，與單一機制模型相比，該模型將回彈預測誤差降低了71.8%~90.8%。

現有研究大多針對單一工序進行分析，缺乏對激光增材制造與熱拉彎復合工藝全流程的系統研究。增材制造引入的殘余應力、型材增筋后幾何結構的變化等因素對后續熱成形過程的影響機理尚不明確，這使得工藝參數的優化設計缺乏有效的理論支撐。

為了將激光沉積制造的無模具化的靈活性和熱拉彎的快速批量化制造優勢結合起來，本文提出了一種新的復合制造工藝鏈，如圖2所示。該工藝鏈首先采用激光熔化沉積(Laser Melting Deposition,LMD)技術在U形截面型材局部制造筋條結構，隨后施加大電流實現工件的快速升溫，當零件升溫至成形溫度后，再通過熱拉彎(Hot Stretch Bending，HSB)工藝使增筋后的型材整體曲面成形。

在這種復合制造工藝中，型材基體的曲面特征和增材后的非均勻截面顯著影響了各工序的溫度分布和應力變化。在增材制造階段，材料經歷的瞬時加熱與冷卻會在構件內部形成顯著的溫度不均勻，容易導致型材變形和應力累積[26-28]。該問題在曲面基板上更為突出，凹形曲率對熱流路徑和散熱邊界條件的改變可能導致溫度場差異，進而影響殘余應力的累積過程，并可能使應力分布更加復雜。在自阻加熱過程中，帶筋結構改變了型材的截面形狀，不均勻的幾何結構使電流密度和溫度分布更為復雜[30-31]。熱拉彎成形中，溫度梯度分布與不均勻截面的共同作用使材料流動表現出明顯的變形不均勻性，在后續應力松弛過程中持續影響殘余應力的重分布，而構件的回彈特性受控于這一復雜的殘余應力場，因此成形精度的有效控制需充分考慮此影響機制。

為了預測復合制造過程中的多物理場演化規律并優化工藝參數,建立了包含3個主要模塊的全流程數值模擬方法，通過溫度場和應力場的傳遞機制實現模塊間的數據映射，確保仿真過程的連續性。圖3展示了全流程仿真中各模塊之間的數據傳遞流程:

(1)激光熔化沉積模塊:建立熱-力耦合模型，通過模擬局部增筋過程，分析沉積過程的熱循環特征，計算溫度場和殘余應力分布。

(2)自阻加熱模塊:將帶筋直型材導入電-熱耦合模型，考慮筋條引起的截面變化對溫度場和電流密度分布的影響，計算加熱過程中的溫度場分布，獲得非等截面型材在工藝溫度區間下的溫度分布特征。

(3)熱拉彎模塊:將沉積獲得的殘余應力和自阻加熱獲得的溫度信息傳遞至熱拉彎熱-力耦合模型中,以計算型材在熱拉彎及應力松弛過程中的變形、應力演化和最終回彈量。

1、實驗過程

1.1激光熔化沉積

使用激光熔化沉積設備(BLT-C1000，2000 W Yb-fibre激光發生器)進行U形截面TC4鈦合金型材的局部沉積增筋，型材長度為1m，截面幾何尺寸如圖4所示。整個實驗在氬氣氛圍中進行，氧含量小于50ppm。所使用的Ti-6Al-4V合金粉末化學成分如表1所示，工藝參數如表2所示。增筋后的實驗件如圖5a所示。

表1 Ti-6Al-4V合金粉末的化學成分(%，質量分數)

Tab.1 Chemical composition of Ti-6Al-4V alloy powder(%, mass fraction)

表2復合制造工藝中的加工參數

Tab.2 Processing parameters in hybrid manufacturing process

1.2自阻加熱與熱拉彎

帶筋型材的熱拉彎成形在自主設計的熱拉彎成形實驗平臺上進行，如圖5b所示。該平臺主要由最大張力為50kN的數控拉彎機、最大電流為10000A的自阻加熱系統組成。成形工藝參數如表3所示。

表3復合制造工藝中熱拉彎工藝參數

Tab.3 Process parameters of hot stretch bending in hybrid manufacturing processes

