隨著航空動(dòng)力裝置對高溫性能的要求持續(xù)提升，兼具優(yōu)異耐腐蝕性與高溫穩(wěn)定性的高溫鈦合金，已成為實(shí)現(xiàn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)輕量化設(shè)計(jì)的核心材料。其中部分牌號(hào)高溫鈦合金服役溫度已突破600℃，有望逐步替代部分鎳基高溫合金，進(jìn)一步優(yōu)化發(fā)動(dòng)機(jī)推重比。目前國內(nèi)外已產(chǎn)業(yè)化的成熟高溫鈦合金典型牌號(hào)包括：國外研制的Ti-1100、IMI834、BT36，以及國內(nèi)自主研制的Ti60、Ti600、TG6、Ti65、Ti750、Ti150等。

選區(qū)激光熔化(SLM)成形鈦合金的應(yīng)用研究主要集中在服役溫度較低的TC4、TC11、TA15等中低溫服役鈦合金。針對Ti150的研究大多處于試驗(yàn)探索階段。基于此，文章系統(tǒng)探究熱處理工藝對選區(qū)激光熔化成形Ti150高溫鈦合金顯微組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律，深入分析其斷裂機(jī)制，旨在實(shí)現(xiàn)合金強(qiáng)塑性的良好匹配，為該合金的工程化應(yīng)用提供技術(shù)支撐。

1、試驗(yàn)過程

1.1試驗(yàn)材料

試驗(yàn)原材料為粒徑15~53μm的Ti150鈦合金粉末，采用電極感應(yīng)霧化制粉工藝(EIGA)制備。原材料粉末的化學(xué)成分組成，如表1所示。

表1Ti150粉末化學(xué)成分范圍(wt.%)

1.2試驗(yàn)方法

試驗(yàn)涉及的所有熱處理工藝參數(shù)如下：

HT1-930℃×1h,Ar+720℃×4h,Ar

HT2-970℃×1h,Ar+720℃×4h,Ar

HT3-1010℃×1h,Ar+720℃×4h,Ar

HT4-T℃×1h,Ar+650℃×4h,Ar

HT5-T℃×1h,Ar+750℃×4h,Ar

對SLM成形Ti150鈦合金試樣，根據(jù)《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》GB/T228.1和《金屬材料拉伸試驗(yàn)第2部分：高溫試驗(yàn)方法》GB/T228.2的要求分別進(jìn)行室溫和600℃高溫下力學(xué)拉伸試驗(yàn)，并使用掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行拉伸斷口形貌表征。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1固溶溫度的影響

選用最佳工藝參數(shù)成形的Ti150鈦合金沉積態(tài)試樣金相組織。不同成形方向截面金相內(nèi)部無明顯未熔合、氣孔、微裂紋等打印缺陷。選區(qū)激光熔化成形過程中具有較大的溫度梯度，合金發(fā)生定向凝固，豎向組織形成的柱狀晶形貌，并隨著逐層熔化凝固β柱狀晶沿成形方向外延生長。柱狀晶寬度超過100μm，長短不一，每層掃描旋轉(zhuǎn)角度改變導(dǎo)致柱狀晶沿成形方向輪廓彎曲。

對選取激光熔化成形的Ti150鈦合金試樣進(jìn)行不同固溶溫度的熱處理，金相組織如圖1所示。經(jīng)過熱處理后，β柱狀晶晶界減弱，針狀馬氏體α'消失，α'相內(nèi)部的溶質(zhì)原子發(fā)生擴(kuò)散作用，在長寬比較大的針狀馬氏體邊界處析出條帶狀β相，方向與針狀馬氏體方向相同而長寬比較小的針狀馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)檩^小的β相。隨著擴(kuò)散作用的進(jìn)行，針狀馬氏體α'中的過飽和度降低，晶格畸變減弱轉(zhuǎn)變?yōu)棣料唷?/p>

隨著固溶溫度從940℃升高至980℃，α相發(fā)生粗化、長寬比降低，由原始的長條狀斷裂成多段的短棒狀。當(dāng)固溶溫度提高至980℃時(shí)，內(nèi)部顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝瞀料嗪挺孪嗑幙椀木鶆蚪W(wǎng)籃狀組織。增加固溶溫度至1020℃時(shí)，一次α相繼續(xù)粗化，少量短棒狀的晶界α相球化成等軸狀，少量區(qū)域β晶粒持續(xù)長大，從β晶粒內(nèi)部析出細(xì)長狀α相，轉(zhuǎn)變成α集束。

