1 、引 言

高温钛合金拥有比强度高、耐侵蚀机能优异蹬着点，被宽泛用于造作航空发起机高压压气机轮盘、叶片、整体叶盘、机匣等部件，以减轻发起机沉量，提高推沉比［1-3］ 
。其中，已研发出的高温钛合金有IMI834、Ti-1100、Ti60A 等［4-7］ 
。然而，当钛合金在600 ℃以上环境中长功夫露出时，其表表抗氧化机能大幅降低［8-9］，钛合金表表会形成一层硬度高、脆性大的区域，在拉伸过程中该区域会产生开裂，从而降低钛合金的塑性和韧性［10］ 
。

钛合金的高温氧化行为与其显微组织有关
。Leyens 等［11-12］ 发现，在 600 ～800 ℃前提下，片层组织的 IMI834 合金比双态及等轴组织迪胙合金拥有更优异的抗氧化机能
。Zhang 等［13］ 发现，片层组织的 Ti-5.6Al-4.8Sn-2Zr-1Mo-0.35Si-0.7Nd 钛合金的抗氧化机能比双态钛合金的优异
。此表，钛合金的抗氧化机能与造备工艺有关
。Zhou 等［14］ 等钻研发现，利用选区激光溶解步骤造备迪胙合金的抗氧化机能优于铸造钛合金的
。

激光增材造作技术通过激光熔覆的步骤将急剧凝固的金属资料逐层沉积，利用零件推算机辅助设计(CAD)模型直接实现高机能复杂金属零件的急剧成形造作 ［15-17］ 
。在激光增材造作过程中，受工艺参数以及后续沉积过程中热循环的影响，激光增材造作钛合金的显微组织与传统钛合金的分歧 ［11，18-20］ ，其氧化机能产生扭转
。本文钻研了激光增材造作 Ti60A 在 600 ～ 800 ℃ 温度前提下的氧化行为，对比分析了沉积态和锻态 Ti60A 的显微组织、氧化增沉曲线、表表氧化膜描摹和横截面的化学成分，钻研了分歧状态合金的氧化机理，为激光增材造作高温钛合金的利用提供了参考
。

2、 尝试步骤

选取 Ti60A 近α高温钛合金粉末为原资料，其化学成分见表 1
。选取激光溶解沉积步骤造备Ti60A 板材，以轧造纯钛板为基材，利用自主研发的激光直接造作系统造备了 300 mm × 200 mm ×40 mm的厚壁板材
。激光增材造作设备成型腔内充有高纯 Ar 气，O ₂ 的体积分数幼于 7 ×10^－5 
。整个试样全数沉积实现后立刻进行 650 ℃保温 4 h 去应力退火
。锻态 Ti60A 由钛合金坯料在(α + β)相区铸造而成
。

利用电火花线切割技术将激光增材造作 Ti60A钛合金(简称“沉积态”)及锻态 Ti60A 钛合金(简称“锻态”)造备成尺寸为 20 mm ×10 mm ×2 mm 的片状氧化试样
。试样的取样方式如图 1 所示，其中 OZ为沉积方向，OY 为扫描方向，OX 为激光移动方向
。

图 1 试样的取样方式

Fig． 1 Sampling methods of samples

试样表表经打磨后放入无水乙醇中超声波洗濯10 min
。将试样用吹风机吹干后在烘干箱内静置1 h，利用螺旋测微仪丈量试样尺寸并推算表表积
。选取瓷坩埚盛装氧化试样，氧化尝试起头前将坩埚在 850 ℃的炉内焙烧 3 h 后取出冷却至室温，在干燥环境中静置 1 h 后称沉，照此沉复，直至相邻两次的称沉差值不超过 0.2 mg，则以为坩埚达到恒沉，纪录其质量，放入烘干箱内备用
。将氧化试样放入焙烧合格的坩埚内，在感量为 0.1 mg 的电子天平上进行配对称沉，纪录其原始质量 m0
。

选取箱式电阻炉在恒温静态空气中进行氧化尝试，当炉温上升到尝试温度时，将试样与配对的坩埚放入炉腔中央，关关炉门
。当炉温回升至尝试温度时，即为尝试起头功夫
。氧化温度别离设定为 600，700，800 ℃，沉积态及锻态 Ti60A 在每个温度下别离筹备 5 组尝试，每组有 3 个试样，选取不陆续氧化的尝试步骤，5 组尝试在电阻炉平别离氧化 20，40，60，80，100 h 后取出，冷却至室温后试样连同坩埚在电子天平上称沉，纪录其质量 m
。通过推算单元面积氧化增沉，绘造两种试样在分歧温度下的氧化动力学曲线
。

