TC18钛合金（名义成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe）是一种新型近β型高强钛合金，拥有优异的比强度、委顿机能和耐侵蚀机能，宽泛利用于航空航天领域起落架、机身框架等关键承力部件[1-3]。目前该合金多数选取传统工艺造备锻件，然而对于一些复杂的精密构件，传统铸造工艺存在周期长、工序繁琐、成本高及资料利用率低等问题，限度了其在国防和航空航天领域的利用拓展[4]。因而，亟需发展更精密、高效的造作技术以满足高精度构件需要。激光直接能量沉积（LDED）技术拥有加工速度快、资料利用率高、成本低蹬着势，可直接基于CAD模型实现复杂结构件的一体化成形，是一种高效、精密的先进造作步骤，在高机能金属零件加工领域极具发展潜力，被以为是最具发展远景迪胙合金零部件加工技术之一[5,6]。

激光直接能量定向沉积技术在造作复杂结构件方面拥有显著优势，然而增材造作的成形过程中涉及复杂的非平衡凝固行为，金属会经历极其急剧的加热-冷却过程和持久周期性热循环过程，进而对构件的机能也拥有肯定影响[7]。其显微组织是贯通于多个熔覆层呈表延成长的较大尺寸β柱状晶，且β晶粒内则通常为藐幼的片层α相。该组织往往出现出高强低塑、各向异性的力学机能特点[8]。与传统铸造可矫捷调控组织分歧，LDED成形件的机能优化重要依赖热处置调整α片层厚度。因而，需开发相宜的热处置工艺以改善其显微组织和力学机能。

已有钻研批注，适当的热处置能够充分激化亚稳组织的机能潜力，有效调控增材造作显微组织演化，进而优化其力学机能，实现资料强杜纂塑性的最佳匹配[9]。荣鹏等[10]钻研批注，分歧热处置造度显著影响LDED成形TC4钛合金的显微组织与力学机能：退火后α片层普遍粗化，α相含量微增
；其中975℃双沉退火试样在400℃高温拉伸时横向断后伸长率最优，高温强塑性匹配显著提升。张颖等[11]钻研批注，选取双沉退火工艺处置后，增材造作TC18钛合金组织从层状β晶粒的铸态转变为拥有清澈的β晶界的魏氏组织，晶内形成交错(α+β)集束，获得优于原始锻件的综合机能。

然而，目前针对TC18钛合金的热处置钻研重要集中于传统铸造工艺，关于LDED增材造作TC18构件的热处置优化机造钻研仍存在显著不及。出格是分歧热处置温度对TC18钛合金α片层组织演变的影响法规及其与力学机能的定量关联尚未说明，导致现实工艺中强塑性匹配的选择不足科学凭据。本钻研通过系统钻研α+β两相区退火温度对LDED-TC18钛合金的影响，沉点揭示了片层α相粗化的作用机造，成立了组织特点参数与拉伸机能的定量预测模型，为LDED-TC18钛合金构件实现工艺-组织-机能的精准调控提供了沉要的理论基础和技术领导，可实现LDED-TC18合金构件机能的精准定造。

1、尝试资料与步骤

用于激光直接能量定向沉积的TC18合金粉末化学成分如表1所示。

表 1 TC18 钛合金化学成分

选取屡次优化后造备的沉积态试块尺寸约90mm×105mm×72mm，所有拉伸试样和金相试样的选择为在块体上进行切割取样，图1为TC18钛合金沉积态宏观组织描摹。图1所示的宏观描摹显示，试样沿沉积方向出现粗壮原始β柱状晶、等轴晶，与通例加工钛合金存在显著差距，出现典型的急剧冷却凝固组织特点[12]。该沉积态TC18钛合金的β转变温杜咨金相法测得为875℃。

在沉积态TC18钛合金试块中，按图2所示取样地位，沿沉积方向在试块中央区域，选取电火花线切割切取尺寸为10mm×10mm×70mm的样品。随后，使用KSL-1200型箱式电阻炉对试样进行退火热处置。经过机加后拉伸试样的具体尺寸如图所示。为了钻研宽温域领域内退火温度对增材造作合金中片层α相尺寸、描摹及其力学机能的影响，因而以TC18钛合金β相变点（Tβ=875℃）为基准，在α+β两相区内系统设计了涵盖550~850℃的梯度退火尝试。尝试温度区间设置为：低温退火（550℃、600℃、650℃）、中温退火（700℃、750℃）和高温退火（800℃、850℃）三个温度区间。所有试样均选取2幼时保温后空冷的统一热处置工艺，以探索分歧温度前提下α相组织的演化行为及其与力学机能的关系。