沉積態(tài)及不同固溶溫度下，室溫及600℃高溫拉伸強(qiáng)度及塑性變化，如圖2所示。沉積態(tài)試樣室溫拉伸強(qiáng)度最高而塑性較低，這主要是因?yàn)镾LM技術(shù)快速冷凝在β晶粒內(nèi)部形成的α'針狀六方馬氏體，由于α'馬氏體板條細(xì)長，在受載時(shí)α/β間的相界面作為阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的主要屏障，使相界面內(nèi)的位錯(cuò)塞積增多，同時(shí)α'馬氏體板條內(nèi)的高位錯(cuò)密度也阻礙了位錯(cuò)遷移，從而使得試樣很難發(fā)生塑性變形，因此，α'針狀六方馬氏體作為強(qiáng)硬相導(dǎo)致其硬度高而塑性差。

經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，針狀馬氏體受熱分解轉(zhuǎn)變成了α相和β相，其拉伸性能相較于沉積態(tài)強(qiáng)度降低，塑性得到提升。隨著固溶溫度增加，α相逐漸發(fā)生粗化，對組織的強(qiáng)化作用減弱，室溫及600℃高溫拉伸強(qiáng)度逐漸降低。固溶溫度過高，部分α板條集束的存在使合金協(xié)調(diào)變形能力減弱，延伸率和強(qiáng)度均有所降低。獲得最優(yōu)的固溶溫度為970℃，1h，Ar。

對不同固溶溫度下室溫拉伸斷口進(jìn)行SEM分析，如圖3所示。在940℃固溶時(shí)，斷口處存在大小不一的解理臺(tái)階和較淺韌窩，如圖3(a)、圖3(d)所示。隨著固溶溫度增加至980℃時(shí)，由金相組織可以觀察到α相發(fā)生粗化、由原始的長條狀斷裂成多段的短棒狀，承載能力降低，延伸率得到提升，斷口處韌窩數(shù)量增加，呈現(xiàn)出韌性斷裂和脆性斷裂的混合斷裂模式，如圖3(b)、圖3(e)所示。當(dāng)固溶溫度升高至1020℃時(shí)，從斷口處可以觀察到整齊排列的層片狀α板條，裂紋穿過α片層集束時(shí)，因片層平行排列形成平坦解理，α集束中對裂紋擴(kuò)展無阻礙作用，使得合金協(xié)調(diào)變形能力減弱，對材料性能產(chǎn)生不利影響，表現(xiàn)為脆性斷裂特征，如圖3(c)、圖3(f)所示。

2.2時(shí)效溫度的影響

隨著時(shí)效溫度的升高，組織中的α片層厚度有所增大。在650℃時(shí)效時(shí)晶內(nèi)以α'針狀馬氏體經(jīng)過固溶處理后形成的一次短棒狀α相板條為主，由于時(shí)效溫度過低導(dǎo)致原子擴(kuò)散能力不足，強(qiáng)化相未充分析出的過飽和固溶體在高溫服役時(shí)會(huì)繼續(xù)析出，導(dǎo)致組織性能不穩(wěn)定。隨著時(shí)效溫度升高至720℃，晶內(nèi)逐漸析出尺寸更為細(xì)小的次生α相和彌散細(xì)小的強(qiáng)化相，當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)升高至750℃，使得對于強(qiáng)度有所貢獻(xiàn)的次生α相部分溶解，部分α相嚴(yán)重粗化長大為塊狀α相，造成強(qiáng)度下降。

Ti150鈦合金經(jīng)過980℃固溶+不同時(shí)效溫度下的室溫和高溫力學(xué)性能，如圖4所示。時(shí)效過程中的次生α相的析出對合金性能產(chǎn)生影響。次生α相的析出使合金塑性有所提升，而時(shí)效溫度升高至750℃時(shí)組織內(nèi)存在部分塊狀α相，導(dǎo)致合金強(qiáng)度降低較多。因此，在熱處理制度：970℃×1h，Ar+720℃×4h，Ar下獲得最優(yōu)的強(qiáng)度塑性室溫拉伸和高溫拉伸性能匹配。

3、結(jié)論

對激光選區(qū)熔化成形Ti150高溫鈦合金進(jìn)行固溶溫度優(yōu)化，當(dāng)固溶溫度較低時(shí)，合金組織為板條α相和β殘余組織組成的近網(wǎng)籃組織，隨著固溶溫度升高，板條α相粗化，長寬比降低，部分晶界α相球化為塊狀α。繼續(xù)升高溫度至相變溫度附近時(shí)，微觀組織逐步出現(xiàn)α相集束，材料強(qiáng)度大幅降低。

在合適的時(shí)效溫度下合金組織中析出細(xì)小均勻的次生α相，原子擴(kuò)散充分，析出熱穩(wěn)定性良好的彌散強(qiáng)化相，高溫力學(xué)性能優(yōu)異，隨著時(shí)效溫度的升高，部分α相長大粗化成塊狀，降低材料強(qiáng)度。

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（注，原文標(biāo)題：熱處理對選區(qū)激光熔化成形Ti150鈦合金組織和性能的影響_張毅）