TC11钛合金是以俄罗斯的BT9合金为基础的改进合金，名义成分为Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，属于α+β马氏体型热强钛合金，综合力学机能优良，在500℃以下拥有优异的热强机能和优良的热加工工艺机能，能够进行焊接和各类方式的机加工，是我国航空发起机上利用数量最多迪胙合金[1]，重要利用在航空发起机压气机的零部件，如叶片、盘件、鼓筒和轴类等，也可用于造作飞机结构件[2]。TC11钛合金熔点高、热加工温度领域窄，通常不超过150℃；热加工变形抗力远远高于TC4钛合金；对退火温度极度敏感；工业上利用迪胙合金结构件大多必要塑性变形处置之后再进行机械加工，加工周期较长，且资料利用率极低；通例塑性变形处置后显微组织为等轴组织，其高温机能、断裂韧性和抗裂纹扩大能力稍差一些[3]。

激光金属沉积增材造作技术（LaserMetalDepo-sition，LMD）是以高功率高亮度的激光为热源，选取粉末同步送进的方式，将待熔粉末直接送入高能束激光产生的熔池中，由机床或机械人疏导高能束激光逐层按轨迹行走，层层堆积最终成型出三维立体金属零部件。激光金属沉积增材造作能够精确节造能量输入、光斑直径（熔路宽度）、成形方式、扫描蹊径和层厚，实现肆意复杂状态金属零件的成型造作。对于需要轻量化、高效、高靠得住性的航空航天用状态复杂的薄壁构件，选取传统钛合金锻件造作，机械加工余量大，造作成本高，造作周期长，且必要专用铸造模具。激光金属沉积增材造作技术可实现大型复杂薄壁构件的短流程、低成本、急剧一体成型。

利用激光熔融沉积近净成形技术造作TC11钛合金结构件，不仅能够得到网篮组织，提高资料的断裂韧性和委顿抗裂纹扩大能力[4]，并且可极大地缩短加工周期，提高资料的利用率，同时又节约了加工成本。

现试验钻研了激光功率及热处置工艺对TC11钛合金显微组织和力学机能的影响，为其组织与机能的调控提供凭据，同时为后期TC11钛合金构件的激光沉积造作以及激光建复奠定基础。

1、试验资料和步骤

1.1试验资料

试验用原资料为TC11钛合金粉末，此粉末是通过等离子旋转电极溶解、氩气雾化法造取的粒度领域为-60~+200主张球形粉末，其化学成分及粒度散布具体见表1~2。

激光熔融沉积选取鑫精合激光科技发展（北京）有限公司（简称鑫精合公司）自造的型号为TSC-S2510、额定功率为10kW的设备（图1），成形仓中的惰性；て逦财。激光沉积方向和力学机能取样方向如图2所示。

1.2激光沉积参数和热处置工艺的造订

依照鑫精合公司成熟的激光沉积工艺参数，激光功率选择7.0~7.4kW。

TC11的名义β转变温度为1000℃[5]，凭据GJB3763A—2004《钛脊合金热处置》，去应力退火工艺选取750℃保温1h炉冷至600℃出炉空冷，机能节造最终热处置选取固溶时效工艺。固溶温度选择了950℃、970℃和990℃三种，保温功夫统一为1h，冷却方式为空冷。时效温度为530℃，保温功夫为6h，冷却方式为空冷。钻研固溶温度对激光沉积TC11钛合金强度和塑性的影响。

1.3试验步骤

用HF+HNO₃+H₂O（1：5：10）溶液侵蚀金相试块，选取MZ4000型号光学显微镜（OM）进行显微组织观察。

拉伸试棒依照GB/T228.1—2010《金属资料拉伸试验第1部门：室温试验步骤》在CMT-100电子式全能试验机上进行室温拉伸试验，依照GB/T228.2—2015《金属资料拉伸试验第2部门：高温试验步骤》在CMT5504微机节造电子全能试验机上进行500℃高温拉伸试验。 冲击试样依照GB/T229—2020《金属资料夏比摆锤冲击试验步骤》在型号为ZBC2302-CE的摆锤冲击试验机上进行室温冲击试验。 每项测定值取3件试棒或试样的均匀值。测出相应的抗拉强度、屈服强度、伸长率、断面收缩率、冲击功和冲击韧性。

