TC4合金支架的激光選區熔化工藝研究

周冠男，薛麗媛，董文啟，任慧嬌，馬慧君

中國航發沈陽黎明航空發動機有限責任公司 遼寧沈陽 110043

1 序言

TC4是一種中等強度的α-β型兩相鈦合金（含6%α穩定元素Al和4%β穩定元素V），具有優異的綜合性能，可在400℃下長時間工作，被廣泛用于航空航天，尤其是航空發動機領域[1]。由于其具有良好的工藝塑性和超塑性，適用于各種壓力加工成形，因此現有航空發動機外部支架零件均采用TC4合金制備。為進一步滿足新一代航空發動機減重提質的需求，對于支架零件結構設計，也向鏤空、拓撲等極限輕量化方向開展，這對傳統制造技術提出了挑戰。

激光選區熔化成形技術（SLM）作為新型制造技術，相較傳統鍛造、鑄造技術，有著具備成形空間任意結構、快速、高性能的優勢[2-5]，雖然國內外對TC4合金激光選區熔化技術作了一定的研究，但都不系統，僅具有一定的借鑒意義。本文通過選取典型結構支架零件，開展激光選區熔化成形工藝研究，并對TC4合金激光選區熔化成形組織及性能進行分析，驗證了支架零件采用激光選區熔化成形技術的可行性。

2 試驗材料及方法

2.1 試驗用原材料

基于激光選區熔化成形工藝原理，試驗采用的原材料為超細TC4合金粉末（粒度組成為15～63μm），該粉末是利用電極感應氣體霧化（EIGA）工藝獲取。化學成分見表1，粉末顆粒形貌如圖1所示，粉末外觀呈銀灰色，未出現明顯氧化色的顆粒，球形度較好，視場內未見空心粉，僅存在少量的衛星粉。

表1 TC4合金粉末和隨艙試棒化學成分（質量分數） （%）

圖1 TC4合金粉末掃描電鏡照片

2.2 試驗用設備

試驗設備采用鑫精合激光科技發展（北京）有限公司自主研制的TSC-X350C激光選區熔化成形設備，該設備是鑫精合公司第三代產品，經改進后設備相對穩定，其實際成形尺寸為250mm×250mm×280mm（長×寬×高），設備激光采用IPG公司500W光纖激光器，掃描振鏡系統采用ScanLab公司的高精度三軸掃描振鏡，成形室采用雙缸體下送粉機構，設備外觀如圖2所示。

圖2 激光選區熔化成形設備照片

為保證項目研究順利開展，重新更換了新的濾芯，并將設備進行了嚴格的清理，盡可能地保證了設備成形室和內部管路的潔凈。考慮到鈦合金為活性金屬，該設備使用的惰性氣體為高純氬（氬氣純度≥99.999%，滿足GB/T 4842—2017《氬》的要求）。

2.3 工藝方法

（1）工藝參數 激光選區熔化成形工藝參數主要包括激光功率、鋪粉層厚、填充方式和掃描策略[6]，經參數優化后，本試驗采用的具體工藝參數見表2。依據此工藝參數成形支架零件及隨艙試棒，其中隨艙試棒主要用于理化及力學性能分析。

表2 TC4合金激光選區熔化成形工藝參數

（2）支撐結構設計 為減小成形應力，保證成形質量及精度，總結前期多次迭代試驗經驗。本試驗中采用兩種支撐結構混合添加的方式進行，如圖3所示。其中，圖3中黃色部分為實體支撐、藍色部分為網格支撐。該支撐結構設計原理如下：實體支撐一般采用與主體零件相同的工藝參數制造，該結構主要對零件的變形控制發揮主導作用，用于零件在激光選區熔化成形過程中整體的剛性支撐，需要后序采用線切割、砂輪切割等機械加工的方式去除；網格支撐一般采用較低的激光能量對粉末進行燒結，使粉末呈現半熔融狀態，未達到完全的冶金結合，其在激光選區熔化成形后強度較低、脆性較大，易于后期去除（一般采用手工鉗修即可，去除難度較低）。網格支撐主要作用為承托零件實體上懸空部位，如在無支撐狀態下，粉末燒結過程中會出現塌陷、破碎等情況，導致激光選區熔化成形過程終止或失敗，同時該結構有一定的控制變形的作用，對于抑制局部變形有顯著效果。

圖3 支架零件模型支撐添加方案

本試驗中為了進一步減少激光選區熔化成形過程中應力的累積，對實體支撐進行拓撲優化，添加了鏤空、柵格等特殊結構，在保證實體支撐對零件有足夠的承托和抗變形能力的基礎上，實現實體支撐體積的最小化。該結構不但可以顯著減少應力，而且能在一定程度上縮短制造時間、節約成本。