为了探索显微组织的变动，使用光学显微镜ZeissAxioVertA1光学显微镜、扫描电子显微镜(SEM)(SU5000)对热处置前后的组织进行表征。进行显微组织表征前，所有试样均先进行粗磨、精磨、抛光，而后金相和扫描试样在侵蚀液(HF：HNO₃：H₂O体积比为1∶3∶7)中进行侵蚀。选取ImageProPlus6.0软件对SEM图像中的α相厚杜纂长度进行定量统计，为保险数据的代表性并减幼误差，每个退火温度下的试样均拔取三个分歧区域进行拍摄，并对图像中所有可见α相进行全视域统计，每个样品的统计总量设定为300个丈量点，以此确保统计了局的靠得住性。对于拉伸试样，在室温环境下使用Instron5985型拉伸试验机进行拉伸，分歧热处置温度下进行2个试样的拉伸试验。

2、试验了局和会商

2.1力学机能

表2为沉积方向沉积态和经退火后试样的具体室温力学机能。如表所示，沉积态TC18合金拥有较高的强度，但其塑性有待提升。经退火处置后，合金的塑性得到肯定的改善，合金强度随着温度提高出现先降低后升高的趋向，而塑性则先升高后降低。经550℃、600℃、650℃低温退火处置后，TC18钛合金的强杜仔幼幅度提高，而塑性较沉积态根基维持不变，650℃退火后的试样拥有最佳的强塑性匹配，抗拉强度和延长率别离为1057MPa和13.5%
；傍边温700℃、750℃退火时，强度显著降低，塑性则大幅提高，此时试样的抗拉强度最低，具体为940MPa，延长率达到最高具体为21%。在800℃高温退火时，力学机能出现二次转变，强度回升但塑性降低，850℃退火使剽一趋向越发显著，强度大幅提高，而延长率急剧降落，抗拉强度达到1268MPa，延长率只有3.0%，此温度退火下试样强塑性匹配失衡。

表 2 沉积态和退火态试样的拉伸试验数据

2.2显微组织分析

2.2.1组织分析

为了观察β相晶粒，对试样进行金相表征。图4是激光直接能量定向沉积TC18钛合金沉积态以及典型退火温度下的金相图像。由图4(a),(a1)能够看出，沉积态的组织出现大量柱状β晶粒结构，其宽度散布在100~200μm领域内，长度领域为500~700μm，值妥贴心的是，随着退火温度的升高，β晶粒状态维持相对不变，未产生显著变动。

为了深刻探索其力学机能变动原因，对β晶粒内的α相描摹进行SEM表征。图5为TC18沉积态和分歧退火温度下的显微组织和α相片层宽度散布情况。图5(a)显示沉积态α相重要由多取向的藐幼片层结构组成，此为钛合金急剧冷却凝固的典型特点，这是源于逐层热循环机造，新沉积层将前层顶部沉加热至β相变温度以上，随后冷却析出藐幼α相[12]。统计批注（图5(a1)），α片层均匀厚度为0.56±0.39μm。细片层组织通过细晶强化提升了抗拉强度，而高残存应力及晶体缺点则限度了位错活动和晶粒协调变形，降低了资料塑性[13,14]。

结合图5(b-d)显微组织分析批注，在550℃-650℃时效区间内，α相出现显著的温度依赖性演变特点。550℃时效试样相较于沉积态组织析出了更多的α相片层结构，组织更为细密，片层α相厚度在0.36-0.45μm，均匀厚度为0.39μm图4(b1)。随着时效温度升高至600℃，初生α相(αp)出现轻微粗化趋向，厚度较550℃时效试样增长约0.05μm。650℃时效时，片层α相产生显著粗化景象，α相长度散布为2.36~2.68μm，宽度领域0.41~0.51μm，均匀值长宽比约5:1，同时α相体积分数由沉积态86.6%降落到79.8%如图5(c1)。

