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南昌航空大学:基于SLS技术的TC4钛合金砂型铸造组织及界面反应层研究

2026-06-29 15:52:26

金属材料青年学者学术成果传播阵地

来源

《特种铸造及有色合金》2026年第6期

导读

钛合金因具有低密度、高比强度及热强度、生物相容性好、良好的耐腐蚀性及低温性能等特点，被广泛用于航空航天、国防、医疗、船舶等重大领域。钛合金砂型铸造以低成本、高效率等特点，成为制备大型结构铸件的主要方法之一，与熔模精密铸造共同构成了当前钛合金铸造成形的主流技术。然而，传统的砂型铸造在制备复杂异形整体砂芯方面存在难题，尤其是面对内腔存在油路、气路等复杂结构时，难以确保铸型的尺寸精度，无法满足航空航天技术中高性能航空发动机的严苛要求。

SLS技术凭借其选材广泛、成形迅速、精度高、无需支撑结构以及材料重复利用率高等特点，已成为当前最成功的快速成形制造方法之一。目前，该技术可直接制备砂型（芯），且不受零件复杂程度的限制。打印出的砂型（芯）经过处理后可直接用于浇注，从而快速获得所需铸件，有效加快钛合金砂型铸造的生产过程，缩短生产周期并降低成本。

由于高温熔融钛合金具有极高的化学活性，极易与绝大多数耐火材料甚至N2发生剧烈的界面反应，如熔融合金对耐火材料内表面的冲刷与腐蚀、高温条件下原子间的热作用、铸型与合金之间的扩散等物理化学过程，从而在铸件表面形成界面反应层，导致铸件质量下降。界面反应的有效控制成为钛合金铸造的关键技术。因此，在铸造过程中对铸型材料的稳定性提出了极高的要求。目前，钛合金砂型铸造主要采用的耐火材料为锆砂、铝矾土、莫来石等，而粘结剂大多为锆溶胶、钇溶胶等，这些材料价格昂贵且不适用于3D打印。另外，砂型铸造虽然已成功制备了大中型钛合金铸件，实现了钛合金构件成形，但还面临着一些技术问题，如铝矾土等耐火材料颗粒较粗，浇注出的钛合金铸件表面质量不够理想，界面反应控制较难以及一些复杂的精细结构成形困难等。

本研究以覆膜熔融陶瓷砂为原砂材料，采用选区激光烧结技术制备砂型，设计了无机粘结剂真空浸渗SLS成型砂型的工艺路线。该路线使用有机粘结剂酚醛树脂确保砂型的初始强度，同时借助无机粘结剂磷酸盐提升砂型的高温强度。与传统普遍使用的铝矾土、锆砂及锆溶胶、钇溶胶等体系的砂型（芯）相比，球形的熔融陶瓷砂更契合3D打印成形需求，且磷酸盐溶液具备良好的润湿性和稳定的高温性能。然而，熔融陶瓷砂中的SiO₂和磷酸盐溶液中的P元素易与熔融钛发生反应。为此，针对该工艺路线制备的覆膜熔融陶瓷砂及磷酸盐砂型与TC4钛合金的界面反应层进行深入探究，旨在提升TC4钛合金铸件的表面质量，并为复杂结构钛合金铸件的设计与生产提供参考。

图文内容

选用覆膜熔融陶瓷砂，即覆膜宝珠砂，属于表面覆有酚醛树脂的陶瓷砂混合物，其主要成分见表1。真空浸渗试验所用粘结剂为磷酸盐溶液，浇注合金为TC4钛合金，其成分见表2。首先将覆膜熔融陶瓷砂进行100目的过筛，将过筛后的覆膜砂倒入AFS-5300型激光成形机的料箱内，以激光功率为48 W、加热温度为55 ℃、铺粉层厚为0.2 mm、扫描线速度为2.9 m/s进行选区激光烧结（SLS）制备砂型。在得到砂型后将其进行170 ℃×2 h的低温焙烧固化处理，焙烧完成后真空浸渗磷酸盐溶液，砂型自干后将其进行最高1 050 ℃×5 h的高温焙烧。随后涂刷Y₂O₃涂层，将砂型进行1 000 ℃以上高温焙烧。在进行TC4钛合金浇注前需对铸型进行300~400 ℃的预热处理，合金浇注温度为1 700 ℃。

表1 覆膜熔融陶瓷砂的主要成分(%)

表2 Ti-6Al-4V合金的化学成分(%)

浇注的铸件为阶梯板，砂型的设计图见图1，其浇注系统设计了通气孔，目的是防止在浇注过程中气体无法逸出从而形成铸造缺陷。阶梯板的厚度按5、10、15、20和25 mm进行设计，宽度为40 mm，每级阶梯高为20 mm，总高度为100 mm，由于不同厚度处金属液凝固时间不同，故各层界面反应层厚度及相应元素扩散情况均不相同。直浇道和横浇道均采用机加石墨材料制作。使用钢板与螺栓将砂型固定，并与直浇道、横浇道进行组装。熔炼和浇注过程则采用VC350型数字化电弧真空凝壳铸造炉进行。使用DK7355电火花切割机在铸件厚度为5、15和25 mm处进行切割制备成金相试样，见图2。金相试样用SiC砂纸逐级打磨至2 000目，再用金刚石研磨膏进行抛光，最后用腐蚀液（HF、HNO₃、H₂O体积配比为1∶3∶13）进行浸蚀。采用SU1510钨灯丝扫描电镜观察试样表面形貌以及对铸件表层进行线扫描，对Ti、Al、Si、O、P、Y含量变化进行表征。采用D8ADVANCE-A25 X射线衍射仪分析覆膜熔融陶瓷砂高温焙烧后的物相组成，扫描角度为10°~80°，扫描速率为5（°）/min，步长为0.02°。