2、试验了局和会商

2.1激光功率对显微组织的影响

分歧激光功率沉积并经去应力退火后所对应的TC11钛合金分歧截面部位的显微组织如图3所示。

图3中显示，去应力退火态的组织重要由初生α_p（白色块和条）和次生α_s及晶间β（玄色）组成。在相变点（1000℃左右）以下较低的温度（750℃）进行去应力退火时，α相没有大的变动，等轴α相（白色块状）和细条状α相（白色长条）同时存在，大量细条状α彼此订交叉形成藐幼的网篮，即被β相（玄色）中央层隔开的条状α相，统称为β转变组织，两种组织共存合称为双态组织[6]，由于此双态组织中都存在着块状α相散布不均匀的共性，且随着激光功率的提高，条状α相长径比增长且交错密集变得有规定，网篮组织越来越显著。重要原因在于，激光功率较低成形时过冷度幼，α相形核率低，得到的网篮组织编织水平差；随着激光功率的提高，成形时过冷度加大，α相形核率提高，析出的α针交错、细密，得到的网篮组织编织水平就高[7-8]。经过固溶时效后这种趋向就变得更显著。

分歧激光功率沉积，并经990℃保温1h固溶，530℃保温6h时效后TC11钛合金的显微组织如图4所示。

其显微组织重要由白色条状的初生αp相和散布着藐幼针状次生相αs的β转变组织（玄色区域）组成。经固溶时效处置后，原始β晶界被分歧水平地破碎，图4（c）所示中，初生α_p相沿原始β晶界断续散布已经不显著，晶内细条状α_p显著长大并且网篮化，块状αp相数量显著削减，少量被球化散布在破碎的晶界左近。

横纵截面相比，初生条状αp相的数量横截面多于纵截面，纵截面初生条状αp相的长径比大于横截面。随着激光功率的提高，初生αp相的数量显著增多，而β相相应削减，这种组织状态变动直接影响到它的机能变动。

2.2激光功率对室和善高温拉伸机能的影响

分歧激光功率沉积，并经一样固溶时效工艺（990℃/1h空冷+530℃/6h空冷）处置后合金的室温、高温拉伸机能见表3。L代表纵向，即沉积增高方向；T代表横向，为垂直于沉积成长的方向，具体如图2所示。

从表3中能够看出，随着激光功率的提高，TC11合金的抗拉强度R_m和屈服强度R_p0.2都得到了提升，而塑性指标（伸长率A5和断面收缩率Z）却阐发为降落。资料的机能取决于它的组织，对比图4（a）与图4（c）以及图4（b）与图4（d）可知，随着激光功率的提高，合金显微组织中的初生α_p相的数量显著增多，而β相相应削减，组织状态变动过程中重要是初生α_p相数量的变动，其次为状态的变动。在拉应力作用下，当表加应力大于位错开动的临界应力，位错便起头活动。在位错活动的过程中，由于α相数量增多且状态从粗长棒状变为短条状或细长片状，增长了更多的α相界面，成为了位错活动的重要阻碍，故障了位错的进一步活动，从而增长了位错活动的阻力，在宏观上即阐发为抗拉强度和屈服强度的提高。而对于塑性，相界面在故障位错活动的同时，产生位错堆积的偏差会增大，在位错堆积的处所会有较大的应力集中，那么在应力集中的处所就容易产生裂纹，从而使资料的塑性降低[8]。