图5(d-f)显示，在中温退火区间(700-750℃)，α相片层组织出现渐进式粗化演变。随着温度升高，片层α相长宽比降低出现一个降低的趋向，描摹由细长板条状结构逐步向短棒状结构。700℃退火时，片层α相长度收缩至2.1~2.5μm，而厚度维持相对不变0.41~0.45μm，体积分数降至76.4%。当温度升至750℃临界值时，片层α相粗化最为显著，长度散布2.1~2.8μm，厚度领域扩大至0.65~0.72μm，均匀长宽比降为3:1，同时α相体积分数降落至约42%，数据丈量批注，750℃相迸宗沉积态，片层α相厚度增长了247.2%。这重要原因是在热处置温度幼于750℃时，该温度区间相变过程重要受扩散动力学节造，α相演化受限于原子迁徙率不及（热激活能较低），随着温度升高，原子扩散能力逐步加强，促使α相片层组织产生粗化[15]。当温度达到750℃时，α相粗化景象最为显著，此时β相析出α相的过程受扩散动力学的约束作用显著减弱。

图5(g-h)批注，在高温退火区间(800-850℃)，α相组织产生显著转变。800℃退火时，相较于时效和中温退火，α相片层组织产生显著转变，α相片层含量进一步削减，描摹更为细长，并在初生α相片层之间，析出了少量的次生α相。850℃退火后，α相和β相比例进一步降落，α相出现显著的细长条状针状，厚度为0.66±0.4μm，并在β相基体天生大量次生α相片层结构。这种转变源于温度超过750℃临界点后，原子迁徙率突破阈值，相变机造从扩散节造转为热力学主导[16]。在此过程中，原始α相齐全溶化，冷却时初生α相沉新析出并伴随次生α相形成，组织演变严格遵循钛合金相图平衡法规[17,18]。

基于上述尝试了局，绘造退火热处置过程中LDED增材成形TC18钛合金微观组织演化对力学机能影响示意图。左侧β不变元素含量-温度钛合金相图，描述TC18钛合金在分歧退火温度下的相组成演变，右侧图(a)为沉积态TC18钛合金，组织较为细密
；图6(b)为600退火试样描摹示意图，代表低温退火结构，在原始片层α相间隙析出新α相结构，此温度以下以扩散动力学为主导，使强度提高而塑性略有降低。随着温度升至600℃-750℃中低温退火区间，奥斯特瓦尔德熟化机造凸显，系统通过溶化尺寸较幼、曲率半径较大的α片层，溶质原子（如Al）向粗壮片层迁徙，降低总的相界面能，这一过程导致片层厚度增长和长宽比降低，从而共同调控强度和塑性[19]。
；图6(c)为750℃退火描摹示意图，代表中温退火结构，原子扩散能力显著加强，足以克服大部门能垒，使得奥斯特瓦尔德熟化过程得以充分进行。此时，750℃时扩散动力学与相平衡热力学达到了平衡试样片层组织粗化显著特点，导致强度最低、塑性最高，延长率最高达到了21%，相迸宗550℃时效试样延长率提高了44.8%，而强度降落了12.5%
；图6(d)为850℃退火试样描摹示意图，代表高温退火结构，在此温度下，相平衡热力学占据主导，导致部门初生α相溶化以降低界面能，同时奥斯特瓦尔德熟化持续进行，部门区域α相会起头溶化以降低α/β界面面积。在随后的冷却过程中，遵循相图平衡法规，α相含量削减，片层厚度细化至0.28μm且长宽比增大，天生的次生α相显著故障位错活动，导致强度大幅提高但塑性急剧恶化，出现脆性断裂偏差[20,21]。

2.2.2显微组织-室温拉伸机能定量分析

本钻研针对LDED-TC18钛合金在α+β两相区退火后形成的全片层组织，系统分析了片层α相描摹对力学机能的影响。了局批注，退火过程中原始β相晶粒尺寸维持不变(图4)，且沉积态中的高位错密度经热处置后显著回复。因而，片层α相的厚杜纂长宽比成为调控力学机能演变的关键变量：厚度通过节造位错滑移长度及界面密度主导强度，而长宽比则通过影响位错活动模式与应力集中水平协同调控强塑性[22]
；谏鲜銎悝料嗝枘〔问肓ρЩ芗涞南灾泄匦，为成立定量的组织-机能关系，本钻研聚焦于片层α相厚杜纂长宽比这两个关键参数，选取SPSS软件对550–750℃退火试样的数据进行函数拟合，从而成立了TC18合金显微组织拉伸机能之间的最优回归方程[23]。

如图7，为片层α相厚杜纂室温拉伸机能的对应关系图。随着片层α相厚度的增长，合金的屈服强度(YS)降低，延长率(EL)和断面收缩率(RA)持续增高。这是由于，资料的显微组织决定其力学机能，退火后的片层厚杜装响其力学机能。在全片层组织迪胙合金中，屈服强度随着位错滑移长度增大而降低，当α相和β订交替分列成长时，α相片层宽度在肯定水平上代表了滑移长度，即屈服强度和抗拉强度会随着α相片层宽度的增长而降低[24]。