利用扫描电子显微镜观察试样氧化层表表和横截面描摹
。利用能谱仪(EDS)分析合金元素在氧化层的散布及含量
。选取 X 射线衍射仪(XＲD)检测试样的相组成
。利用显微维氏硬度计测试试样的显微硬度，加载载荷为 10 g，保载功夫为 15 s，取 3 次丈量数据的均匀值作为最终显微硬度值
。

3 、尝试了局

3.1 高温氧化对显微组织的影响

Ti60A 钛合金的显微组织如图 2 所示
Ｄ芄豢闯，沉积态的显微组织为片层网篮组织，而锻态的显微组织为等轴组织
。

分歧温度下氧化 100 h 后 Ti60A 钛合金的表表描摹如图3 所示
Ｄ芄豢闯，随着氧化温度的升高，沉积态和锻态的表表氧化产品颗粒迅速增大
。在600℃下氧化100 h 后，沉积态和锻态的表表氧化产品颗粒减幼，表表氧化层较致密
。这是由于晶界处是氧扩散的急剧通路，试样在晶界处氧化较严沉，在图 3(b)中能够清澈地看到锻态的晶粒描摹
。在 700 ℃下氧化100 h 后，氧化产品颗粒增大，沉积态的表表氧化层较致密，锻态的表层氧化产品颗粒的尺寸与沉积态的相近，但部门出现凸起并伴有分裂的景象
。在 800℃下氧化100 h 后，氧化产品颗粒迅速增大，沉积态的表表氧化层仍旧致密，没有产生浮泛和裂纹;而锻态的表表氧化层在凸起处出现显著的裂纹
。尝试过程中锻态和沉积态均没有产生氧化层脱落的景象
。

图 2 分歧放大倍数下 Ti60A 钛合金的显微组织
。(a)(c)沉积态;(b)(d)锻态

Fig.2 Microstructures of Ti60A alloys under different amplification factors.(a)(c) As-deposited; (b)(d) as-forged

图 3 分歧温度下氧化 100 h 后 Ti60A 钛合金的表表描摹
。(a)沉积态，600 ℃;

(b)锻态，600 ℃;(c)沉积态，700 ℃;(d)锻态，700 ℃;(e)沉积态，800 ℃;(f)锻态，800 ℃

Fig.3 Surface morphologies of Ti60A alloys after 100 h continuous oxidation under different temperatures．(a) As-deposited，600 ℃; (b) as-forged，600 ℃; (c) as-deposited，700 ℃; (d) as-forged，700 ℃;(e) as-deposited，800 ℃; (f) as-forged，800 ℃

3.2 氧化增沉及成分分析

分歧温度下 Ti60A 钛合金的氧化增沉曲线如图 4 所示
Ｄ芄豢吹，随着氧化温度的升高，沉积态和锻态的质量增大
。当氧化温度为 600 ℃ 和700 ℃时，沉积态和锻态的质量增沉量随着功夫的增大而变动较幼，但锻态的增沉量略大于沉积态的
。当氧化温度为 800 ℃ 时，沉积态和锻态的抗氧化机能减弱，氧化增沉量变动显著;在一样氧化功夫下，沉积态和锻态的氧化增沉量约为 700 ℃时的一倍，且锻态的氧化增沉量显著大于沉积态的，当氧化功夫大于 80 h 时，锻态的氧化增沉量迅速增大
。

图 4 分歧温度下 Ti60A 钛合金的氧化增沉曲线

Fig.4 Oxidation weight increase curves of Ti60A alloys under different temperatures

分歧氧化前提下 Ti60A 钛合金表表的 XＲD 分析了局如图 5 所示
Ｄ芄豢闯，沉积态均由α相和β 相组成，但沉积态为由α+β组成的网篮组织，而锻态的晶界为β相，晶内为均一的α相
。Ti60A 钛合金为近α合金，β 相含量很幼，在没有氧化的沉积态和锻态的表表上仅检测到基体 α-Ti
。在氧化后的沉积态和锻态的表表上检测到的衍射峰类似，表表氧化产品重要由 Al 2 O 3 及 TiO 2 组成
。经过600 ℃氧化 100 h 后，沉积态和锻态的表表的衍射峰重要是基体 α-Ti 的，无氧化产品出现，图谱中的衍射峰强度显著幼于没有氧化的沉积态和锻态的，且探测到的基体 α-Ti 的含量显著减幼，这可能是由于在600 ℃氧化时温度较低，Ti60A 表表氧化速度较幼，天生的氧化层厚度较幼
。经过700 ℃ 氧化 100 h后，沉积态和锻态表表的 TiO 2 衍射峰较多，基体α-Ti的衍射峰根基隐没
。经过 800 ℃ 氧化 100 h 后，沉积态和锻态的表表出现了强度较幼的 Al 2 O 3 衍射峰，TiO 2 的衍射峰强度增大
。