熱拉彎成形主要分成3個步驟:自阻加熱、熱拉彎和應力松弛。首先對型材通電，約7min使型材表面中心的溫度升高到成形溫度(710℃)。型材整體溫度趨于穩定后，使用Fotric226s熱像儀測量并記錄筋條溫度和型材長度方向的溫度分布。隨后，拉彎機將型材預拉伸0.4%，按照設計的運動軌跡對型材進行拉伸包覆。型材與模具完全貼靠后，夾鉗保持位置不動，自阻加熱系統控制型材溫度保持在710℃，進行30min的應力松弛。最終型材按照預定的控溫程序降溫，拉伸油缸隨動以消除型材的收縮變形，最終型材冷卻至室溫。圖5b為最終的成形試驗件。使用FreeSCAN X3手持式三維掃描儀對成形后的驗證樣件進行幾何輪廓測量，并將測得的實際模型與設計模型進行對比，從而確定回彈變形量。

1.3殘余應力檢測

為了表征激光熔化沉積增筋后型材中的殘余應力分布，采用配備Cu-Kα輻射源(波長λ=1.542nm)的Proto-LXRD應力分析儀進行測量。分析儀工作電壓為30kV，電流為25mA，衍射角為142°，根據標準GB/T7704-2017[32]，采用雙探測器固定傾角法(入射束相對試樣表面法線的傾角β=35°，擺動角為3°，曝光10次)。如圖6所示，在型材的左側、右側和底面的代表性位置進行測量，每個點重復測量3次。

2、復合制造多工藝聯合仿真方法

2.1激光熔化沉積工步仿真

在激光熔化沉積的熱力單向耦合特性下，采用順序耦合方法可有效計算溫度場與應力場[31-34]。ABAQUS仿真中，生死單元法雖能準確模擬材料逐層沉積且已獲實驗驗證，但存在前處理復雜、參數調整需重構分析步等效率問題。而且新激活單元與熱源已掃描區域間的溫度躍變會在單元界面產生瞬態高溫度梯度，引發較大的應力集中現象，與實際過程不符[36-37]。針對這些問題，本研究采用漸進單元激活技術進行建模，來規避此類數值震蕩問題[16]。

整個模型分為U形截面型材(基板)和增材區域兩部分，如圖7所示。增材區域按照實際工藝路徑依次劃分為3個沉積段，按順序逐段進行沉積仿真。增材區和界面附近基板區域的單元尺寸為1mm 1mmx1mm，遠離溫度劇烈變化區域的網格尺寸逐漸增加，以平衡計算效率與精度。熱源采用雙橢球模型，傳熱分析和應力分析分別采用DC3D8和C3D8R單元。

激光熔化沉積中使用的Ti-6Al-4V合金溫度相關材料屬性列于表4[37]中。已有研究表明，增材制造殘余應力預測中，材料塑性參數的溫度依賴性對最終殘余應力分布影響較小[38-40]，以此為參考，本文仿真模型中簡化為使用室溫屈服強度(850MPa)進行計算。

表4 Ti-6Al-4V合金溫度相關材料屬性[37]

Tab.4 Temperature-dependent material properties of Ti-6Al-4V alloy

2.2自阻加熱工步仿真

熱拉彎過程中,采用自阻加熱使型材快速升溫至成形溫度。仿真對象為截面積為1837mm2的U形截面帶筋型材(如圖8所示，含3個筋條)。材料參數(密度、熱導率、比熱容和電阻率)均考慮溫度依賴性[41-43]。電熱耦合仿真的關鍵邊界條件設置如圖8所示:電學邊界為沿型材長度方向的電流輸入與零電勢約束;熱學邊界涵蓋型材表面自然對流、外表面對環境的輻射以及U形槽內表面之間的輻射。

2.3熱拉彎工步仿真

熱拉彎成形作為復合成形工藝的最終環節,仿真模型包含型材、模具和夾鉗3部分(圖9)。網格劃分上,型材和模具采用熱-力耦合六面體單元C3D8RT，網格尺寸分別為1~3mm和5mm;夾鉗簡化為四邊形離散剛體單元R3D4，網格尺寸為5 mm。材料本構考慮激光沉積筋條與擠壓型材基體的溫度相關塑性行為和應力松弛特性[44-45]。

熱拉彎仿真分為熱拉彎、應力松弛和回彈3個階段。將激光沉積增筋殘余應力場和自阻加熱溫度場作為熱拉彎仿真的初始條件。熱拉彎階段使用熱-力耦合動態顯式分析步，設計的夾鉗運動軌跡作為夾鉗的移動邊界條件，同時對模具施加固定約束。應力松弛階段采用粘性分析步，將熱拉彎計算后的應力場、應變場和溫度場作為初始場，刪除夾鉗和模具，并對型材整體施加固定約束。回彈階段采用熱-力耦合分析步，將應力松弛計算結果作為預定義初始狀態場，僅對型材對稱面施加固定約束。

