600℃高溫鈦合金是高推重比航空發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)盤和葉片等重要部件必須的關(guān)鍵高溫結(jié)構(gòu)材料，目前國內(nèi)外已研發(fā)出IMI834、Ti-1100、BT18y、Ti60、Ti60A等Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高溫鈦合金[1-3]。高溫鈦合金經(jīng)600℃左右恒溫長時熱暴露后力學(xué)性能變化是傳統(tǒng)意義上考察其服役安全性的重要參考之一。近年來，也有許多關(guān)于高溫鈦合金在恒高溫長時熱暴露后組織和性能變化的相關(guān)報道[4-10]。但實際上高溫鈦合金是在最高達(dá)600℃的復(fù)雜高低溫循環(huán)作用下長期服役，因此通過高低溫循環(huán)熱暴露考察合金的力學(xué)性能好壞，更接近實際服役條件也更合理。迄今循環(huán)熱暴露對高溫鈦合金組織及力學(xué)性能的影響罕見報道。

激光熔化沉積制造(LaserMeltingDepositionManufacturing)技術(shù)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”。該技術(shù)為發(fā)動機(jī)整體葉盤、葉片等鈦合金復(fù)雜零件的低成本、短周期、近凈成形制造提供了一條新途徑[11-14]。本研究選用激光沉積Ti60A高溫鈦合金對其進(jìn)行循環(huán)熱暴露和傳統(tǒng)恒溫?zé)岜┞秾Ρ龋饕芯窟@2種熱暴露對合金組織和力學(xué)性能影響的異同，為提高高溫鈦合金長期服役安全性提供有益參考。

1、實驗

采用真空等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化Ti60A鈦合金球形粉為原料，粉末粒度50~100μm，名義成分為Ti5.54Al3.88Sn3.34Zr0.37Mo0.46Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)。激光熔化沉積成形系統(tǒng)主要由YLS-4000型光纖激光器、送粉器、數(shù)控系統(tǒng)、氬氣保護(hù)氣氛熔化沉積箱等組成。工藝參數(shù)為：激光束功率4~6kW、光斑直徑為5~6mm、掃描速率800~1200mm/min、送粉速率700~1000g/h、高純氬氣成形腔內(nèi)氣氛氧含量小于70μL/L，沉積基板為TA0鈦合金板，激光沉積Ti60A合金厚壁板試驗料尺寸為300mm×40mm×200mm。金相法測得激光沉積Ti60A高溫鈦合金β轉(zhuǎn)變點為(1055±5)℃。激光沉積Ti60A合金板材經(jīng)750℃保溫1h去應(yīng)力退火處理，稱之為“激光沉積態(tài)”。

將激光沉積態(tài)Ti60A合金線切割獲得Φ15mm×80mm的圓棒試樣并精加工為工作直徑5mm，標(biāo)距25mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣以進(jìn)行力學(xué)性能測試。恒溫?zé)岜┞妒菍⒓す獬练e態(tài)標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣放入箱式電爐600℃保溫100h后空冷再進(jìn)行室溫拉伸性能測試。循環(huán)熱暴露是使用紅外循環(huán)加熱和壓縮空冷設(shè)備，在拉伸試樣標(biāo)距中央15mm范圍內(nèi)進(jìn)行，單個循環(huán)包括120s升溫過程，最高溫度600℃，60s降溫過程，最低溫度150℃。循環(huán)熱暴露總時間100h后再進(jìn)行室溫拉伸。以上3種合金狀態(tài)均取相同條件的3個試樣進(jìn)行測試并對測試結(jié)果取平均值。采用CamScan3400型掃描電子顯微鏡觀察合金顯微組織及斷口形貌。從斷口表面向下5mm處切取平行于斷面的0.5mm厚的小薄片以制備透射試樣。采用帶有能譜分析的JEOL-2100F型透射電鏡觀察合金中位錯和析出相的分布，檢測析出相成分，電子衍射分析其晶體結(jié)構(gòu)。

2、實驗結(jié)果

2.1熱暴露對激光沉積Ti60A高溫鈦合金顯微組織影響

激光沉積Ti60A合金具有均勻分布的細(xì)小網(wǎng)籃組織，α片層寬1.5~4μm，長4~16μm，α相體積分?jǐn)?shù)約78%，片層集束取向隨機(jī)多樣（圖1a），在α相內(nèi)分布著復(fù)雜位錯網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)（圖1b）。激光沉積態(tài)合金的細(xì)小網(wǎng)籃組織特征與激光成形工藝過程密切相關(guān)。在Ti60A合金板材成形過程中熔池凝固冷卻速率非常高，晶粒內(nèi)α相大量形核，β→α相長大時間變短，得到多種取向且互相交織的α/β細(xì)小網(wǎng)籃組織。從圖1b可見，α相內(nèi)分布大量位錯，這些位錯網(wǎng)絡(luò)塞積一端在α/β相界面處，另一端在α相內(nèi)某些釘扎點或另一側(cè)的α/β相界面處，可見α/β相界對位錯運(yùn)動有一定的阻礙作用。