图8所示为片层α相长宽迸纂合金室温拉伸机能之间的对应关系图。从图中能够发现，随着片层α相长宽比的增大，合金抗拉强度(UST)和屈服强度(YS)逐步增高，而合金的延长率(EL)和断面收缩率(RA)随着片层长宽比的增大降低。片层α相长宽比增大，在扫描图像上的直观反映为组织由短棒状演变为针状，这导致了α/β相之间的相界面增长，而α/β界面对位错活动起到故障作用，导致强度显著提升。但高长宽比片层的端部易产生部门应力集中，因而长宽比的增长使得合金的强度升高塑性降低[25]。

为了综合钻研片层α相厚度及长宽比对合金拉伸机能的影响，使用SPSS软件对室温拉伸机能和显微组织中的两个特点参量数据进行有关性自变量分析和线性回归，通过比力多种函数的拟合精度,发现长宽比选取一次多项式能，片层α相厚度选取二次多项式更好地表白与室温拉伸机能之间的关系。因而选取式(1)的函数大局成立TC18合金显微组织拉伸机能定量关系式：

(1)式中，MP为各项力学机能，R，λα别离代表片层α相长宽比和片层α相厚度，a，b1，c1，c2，均为常数.对数据点进行拟合之后，得到的定量关系如式(2)~(5)所示:

分析式(2)和(4)能够看出，b1为正，c1为负，而式(3)、(5)中b1为负，c1为正。故增长片层α相厚度会减幼合金强度、提高合金塑性
；而增长片层α相长宽比则拥有相反的成效。经分析，片层α相厚度每增长0.1μm，合金的抗拉强度和屈服强度会别离降低约25.3MPa和21.5MPa。而延长率和断面收缩率则会增长约2%和3.5%
；而片状α相长宽比每增长0.1，合金的抗拉强度和屈服强度会别离增长约7和8MPa，而延长率与断面收缩率会相应降低约0.56%和1.4%。对比能够发现，片层α相厚度较幼的颠簸便可引起分歧温度退火下的增材造作TC18合金拉伸机能的较大幅度扭转。当片层α相厚度被节造在0.3~0.4μm之间，且片层α相长宽比节造在4~5左右时，增材造作TC18合金退火组织可使强杜纂塑性得到优良匹配，此时可得到较高强度的抗拉强度和较高的塑性[26]。

为了验证拟合公式的精度，将800℃退火试样对应的片层α相厚度(0.3678μm)与长宽比(5.9272)代入公式(2)至(5)，推算得到其力学机能预测值别离为：抗拉强度975.2MPa、屈服强度904.1MPa、延长率12.1%、断面收缩率26.8%，与800℃退火试样实测机能（抗拉强度976.5MPa、屈服强度903.5MPa、延长率12.0%、断面收缩率27.0%）相比，各项机能预测误差均幼于2%。且式(2)至(5)对数据进行拟合的有关系数R2为0.897、0.996、0.815和0.91，拟合公式有关性较高。故使用式(1)的函数大局表白增材造作TC18合金分歧退火温度下的显微组织-拉伸机能定量关系精度较高，对现实出产中探索增材造作沉积态TC18钛合金550℃-750℃之间退火热处置显微组织和室温拉伸机能的调控拥有借鉴意思。

3、结论

(1)对增材造作TC18钛合金在低温区退火，发现强度提高，塑性降低，中温区退火强度降低塑性提高，而高温区退火强度显著提高，塑性显著降低。合金强度整体出现先降低后升高的变动趋向，而塑性则阐发为先升高后降低的趋向。

(2)钻研批注，750℃为相变机造转变的临界温度，因而在低温区退火重要α相受热激活能节造，描摹由细长针状逐步粗化为短棒状
；而在中温区，受热激活能和相平衡热力学共同主导，在750℃达到平衡，此时片层厚度显著增长。在高温区，β相分化转为相平衡热力学主导，原始片层α相齐全溶化并沉新析出且含量削减，同时形成次生α相。

(3)使用ImageProPlus软件对分歧退火热处置显微组织参数片层α相进行统计。使用二次多项式成立了片层α相特点参数（厚度和长宽比）与力学机能的定量关系模型，能够在较高的精度下暗示激光定向能量沉积TC18钛合金拉伸机能与片层α相厚度、片层α相长宽比的关系，证实了显微组织对机能的调控作用。

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（注，原文标题：退火对LDED-TC18钛合金微观组织机能的影响）