3、結果

3.1激光熔化沉積過程溫度與應力演化

激光功率為900W時的溫度場分布如圖10所示，熱量分布呈現明顯的各向異性。在第1階段沉積過程中(圖10a)，激光作用區域溫度超過熔點(1650℃)，熔池周圍形成明顯的溫度梯度，型材表面呈現同心圓狀溫度分布，熱影響區域約為熔池直徑的3~4倍。沉積完成后(圖10b)，筋條區域溫度維持在300~400℃，型材表面溫度梯度約為50℃·cm^-1;第3階段沉積進行時(圖10c)，累積的熱量使底部筋條溫度升至500~600℃;沉積結束5 min后(圖10d)，溫度場趨于穩定。筋條表面溫度為220~250℃，型材表面形成了對稱的溫度分布。

選取型材上邊緣(P1)、型材底面中心(P2)和增材內壁中心(P3)3個特征點(圖11a)進行溫度歷程分析(如圖11b所示)。P1在第1階段沉積時達到峰值溫度，第2階段沉積過程中因距離激光較遠呈現輕微振蕩，第3階段沉積時，由于激光逐漸接近并產生熱量累積，振蕩幅度逐步增大。P2在第3階段沉積過程中達到最高溫度，隨后受鄰近層的熱傳導影響，隨著激光逐漸遠離，溫度呈現振蕩下降趨勢。P3與P1類似，在第1階段沉積時達到峰值，但因更接近后續掃描路徑，在第3階段沉積時較P1更早出現顯著的溫度振蕩。各測量點的溫度演化模式取決于其與激光掃描路徑的空間位置關系。

如圖12所示，增材區域的殘余應力呈現雙峰正態分布，殘余應力從筋條內部向外逐漸增大。高應力區(500~600MPa)占筋條體積的10.9%，主要分布在增材區近表面，呈現上窄下厚的形態，在型材與增材界面附近達到最大厚度(1.88mm)，這種分布特征與熱循環過程中的約束狀態和變形累積有關。

圖13為殘余應力測量值與仿真值的對比。測量點(點1~點12)按圖6所示分布于試樣表面。仿真預測值與實際測量值吻合良好，仿真誤差范圍為12.7%~24.3%。對于高應力區域(點4~點6)的預測誤差較小(12.7%~16.4%)。筋條表面殘余應力呈現中心高、四周低的分布特征，型材側面和底面檢測到的殘余應力明顯低于筋條區域，與仿真結果一致。

3.2自阻加熱過程溫度演化

圖14展示了典型工況條件下(電流為3300A，加熱時間為900s)溫度場分布的仿真結果和實驗結果。在加熱初期(100s)，型材表面溫度升至225℃，筋條區域峰值溫度為120℃。根據焦耳定律,筋條處截面積增大使局部電流密度降低,加熱功率減小,且筋條熱容量較大,降低了升溫速率。加熱進入中期階段(400s)時，型材表面達到647℃，筋條區域溫度相對較低(442~510℃)。經過900s加熱后，溫度場趨于穩態，型材心部達到最高溫度756℃，表面最高溫度為701℃，筋條溫度較低為613~721℃。型材主體的升溫速率明顯快于筋條區域。

為驗證仿真結果，進行實驗測量。自阻加熱實驗中，經過900s恒電流加熱后采集型材整體溫度(圖14d)。為定量表征溫度分布，繪制了3個筋條的溫度分布曲線并與仿真結果進行對比，如圖15a所示。數據顯示中心區域(橫坐標35mm處)溫度最低，筋條表面溫度在中心處達到最小值，在坐標10和60mm處出現兩個溫度峰值。仿真結果與實驗溫度分布趨勢吻合，仿真計算的溫度值誤差在5%以內。

提取型材長度方向的溫度測量值，并與仿真結果進行對比，如圖15b所示。溫度分布呈現明顯的周期性特征:在3個筋條位置(橫坐標-250、0和250mm處)出現約70℃的局部溫度降低，而筋條之間的區域保持較高的溫度水平。仿真結果與測量的周期性溫度波動具有良好的一致性。

