近α鈦合金粉末選擇性激光熔化成形研究

周 旭，魏青松，朱 偉，宋小輝，史玉升

（1華中科技大學 材料科學與工程學院，湖北 武漢430074；2桂林航天工業學院機械工程系，廣西 桂林541004）

鈦及鈦合金因比重小、比強度高、耐蝕耐高溫、無磁、可焊接等優異綜合性能而在航天航空領域得到了廣泛應用，如發動機葉片、機匣、機身框梁等［1］。隨著我國航空航天工業的快速發展，鈦合金材料的使用比例越來越大，性能要求也越來越高，尤其是對高溫鈦合金材料的耐熱溫度有更高的要求。目前我國航空發動機壓氣機的工作溫度已經超過500℃，傳統的鈦合金材料無法滿足使用要求［2］。Ti－5.5Al－3.4Sn－2.9Zr－0.7Mo－0.4Nb－0.35Ta－0.3Si是一種新型近α高溫鈦合金，由于鈦合金存在加工難、成本高等問題，近年來利用選擇性激光熔化技術成形鈦合金的研究已經引起重視并在持續發展［3－4］。選擇性激光熔化技術是近年來發展的一種增材制造技術［5］。他是將三維模型切片，通過控制高能激光束，選擇性熔化成形金屬粉末，逐層堆積，成形金屬零件；具有生產周期短、可成形復雜零件、材料加工種類多等優勢［6］。目前SLM成形的材料主要有不銹鋼、鈦合金及鋁合金等［7－9］。國內外對SLM 成形鈦合金的研究已取得一些成果，但對高溫鈦合金的SLM成形規律鮮有研究。鑒于此，本文利用SLM技術成形一種新型近α鈦合金粉末，研究了工藝參數對成形的影響，并對成形工藝參數進行了優化。

1 試驗材料及試驗方法

1.1 試驗材料

本試驗所用的新型近α鈦合金粉末的元素含量如表1所示。其表面微觀形貌見圖1，由圖可知粉末為近球形。圖2為粉末材料的粒徑分布，由圖可知粉末粒徑分布均勻，粉末大小分布在5～75μm之間，平均粒徑為35μm。

表1 新型近α鈦合金粉末化學成分 %

圖1 鈦合金粉末表面形貌（X400）

圖2 鈦合金粉末粒徑分布

1.2 試驗設備與儀器

實驗設備為華中科技大學快速成形中心自主研發的 HRPM－Ⅱ型。使用掃描電子顯微鏡（JSM－7600F，日本電子）觀察粉末形貌，利用上海蔡康光學儀器有限公司生產的4XCE型光學顯微鏡觀察單道熔池及單層，利用該光學顯微鏡自帶的照相系統和二維測量系統觀察熔池寬度及形貌。

1.3 試驗過程

為了防止在成形過程中氧氣的影響，在試驗前先將成形腔抽成真空，再通入高純氬氣（99.9%）至標準大氣壓形成保護氣氛。為保證鈦合金粉末與基板有良好的潤濕性及導熱性，試驗基板為同材質的鈦合金基板，基板尺寸為55mm×55mm×10mm。試驗前基板表面用砂紙打磨，再用無水乙醇清洗。

2 實驗結果與分析

2.1 單道掃描試驗

在SLM成形過程中，三維模型被切成若干個橫截面，而橫截面又由若干掃描線組成，因此對激光單道熔池質量的研究有助于指導塊體零件的成形。通過不同工藝參數組合，研究不同工藝參數對單道熔池寬度及形貌的影響規律。最后通過工藝優化，得到單道熔池的最優工藝窗口。工藝參數：激光功率90～180W，掃描速度200～800mm／s，基板厚度10mm，基板材質為鈦合金。

利用光學顯微鏡觀察不同參數單道熔池的形貌，結果發現當激光功率小于140W或掃描速度高于500mm／s時，由于能量輸入不足，粉末未完全熔化，在基板上殘留的凝固金屬液較少，且分布松散。當激光功率增大或掃描速度降低時，熔池形貌逐漸變好。圖3為在可成形熔池工藝參數下熔池寬度與激光功率及掃描速度的示意圖。