（3）熱處理 本試驗參考GJB 3763A—2004《鈦及鈦合金熱處理》推薦退火參數范圍（700～850℃保溫60～12min，空冷或更慢）內選取兩種退火工藝進行試驗驗證，分別為750℃退火和800℃退火，并采用真空爐進行熱處理，具體熱處理工藝如下。

1）750℃退火工藝：以10℃/min升溫至750℃，保溫135min，保溫結束后隨爐冷至500℃充氬氣0.2MPa，再冷至80℃以下出爐。

2）800℃退火工藝：以10℃/min升溫至800℃，保溫135min，保溫結束后隨爐冷至500℃充氬氣0.2MPa，再冷至80℃以下出爐。

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2.4 理化性能及力學性能檢測

檢測試棒的取樣規則如圖4所示，由圖中可以看出，激光選區熔化成形制件生長方向為縱向（Z向），垂直于生長方向為橫向（X、Y向），本試驗中僅對橫向和縱向兩個成形方向的性能作對比分析。

圖4 力學性能試樣取樣方向

利用萬能拉伸試驗機對試樣進行室溫拉伸性能、高溫拉伸性能和高溫持久性能測試；利用化學成分檢測儀進行化學成分測試；利用金相顯微鏡對腐蝕后的金相試塊進行高倍和低倍觀察，金相腐蝕劑采用凱勒試劑，其體積配比為VHF：VHNO3：VH2O＝1 : 2 : 7。

按GB/T 4698《海綿鈦、鈦及鈦合金化學分析方法》（所有部分）規定，對TC4合金原材料粉末和激光選區熔化成形件隨艙試棒進行化學成分測定；按GB/T 13298—2015《金屬顯微組織檢驗方法》對隨艙制造的金相試塊進行高低倍檢查；按GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》對隨艙制造的力學性能試棒進行室溫拉伸測試；按GB/T 228.2—2015《金屬材料拉伸試驗 第2部分：高溫試驗方法》對隨艙制造的力學性能試棒進行400℃拉伸測試；按GB/T 2039—2012《金屬拉伸蠕變及持久試驗方法》對隨艙制造的力學性能試棒分別進行350℃和400℃持久測試。

3 試驗結果與分析

3.1 成形質量

激光選區熔化成形后的支架零件以及隨艙試棒實物外觀形貌如圖5所示，由圖5可以看出，零件及隨艙試棒成形質量良好，目視檢查后，無可見的裂紋、孔洞、穿透性缺陷及殘留粉末，支撐結構未見裂紋、破裂等問題。

圖5 支架零件激光選區熔化成形后實物照片

3.2 化學成分分析

通過對TC4合金原材料粉末和激光選區熔化成形件隨艙試棒進行化學成分測定，其結果見表1。由表1可以看出，Al、V、Fe等主要合金元素含量微量降低，O、N、H等雜質元素含量微量升高。

經分析認為，激光選區熔化工藝過程是由激光作為熱源對金屬粉末進行燒結，當高能激光燒結金屬粉末時，部分熔點低的元素瞬時氣化，產生了一定的揮發，導致Al、V、Fe元素在合金成分中出現含量降低的情況；同時，粉末中的空心粉及微小的粉末間隙存在包裹空氣的可能，雖然粉末置于設備中處于氬氣保護氣氛下，但不能100%規避O2、N2、H2等氣體的影響，同時原材料粉末中也包含一定成分比例的O、N、H等雜質元素，且鈦合金作為活性金屬，極易與O2、N2、H2等氣體發生反應，在激光作用的激烈熔池反應過程中吸收O、N、H等雜質元素，最終導致了O、N、H等雜質元素含量升高的情況。

3.3 顯微組織分析

通過對隨艙制造的金相試塊進行高低倍檢查，其金相照片如圖6所示。由圖6可以看出，兩塊金相試塊分別為750℃熱處理試塊和800℃熱處理試塊，其中750℃熱處理試塊有2處孔洞缺陷，未見裂紋、未熔合等線性缺陷；800℃熱處理試樣未見孔洞、裂紋、未熔合等線性缺陷。通過對750℃熱處理試塊中孔洞缺陷進行尺寸測量，其圓形缺陷尺寸直徑約為0.1mm，長形缺陷沿長方向長度值約為0.4mm，其成形件致密度必然不能達到100%，存在一定氣孔缺陷屬于正常情況。