3.3熱拉彎過程應力和變形演化

為分析沉積增筋產生的殘余應力對熱拉彎成形的影響，分別在含有/不含初始殘余應力兩種條件下進行了仿真。圖16對比了兩種條件下不同階段的應力分布。

在熱拉彎前，無應力模型中的型材呈現均勻的零應力狀態，而預應力模型中的型材最大殘余應力為587 MPa(圖16a)。熱拉彎后，兩種條件下都顯示出相似的應力分布模式，但應力幅值存在顯著差異。在無應力模型中，最大應力約為205MPa，主要集中在筋條根部和型材內部區域，筋條頂部應力相對較低(70~95MPa)。相比之下，預應力模型保持587MPa的最大應力，位于筋條側表面，與熱拉彎前狀態相似。整體應力水平始終高于無應力模型，最大應力超出后者40%。與無應力模型相比，高應力區域向型材端部擴展。這表明初始殘余應力不僅與熱拉彎過程產生的應力疊加，還改變了整體應力分布模式(圖16b)。

應力松弛后，兩個模型的殘余應力都顯著降低。在無應力模型中，最大應力降至13.2MPa且分布均勻，筋條區域的應力水平低于型材主體。在預應力模型中，最大應力降至68.6MPa。型材在U形內表面保持較高應力水平，而與模具接觸的側面表現出相對較低的應力;在3個筋條中，中央筋條應力水平較低，兩側筋條存在較高的應力集中(圖16c)。

對比分析表明，忽略初始殘余應力會導致成形過程中峰值應力減小約65.1%，應力松弛后減小80.8%。如果忽略初始殘余應力，會導致型材局部塑性變形和回彈行為的預測不準確。在復合工藝仿真中，需要考慮增材制造產生的殘余應力對整個制造鏈中帶來的影響。

在熱拉彎初期階段，型材發生彈性變形，未觀察到塑性應變(圖17a)。隨著變形進行，塑性應變首先出現在中央筋條兩側的型材上，筋條本身由于局部剛度增加，并未發生塑性應變(圖17b)。在型材逐漸貼合模具的過程中，塑性應變向型材兩端擴展，峰值在中央筋條區域附近(圖17c)。型材完全貼合模具后，塑性應變區擴展至兩側筋條附近(圖17d)。最終應變分布顯示，塑性變形集中在所有3個筋條附近，而型材其他區域保持相對均勻的應變水平。

圖18為仿真與實驗測量的回彈對比圖。仿真結果顯示，回彈在應力松弛初期快速降低，在20min后趨于穩定，經過40min應力松弛后，測量的回彈值為0.30mm，而仿真預測值為0.28mm，預測精度達93.3%。

4、討論

4.1工藝參數和筋條結構對溫度分布影響

4.1.1激光熔化沉積

為對比分析功率對溫度場的影響，設置了500、900和1400W功率下的仿真方案(表5)。從圖11a所示的3個位置(P1、P2、P3)提取溫度-時間曲線如圖19所示,對增材制造過程中的峰值溫度和冷卻速率進行定量分析。

表5仿真中設定的工藝參數

Tab.5 Process parameters setting in simulation

500 W功率下(圖19a)，P1、P2和P3點的峰值溫度分別為1761.22、1682.87和1822.74℃。其中， P 2 點溫度僅比材料熔點(1650℃)高32.87℃，接近熔化臨界值，可能導致熔化不充分或熔池穩定性差。 P 1 、 P 2 和 P 3 點冷卻速率相對較高，分別為1070.76、1155.48和 919.52℃· s ?1，均接近1000℃·s-。這種快速冷卻現象與低功率下形成的小熔池相關。雖然有利于晶粒細化，但這種快速冷卻速率可能誘導Ti-6Al-4V合金中大量 α ′馬氏體的形成[46-47]，導致硬度增加但延展性降低。

在1400W功率下(圖19b)，P1、P2和P3點的峰值溫度分別增至2377.99、2150.17和2713.19℃。 P 3 點溫度比熔點高 1063.19℃，這種過熱現象可能導致熔池中低熔點組分的汽化,從而改變材料性能[48-49]。冷卻速率在各點分布不均, P1 、P2 和 P3點分別為568.12、555.14和1038.12℃·s^-1。P3點同時經歷了極高溫度和急速冷卻，這種劇烈的熱歷程將導致顯著的熱應力積累。

