TC4合金支架的激光选区熔化工艺研究

周冠男，薛丽媛，董文启，任慧娇，马慧君

中国航发沈阳黎明航空发动机有限责任公司 辽宁沈阳 110043

1 序言

TC4是一种中等强度的α-β型两相钛合金（含6%α稳定元素Al和4%β稳定元素V），具有优异的综合性能，可在400℃下长时间工作，被广泛用于航空航天，尤其是航空发动机领域[1]。由于其具有良好的工艺塑性和超塑性，适用于各种压力加工成形，因此现有航空发动机外部支架零件均采用TC4合金制备。为进一步满足新一代航空发动机减重提质的需求，对于支架零件结构设计，也向镂空、拓扑等极限轻量化方向开展，这对传统制造技术提出了挑战。

激光选区熔化成形技术（SLM）作为新型制造技术，相较传统锻造、铸造技术，有着具备成形空间任意结构、快速、高性能的优势[2-5]，虽然国内外对TC4合金激光选区熔化技术作了一定的研究，但都不系统，仅具有一定的借鉴意义。本文通过选取典型结构支架零件，开展激光选区熔化成形工艺研究，并对TC4合金激光选区熔化成形组织及性能进行分析，验证了支架零件采用激光选区熔化成形技术的可行性。

2 试验材料及方法

2.1 试验用原材料

基于激光选区熔化成形工艺原理，试验采用的原材料为超细TC4合金粉末（粒度组成为15～63μm），该粉末是利用电极感应气体雾化（EIGA）工艺获取。化学成分见表1，粉末颗粒形貌如图1所示，粉末外观呈银灰色，未出现明显氧化色的颗粒，球形度较好，视场内未见空心粉，仅存在少量的卫星粉。

表1 TC4合金粉末和随舱试棒化学成分（质量分数） （%）

图1 TC4合金粉末扫描电镜照片

2.2 试验用设备

试验设备采用鑫精合激光科技发展（北京）有限公司自主研制的TSC-X350C激光选区熔化成形设备，该设备是鑫精合公司第三代产品，经改进后设备相对稳定，其实际成形尺寸为250mm×250mm×280mm（长×宽×高），设备激光采用IPG公司500W光纤激光器，扫描振镜系统采用ScanLab公司的高精度三轴扫描振镜，成形室采用双缸体下送粉机构，设备外观如图2所示。

图2 激光选区熔化成形设备照片

为保证项目研究顺利开展，重新更换了新的滤芯，并将设备进行了严格的清理，尽可能地保证了设备成形室和内部管路的洁净。考虑到钛合金为活性金属，该设备使用的惰性气体为高纯氩（氩气纯度≥99.999%，满足GB/T 4842—2017《氩》的要求）。

2.3 工艺方法

（1）工艺参数 激光选区熔化成形工艺参数主要包括激光功率、铺粉层厚、填充方式和扫描策略[6]，经参数优化后，本试验采用的具体工艺参数见表2。依据此工艺参数成形支架零件及随舱试棒，其中随舱试棒主要用于理化及力学性能分析。

表2 TC4合金激光选区熔化成形工艺参数

（2）支撑结构设计 为减小成形应力，保证成形质量及精度，总结前期多次迭代试验经验。本试验中采用两种支撑结构混合添加的方式进行，如图3所示。其中，图3中黄色部分为实体支撑、蓝色部分为网格支撑。该支撑结构设计原理如下：实体支撑一般采用与主体零件相同的工艺参数制造，该结构主要对零件的变形控制发挥主导作用，用于零件在激光选区熔化成形过程中整体的刚性支撑，需要后序采用线切割、砂轮切割等机械加工的方式去除；网格支撑一般采用较低的激光能量对粉末进行烧结，使粉末呈现半熔融状态，未达到完全的冶金结合，其在激光选区熔化成形后强度较低、脆性较大，易于后期去除（一般采用手工钳修即可，去除难度较低）。网格支撑主要作用为承托零件实体上悬空部位，如在无支撑状态下，粉末烧结过程中会出现塌陷、破碎等情况，导致激光选区熔化成形过程终止或失败，同时该结构有一定的控制变形的作用，对于抑制局部变形有显著效果。

图3 支架零件模型支撑添加方案

本试验中为了进一步减少激光选区熔化成形过程中应力的累积，对实体支撑进行拓扑优化，添加了镂空、栅格等特殊结构，在保证实体支撑对零件有足够的承托和抗变形能力的基础上，实现实体支撑体积的最小化。该结构不但可以显著减少应力，而且能在一定程度上缩短制造时间、节约成本。