圖3 單道掃描熔池寬度與激光功率及掃描速度的關系

由圖3可知，在相同激光功率下，單道熔池寬度隨掃描速度增大而呈減小趨勢；在相同掃描速度下，單道熔池寬度隨激光功率增大而增大。這是因為在提高激光功率或減小掃描速度時，激光能量密度增加，粉末吸收的熱量增多，熔化效果更好，熔融金屬液的流動性更好，熔池寬度就更大。在設備的極限工藝參數組合范圍內未出現過熔現象。為了進一步探究熔池寬度與能量密度之間的關系，引入下式

其中：E為線能量密度，J／mm；P為激光功率，W；V 為掃描速度，mm／s。

圖4所示為單道熔池熔寬與線能量密度的關系。由圖可知，隨著激光線能量密度增大，熔寬增大。根據熔池形貌，工藝參數分為三個區域：球化較嚴重，未形成連續熔池區；線能量密度合理，熔池形貌較好區及線能量密度合理，熔池形貌較好但掃描速度較慢區。分別在三個區域內挑選三個典型的工藝參數成形的熔池a、b及c。其中a（P＝150W，V ＝500mm／s）、b（P＝160W，V ＝300mm／s）、c（P＝160W，V＝200mm／s）。圖中a所在區域掃描速度均為500mm／s，其線能量密度低于0.28J／mm，成形的熔池如圖4a所示，可以成形熔池，但均不連續。掃描速度較大，線能量密度不足，熔化的金屬粉末很快凝固，沒有充分流動，故熔池不連續。圖4b所在區域掃描速度為400mm／s與300mm／s，線能量密度在0.28～0.7J／mm之間。成形的熔池如圖4b所示，熔池形貌較好，熔寬較寬。這是因為當線能量較大時，粉末完全熔化，流動性較好，可成形較好的熔池。圖4c所在區域掃描速度為200 mm／s，線能量密度高于0.7J／mm。成形的熔池如圖4c所示，在三個工藝區域內熔池質量最好，線能量密度的提高使熔池質量提高，但掃描速度過慢，造成成形效率低下。由于鈦合金熔點較高，而設備的功率范圍有限，故設計的成形工藝范圍未出現線能量密度過大的現象。根據上述分析，b區與c區的工藝參數均可成形鈦合金，但由于c區掃描速度太慢，嚴重制約了成形效率，因此優先考慮b區的工藝參數。

圖4 熔池寬度與線能量密度的關系

對圖4中散點進行觀察可以發現圖中箭頭所指工藝參數下的熔寬變化較為異常。進一步分析發現，這四個點均出現在掃描速度從400mm／s過渡到300mm／s及從300mm／s過渡到200mm／s的區域。可見在線能量密度相近的情況下，掃描速度較高，熔池更寬。因此在合適的成形工藝窗口內選擇掃描速度較高的工藝參數，不僅熔池質量較優，也可增大成形速率。

2.2 單層掃描試驗

在單道掃描試驗基礎上進行單層掃描試驗，采用較優的激光功率和掃描速度，通過控制掃描間距研究單層表面質量，探討掃描間距對單層質量的影響規律。在單道試驗優化的工藝參數基礎上，設置三種不同掃描間距s（mm）0.04、0.06、0.08的單層試驗。

根據單道實驗優化的數據，激光功率選為160W，掃描速度為400mm／s。圖5a中可以明顯看到金屬液凝固堆積現象，且看不出熔池形態。這主要是因為過小的掃描間距使熔池之間堆疊較多，搭接率過高，在熔池重疊部分產生過高的凸起，凸起慢慢累積導致表面不平整。在連續制造時，不平整的表面將導致鋪粉不均，從而導致零件加工失敗。圖5b中可以看出凸起的現象已有明顯改善，熔池搭接較好，表面也較為平整。與圖5b相比，c中已經沒有凸起的現象，熔池輪廓清晰，搭接質量較好，表面非常平整。因此掃描間距在0.08mm時較為合適。

圖5 不同的掃描間距下SLM成形鈦合金的表面形貌

2.3 塊體成形

在研究了新型近α鈦合金單道及單層SLM成形后，獲得了一組較優的工藝參數，可進行塊體研究。塊體的成形工藝參數選取如下：激光功率140～180W，掃描速度300～400mm／s及兩組200 mm／s、500mm／s，掃描間距0.08mm，鋪粉層厚0.03mm。成形塊體如圖6所示，為8mm×8mm×5mm的塊體。成形后通過線切割將樣品從基板上取下。對樣品進行清洗、噴砂等后處理后根據阿基米德原理，使用排水法測量試樣的相對致密度，相對致密度為測試密度與真實密度的比值。