一样激光功率下，合金的强度横向高于纵向，塑性纵向高于横向，对比图4（a）与图4（b）以及图4（c）与图4（d）显微组织状态可知，初生α_p相的数量横截面多于纵截面，初生α_p相的状态横截面为短粗棒状，纵截面为细长条状。当拥有少量细长条状的稀少网篮组织合金在表力作用下产生塑性变形时，稀少的长条状α相之间有优良的协调性；而对于密集的短粗棒状网篮组织，由于两相之间的界面增多，造成第二相强化效应加强，相互协调性大幅度降低，从而使合金的强度上升，塑性降落[9]。这种组织和机能阐发出的横纵各向差距重要与激光沉积时的成长方式有关。

2.3热处置工艺对显微组织的影响

一样激光功率沉积（7.4kW），分歧温度固溶并经一样时效工艺处置后，所对应的TC11钛合金分歧截面的显微组织如图5所示。

由图5中可见，显微组织重要由互订交错成网篮状的针条状初生αp和与其成90毅相位角的藐幼次生αs相，以及网篮交错间尺寸藐幼的β相组成。随着固溶温度的升高，针条状α相产生了变动。在950℃进行固溶处置时，由于固溶温度较低，时效后横截面仍可观察到少量块状α相在网篮之间散布，且横截面和纵截面的组织差距较大，纵截面的针条状初生αp相显著长于横截面，长度相差3~4倍，并且组织粗壮蓬勃，横截面针条状α相均匀藐幼。

固溶温度提高至970℃后，与950℃相比横截面网篮显著粗化，横纵截面的针条状α相逐步趋于均匀一致，组织差距变幼，只是横截面的α相比纵截面略显得粗短，长径比幼，数量较多。 固溶温度提高至990℃后，α相变得越发粗壮，横纵截面的组织差距进一步加大，统一视场中横截面的针条状α相数量多于纵截面，纵截面的α相长径比大于横截面。这种显微组织大局变动直接影响到合金的机能。

综合相比，选取970℃保温1h空冷和530℃保温6h空冷的固溶时效工艺，TC11钛合金能够获得横纵截面较为均匀的显微组织，可能削减横纵向的各向差距。

2.4热处置工艺对室温拉伸机能的影响

表4列出了一样激光功率（7.4kW）沉积，分歧固溶温度处置，并经一样时效工艺处置后，所对应的激光沉积TC11钛合金的室温拉伸机能和TC11钛合金锻件的室温拉伸机能要求。

从表4能够看出，一样热处置工艺时，TC11横向的抗拉强度和屈服强度高于纵向，纵向的伸长率和断面收缩率高于横向。

分歧热处置工艺，随着固溶温度的升高，时效处置后，横向强度先降低后升高，横向塑性先升高后降低，纵向强度逐步升高，纵向伸长率阐发为逐步降低的趋向。

这重要是由于在α+β两相区进行固溶处置时，原始β晶粒内部从有法规短棒状组织转变为互订交错的细针状组织。出格是α条的长宽比产生了较大的变动。α条的数量增多，交错水平增大。合金的强度重要取决于网篮的编织水平以及初生α_p相与次生α_s相的相界[10]。

950℃固溶处置时，由于固溶温度较低，时效处置后，TC11钛合金横纵向组织状态相差依然较大，当纵截面拥有少量细长条状的稀少网篮组织合金在表力作用下产生塑性变形时，稀少的长条状α相之间有优良的协调性；而对于横截面密集的短粗棒状网篮组织，相互协调性大幅度降低，从而对资料的塑性产生不利影响。所以TC11钛合金横向的强度大于纵向，横向的塑性幼于纵向，横纵向机能差距较大。

当固溶温度提升至970℃，固溶时效后，横纵向组织状态逐步趋于一致，横截面初生α_p相及次生α_s相晶粒长大，网篮变粗，相界面削减，导致横向强度降低，各向异性逐步减幼。

