600℃高溫鈦合金是高推重比航空發(fā)動機壓氣機盤和葉片等熱端部件必需的關鍵高溫結構材料，目前國內外已研發(fā)出IMI834、Ti-1100、BT18y、Ti60、Ti60A等Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金[1-2]。等軸組織、片層組織和雙態(tài)組織是高溫鈦合金常用的顯微組織，片層組織具有良好的疲勞性能、持久性能和蠕變性能，等軸組織具有最好的塑性和熱穩(wěn)定性，但蠕變性能最低，而雙態(tài)組織則兼具有片層組織和等軸組織的優(yōu)點[3]。Neal等[4]研究發(fā)現(xiàn)雙態(tài)組織具有良好的蠕變強度、低周疲勞和疲勞裂紋擴展抗力等綜合性能。

激光熔化沉積(lasermeltingdepositionmanufac-turing，LMD)近凈成形技術是一種在快速原型制造技術和激光熔覆技術基礎上發(fā)展起來的、集材料制備與復雜零件近凈成形于一體的先進制造技術。該技術通過激光熔化/快速凝固逐層沉積“生長制造”，由零件CAD模型一步完成致密、高性能鈦合金零件的“近凈成形制造”。與鍛造等傳統(tǒng)鈦合金零件制造技術相比，具有無需鍛造工業(yè)裝備加工，復雜形狀鈦合金零件的“近凈成形”一步完成，機械加工余量小，數(shù)控加工時間短，材料利用率高，生產(chǎn)周期短，制造成本低，零件具有細小、均勻的激光“原位”冶金/快速凝固組織，綜合力學性能優(yōu)異等特點。該技術為發(fā)動機整體葉盤等鈦合金復雜零件的低成本、短周期、近凈成形制造技術提供了一條技術新途徑[5]。

鈦合金顯微組織及力學性能對熱處理的敏感性高，有關傳統(tǒng)變形高溫鈦合金組織及熱處理工藝國內外都已有大量研究[6-7]。由于激光熔化沉積高溫鈦合金零件凝固組織及顯微組織與傳統(tǒng)鍛造合金存在很大差異，其固態(tài)相變行為及熱處理工藝必然有其特殊性，因此，研究激光熔化沉積高溫鈦合金固態(tài)相變行為及熱處理工藝對其顯微組織及力學性能優(yōu)化無疑具有重要實際意義。本文對激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金在α+β兩相區(qū)進行雙重退火熱處理，研究了雙重退火溫度對激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金顯微組織和室溫拉伸性能的影響規(guī)律及其機理。

1、實驗材料和方法

激光熔化沉積試驗在北京航空航天大學激光加工實驗室RofinDC050型5kW擴散冷卻板條CO₂激光快速成形系統(tǒng)上進行，采用名義成分(質量分數(shù)，%)為Ti-5.54Al-3.88Sn-3.34Zr-0.37Mo-0.46Si的Ti60A高溫鈦合金等離子旋轉電極霧化球形粉(粒度為-60目至+200目)為原料，采用軋制純鈦板為基材(尺寸為310mm×60mm×4mm)，激光束功率為4000W、光斑直徑約5mm、掃描速度為500mm/min、單層沉積高度為0.5mm、送粉速率約600g/h、高純氬氣成形腔內氣氛氧含量小于70×10-6，成形試樣尺寸250mm×30mm×70mm。

沿縱向(沉積生長方向)線切割獲得準12mm×10mm的小圓柱試樣，在箱式電阻爐中進行熱處理，系統(tǒng)研究雙重退火熱處理溫度(第一步分別為1015℃、1020℃、1025℃；第二步為690℃)對合金顯微組織及力學性能的影響。熱處理后試樣表面均銑削1～2mm以除去表面氧化層。金相試樣侵蝕液為體積比1∶6∶193的HF、HNO₃和H₂O混合液。采用BX51MOlympus光學金相顯微鏡、Oxford3400掃描電鏡，Apollo300場發(fā)射掃描電鏡觀察分析試樣顯微組織。本文拉伸試樣采用準3mm×15mm的標準試樣，所有拉伸試驗在北京鋼鐵研究總院進行。

經(jīng)熱處理金相試驗測定，激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金α→α+β轉變起始溫度約為945℃、α+β→β轉變點為(1055±5)℃。

2、實驗結果與討論

2.1激光熔化沉積Ti60A組織特征

采用的激光成形Ti60A厚壁板材以隔行掃描方式逐層熔化沉積，熔池周圍的溫度梯度大，有利于凝固產(chǎn)生的熱量快速傳輸分散，從而有效降低了激光沉積形成的熱應力。激光熔化沉積制備Ti60A鈦合金試樣形狀規(guī)則，表面光潔無裂紋、無明顯變形。