圖2為激光沉積態(tài)Ti60A合金經(jīng)恒溫?zé)岜┞逗蟮娘@微組織及位錯和析出相的分布。合金經(jīng)600℃恒溫100h熱暴露后α片層粗化，α片層寬2~6μm，長10~25μm（圖2a），合金內(nèi)多條位錯線纏結(jié)的硅化物分布在α相內(nèi)和α/β相界面處，硅化物析出相尺寸約150nm，呈橢球形，如圖2b箭頭所示。

圖3為激光沉積態(tài)Ti60A合金經(jīng)循環(huán)熱暴露后的顯微組織及位錯和析出相的分布。對比圖3a和圖2a可見，經(jīng)恒溫?zé)岜┞逗脱h(huán)熱暴露后合金組織均發(fā)生粗化，不同的是循環(huán)熱暴露后β相破碎，體積分?jǐn)?shù)減少，α相寬4~10μm，體積分?jǐn)?shù)從78%增加到90%（圖3a）。

對比圖3b和2b可見，循環(huán)熱暴露后合金α/β相界面處也析出約100nm的橢球形硅化物。

圖4為激光沉積Ti60A合金經(jīng)2種熱暴露后細(xì)小有序析出相照片，顆粒尺寸<20nm，即使在透射電鏡下也難以觀察清楚。經(jīng)恒溫?zé)岜┞逗脱h(huán)熱暴露過程后合金都有對應(yīng)的典型超點陣衍射斑點（圖4b）。根據(jù)已有研究表明，這些超點陣斑點即為與基體α相共格的Ti3Al有序相。

經(jīng)透射電鏡觀察及能譜分析，恒溫?zé)岜┞逗脱h(huán)熱暴露后合金內(nèi)析出的硅化物的平均原子百分比為Ti54.3Zr17.2Si28.5,即(TiZr0.3)6Si3(圖5a)。根據(jù)硅化物的衍射花樣，電子衍射分析結(jié)果為六方結(jié)構(gòu)的S2型硅化物(圖5b)。實驗測得硅化物的成分和S2型硅化物的理想原子配比(TiZr)6Si3略有偏差。通過透射觀察硅化物呈橢球狀，這和相關(guān)的研究結(jié)果是一致的[15]。

2.2熱暴露對激光沉積Ti60A高溫鈦合金力學(xué)性能影響

圖6為激光沉積Ti60A合金經(jīng)不同方式熱暴露前后的平均室溫拉伸性能數(shù)據(jù)。激光沉積態(tài)Ti60A合金的細(xì)小網(wǎng)籃組織使其具有較好的綜合室溫拉伸性能。恒溫?zé)岜┞逗笤嚇拥目估瓘?qiáng)度(UTS)和屈服強(qiáng)度(YS)較激光沉積態(tài)有所下降，伸長率(EL)和斷面收縮率(ZA)下降70%，循環(huán)熱暴露后強(qiáng)度降低20%，塑性幾乎完全喪失。可見，循環(huán)熱暴露對合金力學(xué)性能影響更大。

2.3熱暴露對激光沉積Ti60A高溫鈦合金斷口形貌的影響

圖7為激光沉積Ti60A合金熱暴露前后的拉伸斷口形貌。由圖7a，7b可見，激光沉積態(tài)試樣宏觀斷口起伏較大，微觀斷口有大量韌窩分布，屬于韌性斷裂。

由圖7c，7d可見，恒溫?zé)岜┞对嚇雍暧^斷口較平整，存在清晰的向外發(fā)散的紋路，微觀斷口可觀察到大量與組織中α相片層寬度相當(dāng)?shù)臄嗔研∑矫妫⒊霈F(xiàn)撕裂棱，未見韌窩。對比圖7e，7f，循環(huán)熱暴露試樣宏觀斷口更平整，存在向外發(fā)散的紋路，從微觀斷口可觀察到解理小平面和大量的與組織中粗化的α相片層對應(yīng)的大塊斷裂平面，屬于脆性斷口。可見，斷裂主要沿粗大α相片層進(jìn)行，呈梯田狀形貌，局部大塊剝離脫落，這與合金循環(huán)熱暴露后組織特征的變化密切相關(guān)。