（3）热处理 本试验参考GJB 3763A—2004《钛及钛合金热处理》推荐退火参数范围（700～850℃保温60～12min，空冷或更慢）内选取两种退火工艺进行试验验证，分别为750℃退火和800℃退火，并采用真空炉进行热处理，具体热处理工艺如下。

1）750℃退火工艺：以10℃/min升温至750℃，保温135min，保温结束后随炉冷至500℃充氩气0.2MPa，再冷至80℃以下出炉。

2）800℃退火工艺：以10℃/min升温至800℃，保温135min，保温结束后随炉冷至500℃充氩气0.2MPa，再冷至80℃以下出炉。

很长一段日子里，我们没有在一起玩。转眼到了秋季，在一个秋风瑟瑟的夜晚，你打电话约我到老地方见面。当我来到时，见你靠在一棵梧桐树下，双眼垂着泪水，仿佛心里有千言万语要对我说。我走到你身边时，你抱着我亲了下我的额头，苦笑着对我说：“我要回老家了！我知道你的爱情故事很感人，可惜我不是她，无法与你共度一生！”说完转身三步一回头地离我而去。

2.4 理化性能及力学性能检测

检测试棒的取样规则如图4所示，由图中可以看出，激光选区熔化成形制件生长方向为纵向（Z向），垂直于生长方向为横向（X、Y向），本试验中仅对横向和纵向两个成形方向的性能作对比分析。

图4 力学性能试样取样方向

利用万能拉伸试验机对试样进行室温拉伸性能、高温拉伸性能和高温持久性能测试；利用化学成分检测仪进行化学成分测试；利用金相显微镜对腐蚀后的金相试块进行高倍和低倍观察，金相腐蚀剂采用凯勒试剂，其体积配比为VHF：VHNO3：VH2O＝1 : 2 : 7。

按GB/T 4698《海绵钛、钛及钛合金化学分析方法》（所有部分）规定，对TC4合金原材料粉末和激光选区熔化成形件随舱试棒进行化学成分测定；按GB/T 13298—2015《金属显微组织检验方法》对随舱制造的金相试块进行高低倍检查；按GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验 第1部分：室温试验方法》对随舱制造的力学性能试棒进行室温拉伸测试；按GB/T 228.2—2015《金属材料拉伸试验 第2部分：高温试验方法》对随舱制造的力学性能试棒进行400℃拉伸测试；按GB/T 2039—2012《金属拉伸蠕变及持久试验方法》对随舱制造的力学性能试棒分别进行350℃和400℃持久测试。

3 试验结果与分析

3.1 成形质量

激光选区熔化成形后的支架零件以及随舱试棒实物外观形貌如图5所示，由图5可以看出，零件及随舱试棒成形质量良好，目视检查后，无可见的裂纹、孔洞、穿透性缺陷及残留粉末，支撑结构未见裂纹、破裂等问题。

图5 支架零件激光选区熔化成形后实物照片

3.2 化学成分分析

通过对TC4合金原材料粉末和激光选区熔化成形件随舱试棒进行化学成分测定，其结果见表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等杂质元素含量微量升高。

经分析认为，激光选区熔化工艺过程是由激光作为热源对金属粉末进行烧结，当高能激光烧结金属粉末时，部分熔点低的元素瞬时气化，产生了一定的挥发，导致Al、V、Fe元素在合金成分中出现含量降低的情况；同时，粉末中的空心粉及微小的粉末间隙存在包裹空气的可能，虽然粉末置于设备中处于氩气保护气氛下，但不能100%规避O2、N2、H2等气体的影响，同时原材料粉末中也包含一定成分比例的O、N、H等杂质元素，且钛合金作为活性金属，极易与O2、N2、H2等气体发生反应，在激光作用的激烈熔池反应过程中吸收O、N、H等杂质元素，最终导致了O、N、H等杂质元素含量升高的情况。

3.3 显微组织分析

通过对随舱制造的金相试块进行高低倍检查，其金相照片如图6所示。由图6可以看出，两块金相试块分别为750℃热处理试块和800℃热处理试块，其中750℃热处理试块有2处孔洞缺陷，未见裂纹、未熔合等线性缺陷；800℃热处理试样未见孔洞、裂纹、未熔合等线性缺陷。通过对750℃热处理试块中孔洞缺陷进行尺寸测量，其圆形缺陷尺寸直径约为0.1mm，长形缺陷沿长方向长度值约为0.4mm，其成形件致密度必然不能达到100%，存在一定气孔缺陷属于正常情况。