图1 钛合金铸件尺寸及砂型三维图

图2 界面反应方案及取样

图3为采用磷酸盐溶液浸渗SLS成形的砂型浇注的TC4合金试样的截面形貌。可以看出，壁厚为5 mm处的试样的显微组织整体呈片层结构，其中灰色的宽片状为α相，亮白的细条状为β相，二者相互交错分布于钛合金基体中。界面反应层的分界线较为明显，平均厚度约为75 μm，且分布较为均匀，反应程度轻微，所形成的“污染层”也相对较薄。由于界面反应和元素扩散的影响，铸件表面的α相变得短而粗大。壁厚为15 mm处的试样的反应层与金属内部基体组织的分界线较为明显，但界面反应在不同区域的反应程度不一致，见图3b。该界面反应层的平均厚度为135 μm，这表明在铸件壁厚为15 mm的情况下，界面反应程度开始上升，并逐渐表现出反应不均衡性。壁厚为25 mm处的试样反应层与基体组织的分界线依然明显，反应层内主要是α相，β相含量较低，界面反应层平均厚度为200 μm，见图3c。由此可判断，铸件壁厚为25 mm时，TC4钛合金铸件与磷酸盐溶液浸渗制备的砂型界面反应表现得非常不均匀，这表明界面反应的进行程度及反应的不均衡性会随壁厚增加持续上升。这是由于厚壁处的温度梯度比薄壁处小，在25 mm处的铸件凝固过程中，熔融钛与铸型的作用时间更长，界面反应程度更严重。

图4为浇注铸件的缺陷SEM形貌。可以看出，铸件壁厚15 mm处存在少量局部细小裂纹的缺陷。靠近铸件表面处可以观察到部分纵向延伸的裂纹。这可能是由于在浇注及铸件冷却过程中，Y元素的扩散系数较大，在经过铸件反应层时发生扩散，从而导致了裂纹。裂纹处的元素扩散情况见图5。可以看出，在距离界面处0~10 μm内，Y含量的波动较大。此外，浇注温度为1 700 ℃，铸型在浇注前进行了300~400 ℃的预热，在铸件凝固的第一阶段，铸件界面内外温度差可高达1 400 ℃，使得铸件内存在热应力，进而导致了裂纹。

图3 不同壁厚处试样界面组织显微形貌

图4 浇注铸件缺陷图

图5 裂纹区域形貌及元素分布

图6为铸件不同壁厚处的形貌及元素扩散情况。分析图6a~6f，可知随着壁厚从5、15到25 mm依次增加，界面层反应的激烈程度也会增加，界面反应层厚度从75 μm增加到250 μm。其界面反应层厚度相较于TC4熔模铸造100~200 μm的反应层厚度相差不大。界面层中除P元素外的各合金含量均在较小的范围内波动。图7为磷酸盐溶液浸渗砂型在高温焙烧后的XRD结果。可以看出，经过高温焙烧后，覆膜熔融陶瓷砂内部发生了相变反应，出现了莫来石，硅线石、磷酸铝以及SiO₂（磷石英）等产物。另外，值得注意的是，P元素在0~75 μm的范围内波动较大但随后趋于稳定，说明熔融钛主要和磷酸盐在高温下生成的磷酸铝产生界面反应。

图6 铸件不同壁厚处的形貌及元素扩散情况

图7 砂型焙烧后XRD分析

关于界面反应机制，目前主要有两种观点：一种是置换反应，即液态金属与铸型材料之间发生氧化还原反应，液态金属被氧化，铸型中的元素被还原，从而互相污染合金铸件；另一种观点认为，铸型材料及金属液分解成原子后相互扩散到对方基体中。本试验结果与后一种观点相符，钛合金在界面处发生了元素扩散：Y、O、Si、P元素向合金内部扩散，而Ti、Al元素向铸型扩散，从而导致界面反应的产生，使得铸件表面粗糙度增大，表层硬度升高。

研究结论

（1）磷酸盐溶液真空浸渗SLS覆膜熔融陶瓷砂工艺方案制备的砂型所浇注出的TC4铸件表面光洁，无粘砂及夹渣等缺陷。

（2）界面反应层的厚度以及界面反应的不均衡性均随着铸件厚度的增加而逐渐增加。5、15和25 mm的铸件界面反应层的平均厚度分别为75、135及200 μm。

（3）界面处发生了原子的扩散，Y、O元素扩散较小；Ti、Al元素扩散趋势相似，由界面至基体含量逐渐上升；熔融陶瓷砂型及磷酸盐体系所含有的P、Si元素中，Si元素无扩散，而P元素的扩散受温度和冷却速率的影响在不同壁厚的铸件中扩散程度不同。界面反应机制为材料之间的元素扩散作用。

文献引用

黎阳，徐志锋，张守银，等. 基于SLS技术的TC4钛合金砂型铸造组织及界面反应层研究［J］. 特种铸造及有色合金，2026，46（6）：894-898.

Citation:LI Y，XU Z F，ZHANG S Y，et al. Microstructure and interface reaction layer of sand casting TC4 titanium alloy based on SLS technology［J］. Special Casting & Nonferrous Alloys，2026，46（6）：894-898.

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