圖1為Ti60A厚壁板材平行于激光掃描軌跡的縱截面(規(guī)定平行于沉積方向的截面為縱截面)的宏觀顯微組織。沉積方向從下至上，從照片中可以清晰地觀察到沿沉積方向生長的柱狀晶形貌。沉積層的厚度350～450μm。柱狀晶的晶粒寬度100～500μm，長度0.6～3.0mm。柱狀晶的生長具有沿沉積方向定向生長的特征。研究表明，Ti60A鈦合金激光表面重熔熔池的快速凝固是一個以熔池底部熱影響區(qū)頂部與熔體接觸的未熔母材為襯底的直接外延生長(無形核)過程[8]。重熔區(qū)和熔池內凝固過程中β晶粒生長會在未熔母材β晶粒上發(fā)生直接的擇優(yōu)取向外延生長，在此基礎上，激光沉積過程中發(fā)生連續(xù)的柱狀晶定向凝固的外延生長。由于本文采用隔行掃描的成形方式，熔池凝固時溫度梯度大、冷卻速度快，因此得到的柱狀晶尺寸比逐行掃描的細小(逐行掃描成形的柱狀晶長度可達100mm[9])。

圖2是激光熔化沉積Ti60A厚壁板材縱截面的顯微組織?？煽闯?，從柱狀晶晶界向晶內生長著具有嚴格位相的針狀馬氏體，見圖2(a)。顯微組織中是均勻分布的細小網(wǎng)籃組織，片層寬度1.5～2.5μm，長度4～14μm，見圖2(b)。這種組織特征與激光成形工藝過程密切相關。在Ti60A板材成形過程中，熔池凝固冷卻速率非常快(>104℃/s)，在β→α固態(tài)相變中，同樣存在很快的冷卻速率，使固態(tài)相變中的形核率大大提高，在每個晶粒內初生α相大量形核，β→α相長大的時間變得很短，從而最終的相變組織細小。

雖然β柱狀晶取向基本一致，但在β→α固態(tài)相變時，α/β片層取向遵循十二種伯格斯取向關系中的一種：{0001}α//{110}β，<1120>α//<111>β[10]。在不同的晶粒內得到多種取向且互相交織的α/β細小網(wǎng)籃織。

2.2雙重退火對顯微組織的影響

圖3是激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金經(jīng)雙重退火熱處理后得到“特殊雙態(tài)組織”：由“蟹爪”形貌初生α相和細片層β轉變組織構成。“蟹爪”形貌初生α相的長寬比為1.7～3.3。經(jīng)過雙重退火，組織中的初生α相的體積分數(shù)隨第一步退火溫度的升高而降低，從1015℃的42%降低到了1025℃的24%左右。

從圖3(c)中可看到，Ti60A高溫鈦合金在1025℃+690℃雙重退火后晶界α相連續(xù)，而經(jīng)過1015℃/1020℃+690℃雙重退火后，組織中連續(xù)的晶界α相基本消除，見圖3(a)、(b)。這是由于固溶溫度降低，平衡時組織中初生α相的體積分數(shù)增大，形核位置增多，大量的初生α相從晶界向晶內生長，將連續(xù)的晶界α相隔斷；同時α相穩(wěn)定元素向晶內初生α相中擴散，降低了晶界位置α相穩(wěn)定元素含量，從而消除了連續(xù)的晶界α相。

2.3激光熔化沉積Ti60A力學性能

從表1看出，經(jīng)雙重退火熱處理后，激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金的室溫塑性顯著提升，其伸長率從6%提高到14%，強度略有下降。結合斷口形貌(圖4)分析，所有狀態(tài)的Ti60A試樣斷口微觀形貌均呈現(xiàn)準解理斷裂特征，沿著解理面邊緣有明顯的撕裂棱。由于激光熔化沉積成形過程中，沉積態(tài)組織凝固冷卻速度較快，得到非平衡態(tài)組織。體心立方β相向α相的轉變不完全，得到高強度的細小α相，但是α相為密排六方結構，協(xié)調變形能力極差，直接導致材料宏觀上的脆性斷裂。經(jīng)過1015℃/1020℃+690℃雙重退火熱處理，α相的尺寸增加并趨于穩(wěn)定，β相分布在片層次生α相的片層間。在拉伸過程中，由于α相最密排面上結合力較低，在拉應力的作用下發(fā)生解理，隨后片層間β相被撕裂，形成撕裂棱。材料塑性的提升主要來源于片層間β相的貢獻。1025℃+690℃雙重退火熱處理后，晶界上為連續(xù)的α相，因此塑性降低。

3、結論

(1)激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金的凝固組織由沿沉積方向定向生長的β柱狀晶組成，柱狀晶寬度為100～500μm，長度為0.6～3.0mm；β晶粒內部是均勻分布的細小網(wǎng)籃組織。

(2)在α+β相區(qū)上部和α單相區(qū)對激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金進行雙重退火熱處理，獲得了具有“蟹爪”狀初生α相和細片層狀β轉變組織的“特殊雙態(tài)組織”，降低第一步退火溫度可以消除連續(xù)的晶界α相。

(3)在室溫拉伸試驗中，激光熔化沉積Ti60A高溫鈦合金呈準解理斷裂特征，經(jīng)雙重退火后室溫塑性顯著提高，主要是由于“特殊雙態(tài)組織中”中片層間β相在斷裂過程中具有較好的協(xié)調變形能力。

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