图 5 Ti60A 钛合金表表的 XＲD 了局
。(a)沉积态;(b)锻态

Fig.5 XＲD results of Ti60A alloy surfaces.(a) As-deposited; (b) as-forged

分歧温度下氧化 100 h 后 Ti60A 钛合金氧化层的横截面描摹如图 6 所示
Ｄ芄豢闯，随着氧化温度的升高，沉积态和锻态的氧化层的厚度增大
。在一样氧化温度下，沉积态的氧化层厚度幼于锻态的
。当试样在 600 ℃和 700 ℃下氧化100 h后，沉积态和锻态的氧化层厚度极度幼
。经过 800 ℃氧化 100 h后，沉积态和锻态的表表均出现了显著的氧化层，锻态的氧化层厚度略大于沉积态的，且氧化层和基体之间存在显著缝隙;锻态的表表氧化层分为两层，且氧化层与基体间缝隙较大
。

Ti60A 钛合金800 ℃氧化100 h 后的氧化层 EDS面扫描了局如图7 所示
Ｄ芄豢闯，沉积态和锻态的氧化层重要含有 Ti、Al、O 三种元素，其他元素含量较幼，其元素含量见表2
。结合图5 可知，沉积态和锻态在800 ℃氧化后天生的产品为 TiO 2 和 Al 2 O 3 
。

图 6 分歧温度下氧化 100 h 后 Ti60A 钛合金氧化层的横截面描摹
。(a)沉积态，600 ℃;

(b)锻态，600 ℃;(c)沉积态，700 ℃;(d)锻态，700 ℃;(e)沉积态，800 ℃;(f)锻态，800 ℃

Fig.6 Cross-sectional morphologies of oxidation layers of Ti60A alloys after 100 h continuous oxidation underdifferent temperatures.(a) As-deposited，600 ℃; (b) as-forged，600 ℃; (c) as-deposited，700 ℃;

(d) as-forged，700 ℃; (e) as-deposited，800 ℃; (f) as-forged，800 ℃

图 7 Ti60A 钛合金 800 ℃氧化 100 h 后的氧化层 EDS 面扫描
。(a)(c)扫描地位;(b)(d)扫描了局

Fig.7 EDS area scanning of oxidation layers of Ti60A alloys after 100 h continuous oxidation at 800 ℃．(a)(c) Scanning positions; (b)(d) scanning results

Ti60A 钛合金在 800 ℃氧化 100 h 后的氧化层EDS 线扫描如图 8 所示
Ｄ芄豢吹，沉积态的氧化层表侧 Al 元素的含量较大，Ti 元素的含量较幼;在氧化层内侧，Al 元素的含量显著减幼，Ti 元素的含量增大
。在靠近基体与氧化层界面处，基体中 Al 元素的含量略有增大，Ti 元素的含量减幼，随着氧化层与界面处距离的增大，Al 元素的含量先减幼后增大，Ti 元素的含量增大，并逐步趋于不变
。锻态的第一层氧化层线扫描了局显示，其表侧 Al 元素的含量较大，Ti 元素的含量较幼，内侧 Al 元素的含量显著减幼，Ti 元素的含量增大;第二层氧化层元素含量的变动趋向与第一层氧化层类似，表侧 Al 元素的含量增大，但是幼于第一层氧化层表侧 Al 元素的含量，Ti 元素的含量减幼，内侧 Al 元素的含量减幼，Ti元素的含量增大
。结合图 5 能够揣摩，在 800 ℃氧化 100 h 后，沉积态的氧化层结构为Al 2 O 3 /TiO 2/基体，锻态的氧化层结构为 Al 2 O 3 /TiO 2 /Al 2 O 3 + TiO 2 /TiO 2 /基体
。

3.3 硬度测试

分歧温度下氧化 100 h 后 Ti60A 钛合金的显微硬度如图 9 所示
。当氧化温度为 600 ℃时，沉积态和锻态表表左近的硬度略有增大，其他地位的无显著变动，与基体硬度相当;当氧化温度为 700 ℃时，沉积态和锻态的表表硬度显著增大，锻态的硬度在距离表表 100 μm 处不变，沉积态的硬度在距离表表 70 μm 左右处不变，批注锻态内氧的扩散深度大于沉积态的;当氧化温度为800 ℃时，在距离试样表表一样距离处，锻态的硬度大于沉积态的，批注锻态的扩散区中氧元素的含量更大、扩散深度更大
。在一样氧化前提下，锻态的氧化层厚度大于沉积态的，这可能是由于锻态的组织中α相含量较大，所以锻态的硬度更大、渗层更深
。

图 8 Ti60A 钛合金在 800 ℃下氧化 100 h 后的氧化层 EDS 线扫描
。(a)(d)扫描地位;(b)(e) Al 的扫描了局;(c)(f) Ti 的扫描了局