在900W功率下(圖11b)，P1、P2和P3點的峰值溫度分別為1906.34、1810.46和2224.41℃。所有測量點的溫度均超過Ti-6Al-4V合金的熔點(約1650℃)160~574℃,確保了完全熔化。冷卻速率表現出更為均衡的特征: P1點的冷卻速率為 166.26 °C.s^?1,顯著低于其他工況; P2和 P3點分別為 694.88和 715.26 °C.s^-1,保持在適中水平。從峰值溫度和冷卻速率來看, 900 W功率下的溫度場特征最接近理想的工藝窗口。

4.1.2自阻加熱

針對不同筋條厚度和筋條間距的 U截面型材,設計了自阻加熱工藝的仿真方案,如表 6所示。

表 6 U形截面帶筋型材自阻加熱仿真方案(mm)

Tab. 6 Simulation schemes for self-resistance heating of U-shaped cross-section ribbed profile(mm)

圖 20展示了筋條厚度(10~60 mm)對溫度場的影響。帶筋型材的最高溫度出現在內部 (757 °C),不受筋條厚度變化的影響。最低溫度出現在筋條上表面,圖 20中的箭頭指示了不同筋條厚度下的最低溫度位置。筋條厚度為 10 mm時，筋條上表面的最低溫度出現在矩形長邊;筋條厚度為 20 mm時,上表面溫度開始提升,最低溫度升至 613  °C;筋條厚度為 30mm時,最低溫度同時出現在上表面的長邊和短邊;筋條厚度超過 40 mm時,最低溫度轉移至短邊區域(圖 20d～圖 20f)。

對筋條的最低、最高和平均溫度進行統計,如圖 21所示。筋條的最高溫度出現在筋條與型材的連接線處。仿真結果表明,隨著筋條厚度增加,筋條平均溫度和最低溫度呈現先上升后下降的變化趨勢,而最高溫度持續下降。筋條厚度為 10~30 mm時,平均溫度保持在較高水平;厚度進一步增加時,平均溫度持續下降。

筋條幾何形狀不僅影響筋條溫度,還影響兩側型材區域的溫度分布,造成溫度不均勻分布和降溫。為評估筋條幾何參數對型材溫度的降溫影響,沿圖22a中箭頭所示的位置和方向提取表面溫度。與等截面型材相比,筋條幾何參數不僅改變自身的電流和溫度分布,還影響型材沿長度方向的溫度均勻性。圖 22a表明,增加筋條厚度對型材產生更顯著的降溫效應。

為定量比較筋條幾何參數對型材溫度的影響范圍,定義筋條對型材的降溫影響長度 l δ 為:

式中: δ為筋的厚度; l t?t 0  為溫度小于 t 0 的型材長度; t 0 為等截面型材在相同位置的溫度,即 710 °C;t為型材溫度。

圖22b為筋條厚度對型材降溫影響長度的影響。在10~20mm厚度范圍內，降溫影響長度急劇增加(30~160mm)，超出該范圍后趨于穩定(100~112.5mm)。

4.2工藝參數和筋條結構對變形和回彈影響

筋條激光熔化沉積仿真的變形云圖(圖23a)顯示，型材整體變形較小，但在筋條上邊緣與基材界面處出現局部變形,最大位移為0.33 mm,呈輕微凹陷狀。基于這一變形特征，可在筋條設計時預留適當的高度余量進行補償，確保后續加工余量充足。

作為復合制造的第2階段，熱拉彎過程中的變形行為對最終構件幾何形狀具有決定性影響。筋條結構引入的局部截面積變化影響了型材的整體變形行為。

圖23b和圖23c為不同筋條厚度和間距下等效塑性應變的分布云圖。總體而言,最大塑性應變區域集中分布在相鄰筋條之間的外壁以及筋條根部過渡區域，筋條本身塑性變形相對較小。筋條厚度增加(25~45mm)使塑性變形區域更加集中，最大等效塑性應變值上升。筋條間距200~250mm時塑性應變分布保持相對均勻,應變峰值分布在3個筋條附近;間距增加到300mm時應變主要集中在中央筋條附近,兩側筋條附近的應變水平顯著降低。

圖24顯示筋條結構對塑性應變峰值的影響。型材基體最大塑性應變(3.3%~4.2%)雖高于筋條最大塑性應變(1.7%~2.4%)，但筋條最大塑性應變對筋條參數變化更敏感。筋條厚度從25mm增至45mm時,筋條最大塑性應變增幅(41.2%)明顯大于基體(27.3%)。筋條間距從200mm增至250mm時，型材基體的最大塑性應變從2.1%增至3.8%;筋條間距在250~300mm時最大塑性應變趨于穩定。筋條部分變化趨勢相似，超過250mm后最大塑性應變趨于穩定。

