600℃高温钛合金是高推沉比航空发起机压气机盘和叶片等热端部件必须的关键高温结构资料，目前国内表已研发出IMI834、Ti-1100、BT18y、Ti60、Ti60A等Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金[1-2]。等轴组织、片层组织和双态组织是高温钛合金常用的显微组织，片层组织拥有优良的委顿机能、悠久机能和蠕变机能，等轴组织拥有最好的塑性和热不变性，但蠕变机能最低，而双态组织则兼拥有片层组织和等轴组织的利益[3]。Neal等[4]钻研发现双态组织拥有优良的蠕变强度、低周委顿和委顿裂纹扩大抗力等综合机能。

激光溶解沉积(lasermeltingdepositionmanufac-turing，LMD)近净成形技术是一种在急剧原型造作技术和激光熔覆技术基础上发展起来的、集资料造备与复杂零件近净成形于一体的先进造作技术。该技术通过激光溶解/急剧凝固逐层沉积“成长造作”，由零件CAD模型一步实现致密、高机能钛合金零件的“近净成形造作”。与铸造等传统钛合金零件造作技术相比，拥有无需铸造工业设备加工，复杂状态钛合金零件的“近净成形”一步实现，机械加工余量幼，数控加工功夫短，资料利用率高，出产周期短，造作成本低，零件拥有藐幼、均匀的激光“原位”冶金/急剧凝固组织，综合力学机能优异等特点。该技术为发起机整体叶盘等钛合金复杂零件的低成本、短周期、近净成形造作技术提供了一条技术新蹊径[5]。

钛合金显微组织及力学机能对热处置的敏感性高，有关传统变形高温钛合金组织及热处置工艺国内表都已有大量钻研[6-7]。由于激光溶解沉积高温钛合金零件凝固组织及显微组织与传统铸造合金存在很大差距，其固态相变行为及热处置工艺必然有其特殊性，因而，钻研激光溶解沉积高温钛合金固态相变行为及热处置工艺对其显微组织及力学机能优化无疑拥有沉要现实意思。本文对激光溶解沉积Ti60A高温钛合金在α+β两相区进行双沉退火热处置，钻研了双沉退火温度对激光溶解沉积Ti60A高温钛合金显微组织和室温拉伸机能的影响法规及其机理。

1、尝试资料和步骤

激光溶解沉积试验在北京航空航天大学激光加工尝试室RofinDC050型5kW扩散冷却板条CO₂激光急剧成形系统上进行，选取名义成分(质量分数，%)为Ti-5.54Al-3.88Sn-3.34Zr-0.37Mo-0.46Si的Ti60A高温钛合金等离子旋转电极雾化球形粉(粒度为-60目至+200目)为原料，选取轧造纯钛板为基材(尺寸为310mm×60mm×4mm)，激光束功率为4000W、光斑直径约5mm、扫描速度为500mm/min、单层沉积高度为0.5mm、送粉速度约600g/h、高纯氩气成形腔内空气氧含量幼于70×10-6，成形试样尺寸250mm×30mm×70mm。

沿纵向(沉积成长方向)线切割获得准12mm×10mm的幼圆柱试样，在箱式电阻炉中进行热处置，系统钻研双沉退火热处置温度(第一步别离为1015℃、1020℃、1025℃；第二步为690℃)对合金显微组织及力学机能的影响。热处置后试样表表均铣削1～2mm以除去表表氧化层。金相试样侵蚀液为体积比1∶6∶193的HF、HNO₃和H₂O混合液。选取BX51MOlympus光学金相显微镜、Oxford3400扫描电镜，Apollo300场发射扫描电镜观察分析试样显微组织。本文拉伸试样选取准3mm×15mm的尺度试样，所有拉伸试验在北京钢铁钻研总院进行。

经热处置金相试验测定，激光溶解沉积Ti60A高温钛合金α→α+β转变肇始温度约为945℃、α+β→β转变点为(1055±5)℃。

2、尝试了局与会商

2.1激光溶解沉积Ti60A组织特点

选取的激光成形Ti60A厚壁板材以隔行扫描方式逐层溶解沉积，熔池周围的温度梯度大，有利于凝固产生的热量急剧传输分散，从而有效降低了激光沉积形成的扰爪力。激光溶解沉积造备Ti60A钛合金试样状态规定，表表光洁无裂纹、无显著变形。