Fig.8 EDS line scanning of oxidation layers of Ti60A alloys after 100 h continuous oxidation at 800 ℃．(a)(d) Scanning positions; (b)(e) scanning results of Al; (c)(f) scanning results of Ti

图 9 分歧温度下氧化 100 h 后 Ti60A 钛合金的显微硬度
。(a) 600 ℃;(b) 700 ℃;(c) 800 ℃

Fig.9 Microhardness of Ti60A alloys after 100 h continuous oxidation under different temperatures．(a) 600 ℃; (b) 700 ℃; (c) 800 ℃

4 、讨 论

XＲD 和 EDS 分析了局批注，当氧化温度为600 ～800 ℃时，沉积态和锻态的氧化层由Al2O3和金红石型的 TiO2组成
。当温度为550 ～800 ℃时，形成Al2O3和TiO2所必要的 Al 和 Ti 的最幼活度的比值约为 103［21］ 
。凭据文件［22］报路，在 800 ℃ 下Ti60A 合金中 Al 的活度远低于 Ti 的活度，能够揣度Ti60A 钛合金在 800 ℃ 氧化时其表表优先形成TiO2 
。TiO2氧化层一旦形成，合金基体就会与氧环境分离
。随着氧化的进行，Al元素与 Ti 元素同时从基体向空气/氧化层界面处扩散
。锻态在 800 ℃下氧化 100 h 的氧化机理如图 10 所示
Ｄ芄豢吹，在空气/氧化层界面处优先天生 TiO2 ;同时，氧气通过刚天生的氧化层不休向基体扩散，并且该扩散为TiO 2 氧化物重要的扩散方式，氧气在氧化层/基体界面处不休与 Ti 元素反映天生 TiO2，而只有 Al 元素向表扩散至空气/氧化层界面形成Al2O3氧化层;当TiO2与 Al2O3两层氧化层形成之后，氧化层与基体机能差距会造成氧化层/基体界面处应力增大，导致界面开裂，使得 Al 元素与 Ti 元素难以向表扩散，而氧元素在开裂处与新袒露的基体产生反映，形成新的Al2 O3与 TiO2氧化层，因而出现了交替的 TiO2与 Al2O3 氧化层
。

图 10 锻态 Ti60A 钛合金在 800 ℃下氧化 100 h 的氧化机理示意图

Fig.10 Schematic of oxidation mechanism of Ti60A alloys after 100 h continuous oxidation at 800 ℃

沉积态和锻态的成分一样，但内部显微组织显著分歧，这使得锻态的氧化水平大于沉积态的，阐发为锻态的单元面积氧化增沉量更大，氧化层厚度更大，氧原子扩散距离更远，并且氧扩散区的氧含量更大
。沉积态的抗氧化机能优于锻态的，原因如下
。

1)锻态的晶界为β相，沉积态的晶界为α相，氧原子在体心立方的β相中的间隙扩散速度比在密排六方的α相中的要快［23］ ，故氧在 Ti60A 钛合金的晶界中扩散得更快，氧的扩散深度更深
。2)氧是α相不变元素，在一样的温度下氧在α相中的溶化度大于在β相中的;在 882 ℃以下，氧在β相中的溶化度为 0，而在α相中的最大原子数分数可达到 34% ［22］ ，故在尝试温度下，氧在α相中的含量弘远于在β相中的;锻态的晶粒内部为单一的α相，沉积态的晶粒内部α相板条之间散布着β相，故锻态的晶粒内部溶化氧的能力大于沉积态的
。3)锻态的氧化较为严沉，氧化层表表出现孔洞，加快了氧的渗入，氧化层和基体中氧含量变大，氧化水平加剧，而沉积态在氧化过程中并没有出现氧化层开裂的景象，故通过氧化层从空气中扩散到合金基体中的氧含量幼于锻态的，故其抗氧化机能越发优异
。

5、 结 论

通过激光增材造作技术造备了沉积态和锻态Ti60A 钛合金，钻研分析了分歧氧化前提下试样的增沉量及显微硬度变动法规，得到以下结论
。

1) 沉积态和锻态在 600 ～800 ℃下天生的氧化产品为 Al 2 O 3 和 TiO 2 
。

2) 经过 800 ℃氧化 100 h 后，沉积态只有一层氧化层，锻态的氧化层为两层，且两层氧化层之间存在缝隙
。

3) 沉积态的氧化层结构为 Al 2 O 3 /TiO 2 /基体，锻态的氧化层结构为 Al 2 O 3 /TiO 2 /(TiO 2 Al 2 O 3 + ) /TiO 2 /基体
。沉积态的抗氧化机能优于锻态的
。

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