圖25顯示筋條參數對型材長度方向塑性應變的影響。橫坐標的坐標原點設置在型材中心位置,具體的坐標方向如圖中左上角示意圖所示。塑性應變主要集中在筋條之間的型材區域。如圖25a所示,筋條厚度從25mm增加時,塑性應變從1.9%擴大至3.6%~4.1%。筋條間距雖不影響波動幅度(約3.7%)，但筋條間距增大使塑性應變分布更平緩。

圖26展示了筋條參數對帶筋型材熱拉彎后的回彈影響。如圖所示，筋條厚度從25mm增加到45mm時，回彈量隨之增加，達到最大值0.248mm，這是由筋條厚度增加，在變形過程中儲存更多彈性能量所致。在較小筋條間距(200mm)時，由于相鄰筋條較近，局部剛度集中，導致更大的回彈。當筋條間距增加到250mm時，筋條間距與厚度之間的相互作用達到最佳平衡，回彈量達到最小;筋條間距增加到300mm時，回彈略有上升，這是由于過大間距導致應力松弛過程中的應力重新分布，造成不均勻的殘余應力模式。仿真結果表明，采用較薄的筋條和250mm筋條間距可使回彈量最小。

5、結論

(1)在多工藝仿真中，激光熔化沉積增筋后殘余應力預測誤差范圍為12.7%~24.3%，自阻加熱后溫度場預測誤差保持在5%以內，精度水平能夠滿足后續仿真對初始條件的基本要求。

(2)激光熔化沉積仿真表明，900W下，測溫點具有適宜的峰值溫度(1810.46~2224.41℃)和冷卻速率(166.26~715.26℃·s-1)，避免了500W時的熔化不充分和1400W時的組分汽化風險。在保證成形質量的前提下，選擇較低的激光功率有助于降低溫度梯度，減少殘余應力積累。

(3)熱拉彎后(應力松弛前)，塑性變形集中在相鄰筋條之間的型材基體。隨著筋條厚度從25mm增加到45mm,型材基體比筋條部分發生了更高的應變(3.3%~4.2%)。回彈量隨筋條厚度增加而增加，在45mm時達到0.248mm，筋條間距為250mm時回彈量最小。

(4)在多工序仿真中考慮初始殘余應力和溫度分布提高了預測精度，回彈預測與實驗測量結果吻合良好(應力松弛后預測精度達93.3%)。本研究形成的參數優化準則對控制應力分布和提高成形精度具有指導意義。

參考文獻

[1]ELSHAER R N, IBRAHIM K M. Applications of titanium alloys in aerospace manufacturing: A brief review[J]. The Bulletin Tabbin Institute for Metallurgical Studies(TIMS)，2022，111(1):60-69.

[2]SINGH P, PUNGOTRA H, KALSI N S. On the characteristics of titanium alloys for the aircraft applications[J]. Materials Today:Proceedings,2017,4(8):8971-8982.

[3]WILLIAMS J C, BOYER R R. Opportunities and issues in the application of titanium alloys for aerospace components[J]. Metals,2020,10(6):705.

[4]NAJAFIZADEH M, YAZDI S, BOZORG M, et al. Classification and applications of titanium and its alloys: A review[J]. Journal of Alloys and Compounds Communications,2024,3:100019.

[5]DING T, WEI K, HOU Y, et al. Enhancing the robustness of rib-groove filling and strain homogeneity in the isothermal forging of titanium alloy multi-rib components[J]. Chinese Journal of Mechanical Engineering,2024,37(1):98.

[6]BAON P, REJMAN E,SWIATONIOWSKI A, et al. Thin-walled integral constructions in aircraft industry[J]. Procedia Manufacturing,2020,47:498-504.

[7]ZHAO Q,SUN Q,XIN S,et al. High-strength titanium alloys for aerospace engineering applications: A review on melting-forging process[J]. Materials Science and Engineering: A,2022, 845:143260.

[8]QIAO Z,ZHAI R,JIN Z,et al. Optimization of the hot stretch-bending process for TC4 titanium L-section profile[J]. Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers, Part C: Journal of Mechanical Engineering Science, 2024, 238(11): 5064-5076.

[9]YUE W, ZHANG Y, LIU Y, et al. A review on hybrid manufacturing of metal matrix composites: Processing, microstructure, and properties[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2023, 24: 1000-1025.