图1为Ti60A厚壁板材平行于激光扫描轨迹的纵截面(划定平行于沉积方向的截面为纵截面)的宏观显微组织。沉积方向从下至上，从照片中能够清澈地观察到沿沉积方向成长的柱状晶描摹。沉积层的厚度350～450μm。柱状晶的晶？矶100～500μm，长度0.6～3.0mm。柱状晶的成长拥有沿沉积方向定向成长的特点。钻研批注，Ti60A钛合金激光表表沉熔熔池的急剧凝固是一个以熔池底部扰装响区顶部与熔体接触的未熔母材为衬底的直接表延成长(无形核)过程[8]。沉熔区和熔池内凝固过程中β晶粒成长会在未熔母材β晶粒上产生直接的择优取向表延成长，在此基础上，激光沉积过程中产生陆续的柱状晶定向凝固的表延成长。由于本文选取隔行扫描的成形方式，熔池凝固时温度梯度大、冷却速度快，因而得到的柱状晶尺寸比逐行扫描的藐幼(逐行扫描成形的柱状晶长度可达100mm[9])。

图2是激光溶解沉积Ti60A厚壁板材纵截面的显微组织？煽闯，从柱状晶晶界向晶内成长着拥有严格位相的针状马氏体，见图2(a)。显微组织中是均匀散布的藐幼网篮组织，片层宽度1.5～2.5μm，长度4～14μm，见图2(b)。这种组织特点与激光成形工艺过程亲昵有关。在Ti60A板材成形过程中，熔池凝固冷却速度非？(>104℃/s)，在β→α固态相变中，同样存在很快的冷却速度，使固态相变中的形核率大大提高，在每个晶粒内初生α相大量形核，β→α相长大的功夫变得很短，从而最终的相变组织藐幼。

固然β柱状晶取向根基一致，但在β→α固态相变时，α/β片层取向遵循十二种伯格斯取向关系中的一种：{0001}α//{110}β，<1120>α//<111>β[10]。在分歧的晶粒内得到多种取向且互订交错的α/β藐幼网篮织。

2.2双沉退火对显微组织的影响

图3是激光溶解沉积Ti60A高温钛合金经双沉退火热处置后得到“特殊双态组织”：由“蟹爪”描摹初生α相和细片层β转变组织组成。“蟹爪”描摹初生α相的长宽比为1.7～3.3。经过双沉退火，组织中的初生α相的体积分数随第一步退火温度的升高而降低，从1015℃的42%降低到了1025℃的24%左右。

从图3(c)中可看到，Ti60A高温钛合金在1025℃+690℃双沉退火后晶界α相陆续，而经过1015℃/1020℃+690℃双沉退火后，组织中陆续的晶界α相根基解除，见图3(a)、(b)。这是由于固溶温度降低，平衡时组织中初生α相的体积分数增大，形核地位增多，大量的初生α相从晶界向晶内成长，将陆续的晶界α相隔断；同时α相不变元素向晶内初生α相中扩散，降低了晶界地位α相不变元素含量，从而解除了陆续的晶界α相。

2.3激光溶解沉积Ti60A力学机能

从表1看出，经双沉退火热处置后，激光溶解沉积Ti60A高温钛合金的室温塑性显著提升，其伸长率从6%提高到14%，强度略有降落。结合断口描摹(图4)分析，所有状态的Ti60A试样断口微观描摹均出现准解理断裂特点，沿着解理面边缘有显著的扯破棱。由于激光溶解沉积成形过程中，沉积态组织凝固冷却速度较快，得到非平衡态组织。体心立方β相向α相的转变不齐全，得到高强度的藐幼α相，但是α相为密排六方结构，协调变形能力极差，直接导致资料宏观上的脆性断裂。经过1015℃/1020℃+690℃双沉退火热处置，α相的尺寸增长并趋于不变，β相散布在片档次生α相的片层间。在拉伸过程中，由于α相最密排面上结合力较低，在拉应力的作用下产生解理，随后片层间β相被扯破，形成扯破棱。资料塑性的提升重要起源于片层间β相的贡献。1025℃+690℃双沉退火热处置后，晶界上为陆续的α相，因而塑性降低。

3、结论

(1)激光溶解沉积Ti60A高温钛合金的凝固组织由沿沉积方向定向成长的β柱状晶组成，柱状晶宽度为100～500μm，长度为0.6～3.0mm；β晶粒内部是均匀散布的藐幼网篮组织。

(2)在α+β相区上部和α单相区对激光溶解沉积Ti60A高温钛合金进行双沉退火热处置，获得了具佑装蟹爪”状初生α相和细片层状β转变组织的“特殊双态组织”，降低第一步退火温度能够解除陆续的晶界α相。

(3)在室温拉伸试验中，激光溶解沉积Ti60A高温钛合金呈准解理断裂特点，经双沉退火后室温塑性显著提高，重要是由于“特殊双态组织钟妆中片层间β相在断裂过程中拥有较好的协调变形能力。

参考文件:

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