隨著航空動力裝置對高溫性能的要求持續提升，兼具優異耐腐蝕性與高溫穩定性的高溫鈦合金，已成為實現航空發動機輕量化設計的核心材料。其中部分牌號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，進一步優化發動機推重比。目前國內外已產業化的成熟高溫鈦合金典型牌號包括：國外研制的Ti-1100、IMI834、BT36，以及國內自主研制的Ti60、Ti600、TG6、Ti65、Ti750、Ti150等。

選區激光熔化(SLM)成形鈦合金的應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探索階段。基于此，文章系統探究熱處理工藝對選區激光熔化成形Ti150高溫鈦合金顯微組織與力學性能的影響規律，深入分析其斷裂機制，旨在實現合金強塑性的良好匹配，為該合金的工程化應用提供技術支撐。

1、試驗過程

1.1試驗材料

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

表1Ti150粉末化學成分范圍(wt.%)

1.2試驗方法

試驗涉及的所有熱處理工藝參數如下：

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《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》GB/T228.1和《金屬材料拉伸試驗第2部分：高溫試驗方法》GB/T228.2的要求分別進行室溫和600℃高溫下力學拉伸試驗，并使用掃描電子顯微鏡(SEM)進行拉伸斷口形貌表征。

2、試驗結果與分析

2.1固溶溫度的影響

選用最佳工藝參數成形的Ti150鈦合金沉積態試樣金相組織。不同成形方向截面金相內部無明顯未熔合、氣孔、微裂紋等打印缺陷。選區激光熔化成形過程中具有較大的溫度梯度，合金發生定向凝固，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，每層掃描旋轉角度改變導致柱狀晶沿成形方向輪廓彎曲。

對選取激光熔化成形的Ti150鈦合金試樣進行不同固溶溫度的熱處理，金相組織如圖1所示。經過熱處理后，β柱狀晶晶界減弱，針狀馬氏體α'消失，α'相內部的溶質原子發生擴散作用，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變為較小的β相。隨著擴散作用的進行，針狀馬氏體α'中的過飽和度降低，晶格畸變減弱轉變為α相。

隨著固溶溫度從940℃升高至980℃，α相發生粗化、長寬比降低，由原始的長條狀斷裂成多段的短棒狀。當固溶溫度提高至980℃時，內部顯微組織轉變為片層狀α相和β相編織的均勻近網籃狀組織。增加固溶溫度至1020℃時，一次α相繼續粗化，少量短棒狀的晶界α相球化成等軸狀，少量區域β晶粒持續長大，從β晶粒內部析出細長狀α相，轉變成α集束。

沉積態及不同固溶溫度下，室溫及600℃高溫拉伸強度及塑性變化，如圖2所示。沉積態試樣室溫拉伸強度最高而塑性較低，這主要是因為SLM技術快速冷凝在β晶粒內部形成的α'針狀六方馬氏體，由于α'馬氏體板條細長，在受載時α/β間的相界面作為阻礙位錯運動的主要屏障，使相界面內的位錯塞積增多，同時α'馬氏體板條內的高位錯密度也阻礙了位錯遷移，從而使得試樣很難發生塑性變形，因此，α'針狀六方馬氏體作為強硬相導致其硬度高而塑性差。

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

對不同固溶溫度下室溫拉伸斷口進行SEM分析，如圖3所示。在940℃固溶時，斷口處存在大小不一的解理臺階和較淺韌窩，如圖3(a)、圖3(d)所示。隨著固溶溫度增加至980℃時，由金相組織可以觀察到α相發生粗化、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，斷口處韌窩數量增加，呈現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。當固溶溫度升高至1020℃時，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，因片層平行排列形成平坦解理，α集束中對裂紋擴展無阻礙作用，使得合金協調變形能力減弱，對材料性能產生不利影響，表現為脆性斷裂特征，如圖3(c)、圖3(f)所示。

2.2時效溫度的影響

隨著時效溫度的升高，組織中的α片層厚度有所增大。在650℃時效時晶內以α'針狀馬氏體經過固溶處理后形成的一次短棒狀α相板條為主，由于時效溫度過低導致原子擴散能力不足，強化相未充分析出的過飽和固溶體在高溫服役時會繼續析出，導致組織性能不穩定。隨著時效溫度升高至720℃，晶內逐漸析出尺寸更為細小的次生α相和彌散細小的強化相，當時效溫度繼續升高至750℃，使得對于強度有所貢獻的次生α相部分溶解，部分α相嚴重粗化長大為塊狀α相，造成強度下降。

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

3、結論

對激光選區熔化成形Ti150高溫鈦合金進行固溶溫度優化，當固溶溫度較低時，合金組織為板條α相和β殘余組織組成的近網籃組織，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。繼續升高溫度至相變溫度附近時，微觀組織逐步出現α相集束，材料強度大幅降低。

在合適的時效溫度下合金組織中析出細小均勻的次生α相，原子擴散充分，析出熱穩定性良好的彌散強化相，高溫力學性能優異，隨著時效溫度的升高，部分α相長大粗化成塊狀，降低材料強度。

參考文獻

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