[10]ZHANG Y, LIU Y, WANG H, et al. Hybrid manufacturing of metal matrix composites: A review[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2023, 85: 1-15.

[11]LIU Y, ZHANG Y, WANG H, et al. A review on hybrid manufacturing of metal matrix composites: Processing, microstructure, and properties[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2023, 24: 1000-1025.

[12] LIN Zhongqin, YU Zhongqi, DAI Donghua, et al. Development and prospect of metal spinning-additive hybrid manufacturing technology for complex thin-walled component with high ribs[J]. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica, 2023, 44(9): 6-29.

[13] AMBROGIO G, GAGLIARDI F, MUZZUPAPPA M, et al. Additive-incremental forming hybrid manufacturing technique to improve customised part performance[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2019, 37: 386-391.

[14] BAMBACH M, SVIRIDOV A, WEISHEIT A, et al. Case studies on local reinforcement of sheet metal components by laser additive manufacturing[J]. Metals, 2017, 7(4): 113.

[15] LI Y, GAN W, ZHOU W, et al. Review on residual stress and its effects on manufacturing of aluminium alloy structural panels with typical multi-processes[J]. Chinese Journal of Aeronautics, 2023, 36(5): 96-124.

[16] ZHAO H, YU C, LIU Z, et al. A novel finite element method for simulating residual stress of TC4 alloy produced by laser additive manufacturing[J]. Optics & Laser Technology, 2023, 157: 108765.

[17] CHEN Shujun, NI Qingmian, LIU Haibin, et al. Numerical simulation of hybrid additive and subtractive manufacturing and evolution behavior of stress and deformation[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2025, 46(5): 1-9.

[18] YU Tianxi, LI Long, JIANG Yongxia, et al. Simulation of temperature characteristics of laser additive manufacturing of aluminum alloy plate[J]. Optical Technique, 2025, 51(4): 415-423.

[19] LIU Qian, LI Jiangbo, LIU Jiageng, et al. Study on single weld bead profile of high strength steel in cold metal transfer wire arc additive manufacturing[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2025, 32(1): 139-144.

[20] PARRY L, ASHCROFT I, WILDMAN R D. Understanding the effect of laser scan strategy on residual stress in selective laser melting through thermo-mechanical simulation[J]. Additive Manufacturing, 2016, 12: 1-15.

[21] BARATH K M D, MANIKANDAN M. Assessment of process, parameters, residual stress mitigation, post treatments and finite element analysis simulations of wire arc additive manufacturing technique[J]. Metals and Materials International, 2022, 28(1): 54-111.

[22] YANAGIMOTO J, IZUMI R. Continuous electric resistance heating-Hot forming system for high-alloy metals with poor workability[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2009, 209(6): 3060-3068.

[23] ASTARITA A, GIORLEO L, SCHERILLO F, et al. Titanium hot stretch forming: Experimental and modeling residual stress analysis[J]. Key Engineering Materials, 2014, 611: 149-161.

[24] XIA Yuanyuan, LI Chunling, CHEN Hu, et al. Influence of electric pulse treatment on microstructure and mechanical properties of casted Ti-6Al-4V alloy[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2025, 32(11): 189-197.

[25] LI Y, CHEN H, DU L, et al. Characterization and unified modeling of creep and viscoplasticity deformation of titanium alloy at elevated temperature[J]. International Journal of Plasticity, 2024, 173: 103892.

[26] HASIB M T, OSTERGAARD H E, LIU Q, et al. Tensile and fatigue crack growth behavior of commercially pure titanium produced by laser powder bed fusion additive manufacturing[J]. Additive Manufacturing, 2021, 45: 102027.

[27] RUAN H, REZAEI S, YANG Y, et al. A thermo-mechanical phase-field fracture model: Application to hot cracking simulations in additive manufacturing[J]. Journal of the Mechanics and Physics of Solids, 2023, 172: 105169.

[28] WEI Q, XIE Y, TENG Q, et al. Crack types, mechanisms, and suppression methods during high-energy beam additive manufacturing of nickel-based superalloys: A review[J]. Chinese Journal of Mechanical Engineering: Additive Manufacturing Frontiers, 2022, 1(4): 100055.

[29] LIU B, CAO F, ZENG Y, et al. Numerical and experimental study on temperature and springback control of U-shape titanium extrusion hot stretch bending[J]. International Journal of Lightweight Materials and Manufacture, 2022, 5(4): 453-469.