3、討論

恒溫?zé)岜┞逗脱h(huán)熱暴露對激光沉積Ti60A合金的影響主要表現(xiàn)在：Ti3Al細(xì)小有序相和硅化物的析出，α相粗化及體積分?jǐn)?shù)增大，室溫拉伸性能的下降。鈦合金含有0.1%~0.5%的硅，在時效或熱暴露過程中，硅化物和Ti3Al相往往同時析出，使其室溫塑性大幅降低。一種觀點認(rèn)為，鈦合金在時效或熱暴露后的塑性下降完全是Ti3Al相析出所致。Donlon等[4]和崔文芳等[5]測試了Ti1100和IMI834合金在450~750℃區(qū)間長時熱暴露后的拉伸塑性，發(fā)現(xiàn)在Ti3Al相析出最強(qiáng)烈的溫度600℃左右合金的塑性最差，而在750℃暴露后，盡管硅化物已長大至600℃暴露時的2~3倍，但由于Ti3Al相的溶解而使合金塑性接近暴露前的水平。另一種觀點則認(rèn)為硅化物析出是合金塑性下降的主要原因，當(dāng)硅化物顆粒被切過后，位錯塞積長度增加，塞積頂端應(yīng)力增大，滑移容易集中在這一滑移面上，導(dǎo)致應(yīng)力集中，使合金塑性喪失[9]。Madsen等[16]認(rèn)為Ti1100合金在時效后屈服強(qiáng)度的升高是Ti3Al相析出造成的，而其室溫塑性的降低是Ti3Al和硅化物共同作用的結(jié)果。

本研究通過相同總時間的恒溫?zé)岜┞逗脱h(huán)熱暴露對比研究表明，激光沉積Ti60A合金在這2種熱暴露后均有細(xì)小的Ti3Al共格有序相析出，且在α相內(nèi)和α/β相界面處均析出六方結(jié)構(gòu)的S2型橢球狀硅化物，原子配比可能為(TiZr0.3)6Si3，尺寸100~150nm。可見，這2種不同的熱暴露方式后合金內(nèi)部Ti3Al和硅化物的析出情況無明顯差別，因此它們對合金力學(xué)性能的影響也是基本一致的。而實驗結(jié)果表明，循環(huán)熱暴露后力學(xué)性能下降更明顯，這跟循環(huán)熱暴露和恒溫?zé)岜┞兜谋举|(zhì)區(qū)別有關(guān)。

循環(huán)熱暴露和恒溫?zé)岜┞兜母緟^(qū)別是合金在高低溫循環(huán)熱暴露過程中合金內(nèi)部產(chǎn)生熱應(yīng)力，即循環(huán)熱應(yīng)力和高溫?zé)岜┞兜慕换プ饔檬蛊浣M織發(fā)生了不同于恒溫?zé)岜┞兜娘@著變化，而顯著影響力學(xué)性能。合金在循環(huán)熱暴露過程中形成熱應(yīng)力梯度。如果合金內(nèi)部存在應(yīng)力梯度，應(yīng)力就會提供原子擴(kuò)散的驅(qū)動力，即使溶質(zhì)分布均勻，也能出現(xiàn)化學(xué)擴(kuò)散現(xiàn)象[17]。據(jù)此推測激光沉積Ti60A合金在循環(huán)熱暴露過程中形成的熱應(yīng)力梯度促進(jìn)α相穩(wěn)定元素氧的擴(kuò)散，使β相發(fā)生分解破碎而形成更穩(wěn)定的富氧α相，α相不僅粗化且體積分?jǐn)?shù)顯著增加（圖3a）。相關(guān)報道中認(rèn)為富氧粗化的α片層塑性差，受力時容易導(dǎo)致表面開裂[18]。圖8為激光沉積Ti60A合金熱暴露前后試樣表面組織形貌。相比激光沉積態(tài)（圖8a），可見恒溫?zé)岜┞逗蟊韺映霈F(xiàn)略有粗化的長條狀α相（圖8b），而循環(huán)熱暴露后表層出現(xiàn)條塊狀粗化的α相（圖8c）。循環(huán)熱暴露后的試樣在室溫拉伸時表現(xiàn)為沿表面粗大條塊α片層起裂，微觀斷口呈梯田狀形貌擴(kuò)展撕裂甚至剝離脫落（圖7e,7f），塑性幾乎喪失（圖6b）。

