600℃高溫鈦合金是高推重比航空發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定性，但蠕變性能最低，而雙態組織則兼具有片層組織和等軸組織的優點[3]。Neal等[4]研究發現雙態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”。與鍛造等傳統鈦合金零件制造技術相比，具有無需鍛造工業裝備加工，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，數控加工時間短，材料利用率高，生產周期短，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，綜合力學性能優異等特點。該技術為發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鍛造合金存在很大差異，其固態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相變行為及熱處理工藝對其顯微組織及力學性能優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激光快速成形系統上進行，采用名義成分(質量分數，%)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晶粒上發生直接的擇優取向外延生長，在此基礎上，激光沉積過程中發生連續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?？?>104℃/s)，在β→α固態相變中，同樣存在很快的冷卻速率，使固態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高溫鈦合金經雙重退火熱處理后得到“特殊雙態組織”：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。經過雙重退火，組織中的初生α相的體積分數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，而經過1015℃/1020℃+690℃雙重退火后，組織中連續的晶界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，將連續的晶界α相隔斷；同時α相穩定元素向晶內初生α相中擴散，降低了晶界位置α相穩定元素含量，從而消除了連續的晶界α相。

2.3激光熔化沉積Ti60A力學性能

從表1看出，經雙重退火熱處理后，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，所有狀態的Ti60A試樣斷口微觀形貌均呈現準解理斷裂特征，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，沉積態組織凝固冷卻速度較快，得到非平衡態組織。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，協調變形能力極差，直接導致材料宏觀上的脆性斷裂。經過1015℃/1020℃+690℃雙重退火熱處理，α相的尺寸增加并趨于穩定，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籃組織。

(2)在α+β相區上部和α單相區對激光熔化沉積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“特殊雙態組織”，降低第一步退火溫度可以消除連續的晶界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，經雙重退火后室溫塑性顯著提高，主要是由于“特殊雙態組織中”中片層間β相在斷裂過程中具有較好的協調變形能力。

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