[30] DEMAZEL N, LAURENT H, CARIN M, et al. A direct resistance heating method for shaped blank[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 62: 772-783.

[31] REN K, CHEW Y, FUH J Y H, et al. Thermo-mechanical analyses for optimized path planning in laser aided additive manufacturing processes[J]. Materials & Design, 2019, 162: 80-93.

[32] GB/T 7704-2017, 無損檢測 X射線應力測定方法[S].

[33] CHEN S G, GAO H J, ZHANG Y D, et al. Review on residual stresses in metal additive manufacturing: Formation mechanisms, parameter dependencies, prediction and control approaches[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2022, 17: 2950-2974.

[34] CAO X, DUAN C, LUO X, et al. Integrated framework of multi-physics mechanism models for gas-powder flow, molten pool evolution and part deformation in high alloy steel additive manufacturing process[J]. Applied Thermal Engineering, 2024, 257: 124462.

[35] HUANG H, MA N, CHEN J, et al. Toward large-scale simulation of residual stress and distortion in wire and arc additive manufacturing[J]. Additive Manufacturing, 2020, 34: 101248.

[36] MOORE R, ORLANDI G, RODGERS T, et al. Microstructure-based modeling of laser beam shaping during additive manufacturing[J]. JOM, 2024, 76(3): 1726-1736.

[37] SAUNDERS N, LI X, MIODOWNIK A P, et al. An integrated approach to the calculation of materials properties for ti alloys[C]//World conference on titanium(Ti-2003). Hamburg, 2003, 3: 13-18.

[38] YANG Y, ALLEN M, LONDON T, et al. Residual strain predictions for a powder bed fusion inconel 625 single cantilever part[J]. Integrating Materials and Manufacturing Innovation, 2019, 8(3): 294-304.

[39] LU X, LIN X, CHIUMENTI M, et al. Finite element analysis and experimental validation of the thermomechanical behavior in laser solid forming of Ti-6Al-4V[J]. Additive Manufacturing, 2018, 21: 30-40.

[40] WU J, WANG L, AN X. Numerical analysis of residual stress evolution of AlSi10Mg manufactured by selective laser melting[J]. Optik, 2017, 137: 65-78.

[41] MILLS K C. Recommended values of thermophysical properties for selected commercial alloys[M]. Cambridge: Woodhead publishing, 2002.

[42] MILOSEVIC N, ALEKSIC I. Thermophysical properties of solid phase Ti-6Al-4V alloy over a wide temperature range[J]. International Journal of Materials Research, 2012, 103(6): 707-714.

[43] BOIVINEAU M, CAGRAN C, DOYTIER D, et al. Thermophysical properties of solid and liquid Ti-6Al-4V(TA6V) alloy[J]. International Journal of Thermophysics, 2006, 27(2): 507-529.

[44] LU H, LI D, LI X, et al. Mechanical properties and microstructure evolutions of deposited Ti-6Al-4V titanium alloy under short-term stress relaxation at elevated temperatures[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 30: 866-878.

[45] ZHANG Y, LI D, LI X, et al. Creep deformation and strength evolution mechanisms of a Ti-6Al-4V alloy during stress relaxation at elevated temperatures from elastic to plastic loading[J]. Journal of Materials Science and Technology, 2022, 126: 93-105.

[46] MOTYKA M. Martensite formation and decomposition during traditional and AM processing of two-phase titanium alloys-An overview[J]. Metals, 2021, 11(3): 481.

[47] MOHAMMADZADEH R, VAHEDI M, GHOSH A, et al. Role of martensite decomposition for achieving bi-lamellar microstructure in 3D printed Ti-6Al-4V[J]. Archives of Civil and Mechanical Engineering, 2025, 25(3): 146.

[48] JI X, ZHANG S, WANG Y, et al. Effect of thermal-fluidic transport on the temperature distribution and the melt pool in laser powder bed fusion of Ti6Al4V[J]. Optics & Laser Technology, 2022, 156: 108587.

[49] ZHAO R, YAN X, WANG H, et al. Influence of non-equilibrium solidification of melt pools and annealing on microstructure formation and mechanical properties of laser powder bed fusion-built Ti-6Al-4V alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2023, 873: 144964.

（注，原文標題：局部帶筋鈦合金框激光熔化沉積-熱拉彎復合成形多工藝聯合仿真_呂海洋）