图6 金相试块照片

TC4属于α＋β型T钛合金，其性能与组织结构密切相关。密排六方结构的α相和体心立方结构的β相构成了TC4合金的基本相，两相的比例、形状和尺寸直接决定着TC4合金的力学性能。TC4合金沉积态微观组织形貌主要取决于成形工艺过程中的冷却速率，冷却速率越高，组织越细化，其一般是由分布均匀的针状α′马氏体和少量β相组成，随着对其进行退火热处理，其微观组织逐渐转变为α＋β混合组织，其微观形貌呈现不同取向相互交叉的α板条与板条间β相组成，但尚未形成清晰的交错编织排列的网篮状组织，这是由于退火温度低于β相转变温度和再结晶温度，在退火过程中β→α相扩散转变较慢，当退火时间较短时，整体组织变化不会太大，仅是针状α相的体积分数有所增加，α相板条马氏体发生一定的粗化[7]。

3.4 力学性能分析

（1）室温拉伸 通过对随舱制造的力学性能试棒进行室温拉伸测试，其结果如图7、图8所示。与GJB 2744A—2007《航空用钛及钛合金锻件规范》中TC4钛合金锻件标准中规定值相比可以看出，无论在750℃退火工艺下的试棒性能，还是800℃退火工艺的试棒性能，均高于材料标准的下限值，且伸长率和断面收缩率均远高于材料标准。

图7 室温抗拉强度对比

图8 室温伸长率对比

从两种退火工艺下试棒性能结果相比可以看出，成形方向无论纵向还是横向，其结果差异不大，750℃退火工艺下的试棒抗拉强度有所提高，而伸长率稍有下降。经分析认为，激光选区熔化沉积态组织中针状α′马氏体在加热时会发生分解，其亚稳态α′组织通过形核和长大过程分解，转变为粗化的（α＋β）相，随着退火温度的升高，其粗化的（α＋β）相逐渐增多，对塑性的损伤作用减弱；同时，Al和O等强化元素富集在α相中，β转变相的强度会低于α相的强度，随着热处理温度升高，β相的含量逐渐增多，因此最终试件的强度降低而塑性显著提高[8]。

（2）高温拉伸 通过对随舱制造的力学性能试棒进行400℃拉伸测试，其结果如图9、图10所示。与GJB 2744A—2007《航空用钛及钛合金锻件规范》中TC4钛合金锻件标准中规定值相比可以看出，无论在750℃退火工艺下的试棒性能，还是800℃退火工艺的试棒性能，均高于材料标准的下限值，且伸长率和断面收缩率均高于材料标准；从两种热处理工艺下试棒性能结果相比可以看出，成形方向无论纵向还是横向，其结果基本相当，未见明细差异，仅其纵向试棒的屈服强度相比横向试棒有所降低。

图9 高温抗拉强度对比

图10 高温伸长率对比

（3）高温持久性能 通过对随舱制造的力学性能试棒分别进行350℃和400℃持久性能测试，其结果见表3。试验初期采用350℃、490MPa的条件进行测试，从测试结果可以看出，试棒在100h后未发生断裂，能够达到要求。随后，决定按GJB 2744A—2007《航空用钛及钛合金锻件规范》规定测试条件（400℃、570MPa）进行试验。从试验结果可以看出，750℃热处理的试棒其测试100h后未发生断裂，能够达到GJB 2744A—2007《航空用钛及钛合金锻件规范》中TC4钛合金锻件标准要求。

表3 高温持久力学性能对比

4 结束语

1）采用激光选区熔化工艺能够实现航空发动机TC4合金支架零件的直接成形，成形效果良好。

2）采用“实体支撑+网格支撑”两种支撑结构混合添加的方式，能够有效地减少成形过程中的应力，达到控制变形的目的。

3）TC4合金激光选区熔化成形过程中，由于元素烧损会导致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间隙存在包裹空气的现象，因此会导致O、N、H等杂质元素含量微量升高的情况。

4）TC4合金激光选区熔化成形试棒的室温拉伸、高温拉伸和持久性能，均能达到锻件材料标准下限值的要求，能够满足零件的性能需要。

5）TC4合金激光选区熔化成形后，在750℃和800℃退火工艺下试棒的室温拉伸、高温拉伸和持久性能并无显著差异，750℃退火工艺在室温拉伸性能试验中，抗拉强度较高，而塑性略低。