綜上所述，恒溫?zé)岜┞逗脱h(huán)熱暴露對激光沉積Ti60A合金組織和力學(xué)性能影響相同之處是Ti3Al有序相和六方結(jié)構(gòu)S2型硅化物的析出情況無明顯差別。不同之處在于高低溫循環(huán)過程產(chǎn)生的熱應(yīng)力梯度促進(jìn)形成更高體積分?jǐn)?shù)的α相，在其內(nèi)部發(fā)生氧的過飽和間隙固溶強(qiáng)化，引起力學(xué)性能的顯著下降，尤其是塑性幾乎喪失，這是合金循環(huán)熱暴露后的重要變化。可見，高溫鈦合金在高低溫循環(huán)的實際服役過程中產(chǎn)生的循環(huán)熱應(yīng)力和高溫?zé)岜┞兜慕换プ饔脤辖鸾M織和力學(xué)性能的影響較大，值得進(jìn)一步深入研究。

4、結(jié)論

1)激光沉積Ti60A合金600℃,100h恒溫?zé)岜┞逗螃料囿w積分?jǐn)?shù)略有增大，α片層略有粗化；150~600℃循環(huán)熱暴露100h后β相體積分?jǐn)?shù)顯著減小，α相體積分?jǐn)?shù)增加約12%，且粗化呈條塊狀。這2種熱暴露后合金內(nèi)均析出細(xì)小共格有序相Ti3Al和100~150nm橢球狀的六方S2型硅化物(TiZr0.3)6Si3。

2)激光沉積Ti60A合金具有良好的室溫拉伸性能；恒溫?zé)岜┞逗螅瑥?qiáng)度降低7%，塑性降低70%；循環(huán)熱暴露后強(qiáng)度降低20%，塑性幾乎喪失。

3)循環(huán)熱暴露過程中循環(huán)熱應(yīng)力作用促進(jìn)α穩(wěn)定元素氧的滲透擴(kuò)散而形成更多的粗化α相，導(dǎo)致力學(xué)性能的顯著下降，塑性喪失。

參考文獻(xiàn) References

[1] Boyer R R. Materials Science & Engineering A[J], 1996, 213:104

[2] Xu Guodong(許 國 棟 ) et al. Chinese Journal of Rare Metals(稀有金屬學(xué)報)[J], 2008, 32(6): 774

[3] Wei Shouyong(魏壽 庸 ) et al. Aeroengine(發(fā)動 機(jī) )[J], 2005,31(1): 52

[4] Donlon W T et al. Titanium’92 Science and Technology[C].San Diego: the Titanium Committee of the Minerals Metalsand Materials, 1992: 295

[5] Cui Wenfang (崔文芳) et al. Journal of Aeronautical Materials(航空材料學(xué)報)[J], 1997, 17(4): 15

[6] Xin Shewei( 辛 社 偉 ) et al. Rare Metal Materials andEngineering(稀有金屬材料與工程) [J], 2008, 7(3): 423

[7] Jia Weiju (賈蔚菊) et al. The Chinese Journal of NonferrousMetals (中國有色金屬學(xué)報)[J], 2009, 19(6): 1032

[8] Guo Ping (郭 萍) et al. Titanium Industry Development (鈦工業(yè)發(fā)展) [J], 2010, 27(1): 22

[9] Jia Weiju ( 賈 蔚 菊 ) et al. Rare Metal Materials andEngineering (稀有金屬材料與工程) [J], 2008, 37(3): 374

[10] Xin Shewei et al. Materials Science & Engineering A[J],2008, 477(1-2): 372

[11] Wang Huaming(王華明) et al. Chinese Journal of Lasers (中國激光)[J], 2009, 36(12): 3205

[12] Wang Huaming(王華明) et al. Heat Treatment of Metals (金屬熱處理)[J], 2008, 33(1): 82

[13] Wang Huaming(王 華 明 ) et al. Aeronautical ManufacturingTechnology (航空制造工藝) [J], 2010, 15: 77

[14] He Ruijun( 賀 瑞 軍 ) et al. Rare Metal Materials andEngineering (稀有金屬材料與工程) [J], 2010, 39(2): 288

[15] Singh A K et al. Metallurgical and Material Transactions A[J], 1996, 27: 1167

[16] Madsen A et al. Journal of Materials Engineering andPerformance [J], 1995, 4(3): 301

[17] Hu Gengxiang( 胡 庚 祥 ) et al. Fundamentals of MaterialsScience (材 料 科 學(xué) 基 礎(chǔ) )[M]. Shanghai: Shanghai JiaotongUniversity Press, 2011: 156

[18] Srinadhk V S, Singh V. Material Science[J], 2004, 27(4): 347