圖6 金相試塊照片

TC4屬于α＋β型T鈦合金，其性能與組織結構密切相關。密排六方結構的α相和體心立方結構的β相構成了TC4合金的基本相，兩相的比例、形狀和尺寸直接決定著TC4合金的力學性能。TC4合金沉積態微觀組織形貌主要取決于成形工藝過程中的冷卻速率，冷卻速率越高，組織越細化，其一般是由分布均勻的針狀α′馬氏體和少量β相組成，隨著對其進行退火熱處理，其微觀組織逐漸轉變為α＋β混合組織，其微觀形貌呈現不同取向相互交叉的α板條與板條間β相組成，但尚未形成清晰的交錯編織排列的網籃狀組織，這是由于退火溫度低于β相轉變溫度和再結晶溫度，在退火過程中β→α相擴散轉變較慢，當退火時間較短時，整體組織變化不會太大，僅是針狀α相的體積分數有所增加，α相板條馬氏體發生一定的粗化[7]。

3.4 力學性能分析

（1）室溫拉伸 通過對隨艙制造的力學性能試棒進行室溫拉伸測試，其結果如圖7、圖8所示。與GJB 2744A—2007《航空用鈦及鈦合金鍛件規范》中TC4鈦合金鍛件標準中規定值相比可以看出，無論在750℃退火工藝下的試棒性能，還是800℃退火工藝的試棒性能，均高于材料標準的下限值，且伸長率和斷面收縮率均遠高于材料標準。

圖7 室溫抗拉強度對比

圖8 室溫伸長率對比

從兩種退火工藝下試棒性能結果相比可以看出，成形方向無論縱向還是橫向，其結果差異不大，750℃退火工藝下的試棒抗拉強度有所提高，而伸長率稍有下降。經分析認為，激光選區熔化沉積態組織中針狀α′馬氏體在加熱時會發生分解，其亞穩態α′組織通過形核和長大過程分解，轉變為粗化的（α＋β）相，隨著退火溫度的升高，其粗化的（α＋β）相逐漸增多，對塑性的損傷作用減弱；同時，Al和O等強化元素富集在α相中，β轉變相的強度會低于α相的強度，隨著熱處理溫度升高，β相的含量逐漸增多，因此最終試件的強度降低而塑性顯著提高[8]。

（2）高溫拉伸 通過對隨艙制造的力學性能試棒進行400℃拉伸測試，其結果如圖9、圖10所示。與GJB 2744A—2007《航空用鈦及鈦合金鍛件規范》中TC4鈦合金鍛件標準中規定值相比可以看出，無論在750℃退火工藝下的試棒性能，還是800℃退火工藝的試棒性能，均高于材料標準的下限值，且伸長率和斷面收縮率均高于材料標準；從兩種熱處理工藝下試棒性能結果相比可以看出，成形方向無論縱向還是橫向，其結果基本相當，未見明細差異，僅其縱向試棒的屈服強度相比橫向試棒有所降低。

圖9 高溫抗拉強度對比

圖10 高溫伸長率對比

（3）高溫持久性能 通過對隨艙制造的力學性能試棒分別進行350℃和400℃持久性能測試，其結果見表3。試驗初期采用350℃、490MPa的條件進行測試，從測試結果可以看出，試棒在100h后未發生斷裂，能夠達到要求。隨后，決定按GJB 2744A—2007《航空用鈦及鈦合金鍛件規范》規定測試條件（400℃、570MPa）進行試驗。從試驗結果可以看出，750℃熱處理的試棒其測試100h后未發生斷裂，能夠達到GJB 2744A—2007《航空用鈦及鈦合金鍛件規范》中TC4鈦合金鍛件標準要求。

表3 高溫持久力學性能對比

4 結束語

1）采用激光選區熔化工藝能夠實現航空發動機TC4合金支架零件的直接成形，成形效果良好。

2）采用“實體支撐+網格支撐”兩種支撐結構混合添加的方式，能夠有效地減少成形過程中的應力，達到控制變形的目的。

3）TC4合金激光選區熔化成形過程中，由于元素燒損會導致Al、V、Fe等主要合金元素含量微量降低，另外加上粉末中的空心粉及微小的粉末間隙存在包裹空氣的現象，因此會導致O、N、H等雜質元素含量微量升高的情況。

4）TC4合金激光選區熔化成形試棒的室溫拉伸、高溫拉伸和持久性能，均能達到鍛件材料標準下限值的要求，能夠滿足零件的性能需要。

5）TC4合金激光選區熔化成形后，在750℃和800℃退火工藝下試棒的室溫拉伸、高溫拉伸和持久性能并無顯著差異，750℃退火工藝在室溫拉伸性能試驗中，抗拉強度較高，而塑性略低。