当固溶温度提高至990℃，固溶时效后，网篮的编织程杜字迅速加剧，初生α_p相及次生α_s相逐步增多，相界面增长，TC11钛合金强度再次提高，塑性却显著降低，并且横纵向的机能差距又进一步拉大。

另表，β转变组织比例上升，且在β转变组织中又析出次生针状的α_s组织，也强烈地故障着滑移的进行，对强度的提高也产生了贡献。相反，在故障位错活动的同时，产生了位错堆积，在位错堆积的处所会有较大的应力，加大了在此产生开裂的偏差，从而使资料的塑性降低[11]；褂笑撂醮佑蟹ü娴亩贪糇幢湮赋ふ胱醋橹，组织之间的相互协调性大幅度降低，从而也对资料的塑性产生不利的影响[12]，所以当固溶温度再次提高至990℃，塑性显著降低。

综上所述，选取970℃保温1h固溶+530℃保温6h时效工艺进行处置，能够得到强度和塑性比力均匀一致的综合机能，且达到了锻件的室温拉伸机能要求。

2.5热处置工艺优化后的综合机能

激光功率选取7.2kW，热处置工艺选取970℃/1h固溶+530℃/6h时效，综合机能见表5。

热处置工艺经过优化后，激光沉积TC11钛合金的综合机能达到了GJB2744A锻件的技术要求。

3、结论

(1)激光沉积的TC11钛合金经去应力退火后的组织为双态组织，经固溶时效后的组织为网篮组织，且网篮组织中条状α相的数量横截面多于纵截面，条状α相的长径比纵截面大于横截面。

(2)随着激光功率的提高，固溶时效后显微组织中的条状α相显著增多，室温拉伸强度增高，塑性降低，500℃高温拉伸机能变动不显著。

(3)在相变点下进行热处置，随着固溶温度从950℃提高至970℃，横纵截面的组织逐步趋于一致，横纵向机能逐步趋于均匀，固溶温度提高至990℃时，合金强度提高而塑性却降低，横纵截面的组织差距和横纵向室温拉伸机能差距加大。

(4)激光沉积TC11钛合金，选取970℃保温1h空冷和530℃保温6h空冷的固溶时效工艺能够得到最佳强杜纂塑性匹配机能。

4、参考文件

[1]黄旭，朱知寿，王红红.先进航空钛合金资料与利用[M].北京：国防工业出版社，2012：1-4.

[2]王金友，葛志明，周彦国.航空用钛合金[M].上海：上？蒲Ъ际醭霭嫔，1985：1-10.

[3]赵永庆，陈永楠，张学敏，等.钛合金相变及热处置[M].长沙：中南大学出版社，2012.

[4]陶春虎，刘庆瑔，刘昌奎，等.航空用钛合金的失效及其预防[M].北京：国防工业出版社，2013：9-14.

[5]钛脊合金热处置：GJB3763A—2004[S].2004.

[6]朱知寿.新型航空高机能钛合金资料技术钻研与发展[M].北京：航空工业出版社，2013：48-50.

[7]李晓芹.TC11钛合金β铸造工艺、组织和机能的关系[J].机械科学与技术，2000，19（1）：127-129.

[8]朱红，廖鸿.铸造温度对TC11钛合金组织和机能的影响[J].热加工工艺，2013，42（13）：128-130.

[9]王金惠，夏长清，陈永勤，等.热处置工艺对TC11钛合金组织与机能的影响[J].金属热处置，2010，35（1）：81-84.

[10]黄瑜，陈静，张凤英，等.热处置对激光立体成形TC11钛合金组织的影响[J].罕见金属资料与工程，2009，38（12）：2146-2150.

[11]朱红，廖鸿.固溶温度对TC11钛合金组织和机能的影响[J].热加工工艺，2013，42（2）：176-178.

[12]崔忠圻，覃耀春.金属学与热处置[M].北京：机械工业出版社，2011：1-10.