圖6 SLM成形鈦合金塊體（8mm×8mm×5mm）

圖7 線能量密度與相對致密度的關系

圖8 不同相對致密度試樣截面圖

圖7 為相對致密度與線能量密度的關系圖。由圖知，當線能量密度從0.28J／mm增加時，相對致密度呈現增大趨勢，這是因為線能量密度的增大使粉末熔化更均勻，熔池的表面張力及粘度隨著溫度的升高而急劇下降，優異的流動性使熔池充分流動，從而更加平整均勻，組織更加致密，出現空隙的幾率較小，因而相對致密度增加。但隨著線能量密度的進一步增大，相對致密度達到最大值（99.34%）后呈緩慢下降趨勢。這是因為當達到粉末完全熔化所需的能量密度時，進一步增大線能量密度會造成熔池溫度升高，凝固時間延長，產生缺陷幾率增大，造成致密度下降；當線能量密度過大時，過高的熔池溫度將導致部分金屬液汽化，嚴重降低致密度，如圖中當線能量密度達到0.6J／mm時，相對致密度已降至95.44%。圖8為不同致密度試樣的截面圖，圖8a所示，為線能量密度為0.6J／mm時的試樣截面圖，圖中可見有較大氣孔，同時也出現了裂紋。在這些缺陷的影響下，試樣的致密度較低。圖8b為線能量密度為0.533J／mm時的試樣截面圖，由圖可知出現了氣孔，但氣孔較小，裂紋消失，圖8c為線能量密度為0.35J／mm時試樣截面圖，由圖可知氣孔消失，因此其致密度達到了最大的99.34%，其工藝參數為激光功率140W，掃描速度400mm／s。

3 結論

1）SLM成形新型近α鈦合金時，線能量密度直接影響熔池寬度及形貌。線能量密度越高，單位長度粉末吸收的熱量越多，熔池寬度越大，熔池形貌越好。根據單道熔池形貌得出初步的工藝優化參數，線能量密度在0.28～0.7J／mm之間。

2）通過對單層成形實驗的研究，得出掃描間距對單層成形質量的影響規律。當線能量在較優范圍內時，掃描間距越小，熔池堆積凸起效應越明顯，隨著掃描間距的增大，熔池質量逐漸變好，最優掃描間距在0.08mm。

3）通過對塊體成形相對致密度的研究，發現試樣的相對致密度隨線能量密度的增大而增大，達到最大值99.34%后，進一步增大線能量密度，相對致密度緩慢降低，超過0.55J／mm時，相對致密度急劇降低。

［1］ 趙永慶，奚正平，曲恒磊.我國航空用鈦合金材料研究現狀［J］.航空材料學報，2003，23（增刊）：216－219.

［2］ 彭艷萍，曾凡昌，王俊杰，等.國外航空鈦合金的發展及其特點分析［J］.材料工程，1997，10：3－6.

［3］ 張鳳英，陳 靜，譚 華，等.鈦合金激光快速成形過程中缺陷形成機理研究［J］.稀有金屬材料與工程，2007，36（02）：211－215.

［4］ Attar H，Calin M，Zhang L C.Manufacture by selective laser melting and mechanical behavior of commercially pure titanium ［J］.Materials Science ＆ Engineering A，2014，593：170－177.

［5］李瑞迪.金屬粉末選擇性激光熔化成形的關鍵基礎問題研究［D］.武漢：華中科技大學，2010.

［6］袁學兵，魏青松，文世峰，等.選擇性激光熔化AlSi10Mg合金粉末研究［J］.熱加工工藝，2014，43（04）：91－94.

［7］ Vrancken B，Thijs L，Kruth J P，Humbeeck J V.Microstructure and mechanical properties of a novelβtitanium metallic composite by selective laser mel［J］.Acta Materialia，2014，68：150－158.

［8］ 王 迪，楊永強，何興容，等.316L不銹鋼粉末光纖激光選區熔化特性［J］.強激光與離子束，2010，22（08）：1881－1886.

［9］ 張驍麗，齊 歡，魏青松.鋁合金粉末選擇性激光熔化成形工藝優化試驗與研究［J］.應用激光，2013，33（04）：391－397.