高温钛合金拥有轻质
、、、高比强和耐侵蚀等利益，，，在先进航空发起机高压压气机的关键部件中拥有显著的利用优势，，，迄今为止，，，航空发起机用高温钛合金的使用温度已达到600℃，，，如英国的IMI834
、、、美国的Ti-1100
、、、俄罗斯的BT36和中国的Ti60
、、、Ti60A
、、、Ti600等高温钛合金，，，该类型合金为近α型高温钛合金，，，拥有优良的综合力学机能[1,2]。。

目前，，，随着先进航空发起机发展需要的进一步提高，，，高温钛合金构件也逐步朝着高机能和整体化的方向发展，，，因而对资料个性和制作步骤提出了更高要求[3]。。激光增材制作(LAM)技术作为一种刷新性的制作步骤，，，其在成形过程中无需刀具
、、、夹具和模具，，，与传统的铸造铸造相比，，，拥有出产步骤少
、、、资料利用率高
、、、制品率高
、、、柔性好等利益，，，为解决航空航天大型关键复杂精密构件的成形以及组合制作带来了新的机缘[4,5]。。

利用自身的成形特点，，，激光增材制作技术已成功利用于高温钛合金的成形，，，目前激光增材制作高温钛合金钻研的关键问题之一是深刻相识微观组织的形成机理及其对力学机能的影响[6]。。激光增材制作高温钛合金的典型微观组织通常为β柱状晶[7]和α′马氏体组成的晶内亚结构[8]，，，α′马氏体的分歧状态取决于加工参数和加工零件的尺寸[9]。。在激光增材制作过程中，，，沉积层经历了长功夫的陆续热循环，，，因而微观组织的形成机制极度复杂，，，有关钻研重要集中在选取有限元仿照热过程中组织的演变法规[10]以及成立物理模型描述马氏体的描摹
、、、散布
、、、亚结构及形成机理[11-13]。。目前，，，激光增材制作高温钛合金的钻研重要集中在使用温度为350℃的TC4（Ti-6Al-4V）[14,15]，，，500℃的TA7（Ti-5Al-2.5Sn）[16]
、、、TC11（Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr0.3Si）[17,18]
、、、TA15（Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V）[19]等钛合金，，，激光增材制作 600℃高温钛合金的钻研相对较少[20,21]，，，尤其在锻态钛合金上沉积成形600℃高温钛合金Ti150的钻研鲜见报道。。

因而，，，本钻研选取激光增材制作技术，，，在锻态Ti-6246合金上，，，以分歧线能量密度成形600℃高温钛合金Ti150（以下简称AM-Ti150），，，对其沉积层及界面结合区的组织特点与成形机理发展系统钻研，，，并分析了试样的拉伸机能与断裂机制。。本钻研旨在揭示激光增材制作600℃高温钛合金的成形个性及机理，，，为航空发起机用600℃高温钛合金复杂构件的增材制作或修复提供参考。。

1
、、、尝试

选取气体雾化法将600℃高温钛合金Ti150棒材制备成钛合金粉末，，，筛选颗粒直径为53~105μm，，，理论光洁度好的粉末作为激光增材制作用粉末，，，基板选用锻态Ti-6246合金。。

Ti150合金粉末和锻态Ti-6246合金的化学成分如表1所示。。在激光增材制作设备上进行分歧工艺参数的AM-Ti150合金试样成形，，，具体成形工艺参数见表2，，，成形后对试样进行去应力退火。。图1为尝试所得的线能量密度为90J.mm-1的AM-Ti150合金试样，，，其尺寸为40mm×10mm×20mm。。

选取线切割步骤对分歧线能量密度AM-Ti150合金试样沿沉积高度方向取组织观察试样，，，Ti150合金和Ti-6246合金各占一半，，，将试样机械磨抛后用Kroll试剂（85mLH₂O，，，5mLHF，，，10mLHNO₃）进行侵蚀，，，选取Zeiss光学显微镜（OM）与带有能谱仪（EDS）的Zeiss高分辨场发射扫描电子显微镜（SEM）对合金微观组织和拉伸断口进行表征分析。。选取X射线衍射仪（XRD）对Ti150合金粉末及分歧线能量密度的AM-Ti150合金沉积层进行物相鉴定。。选取透射电子显微镜（TEM）对线能量密度为90J.mm-1的AM-Ti150合金沉积层进行物相确定。。在全能试验机上别离进行室和善450℃高温拉伸机能测试，，，每种试样反复进行3次拉伸尝试，，，了局取均匀值。。

2
、、、了局分析

2.1AM-Ti150合金沉积层组织特点

2.1.1缺点特点

利用阿基米德排水法对分歧线能量密度的AMTi150合金沉积层进行致密度测试，，，致密度测试了局如图2所示。。在本钻研的线能量密度领域内，，，AMTi150合金沉积层的致密度均在90%以上，，，且随着线能量密度的增大，，，致密度增大；当线能量密度为90J.mm-1时，，，AM-Ti150合金沉积层的致密度为99.67%，，，致密度最大，，，缺点至少。。

图3为AM-Ti150合金沉积层的缺点特点，，，重要分为孔洞缺点和搭接不良缺点2种[22]。？锥慈钡阃ǔ３是蛐位蚶嗲蛐，，，缺点特点见图3a和3b，，，孔洞缺点产生的原因，，，通常以为是增材制作使用的金属粉末中含有的空心粉所导致的[23]。。搭接不良缺点重要分为层间未熔合缺点和道间未熔合缺点。。道间搭接率过小时，，，两道之间搭接区域的能量密度过低，，，导致搭接区不能充分熔合，，，形成道间未熔合缺点，，，本钻研的搭接率固定，，，从图3中能够发现分歧线能量密度AMTi150合金沉积层险些都没有道间未熔合缺点，，，注明本钻研的搭接率拔取相宜，，，搭接不良缺点重要为层间未熔合缺点。。如图3a~3d所示，，，层间未熔合缺点为面积较小的长条状或近三角结构，，，由于线能量密度不及，，，无法齐全溶解落入熔池的粉末，，，有余的粉末呈半溶解或未溶解状态，，，导致熔深降低，，，在沉积下一层时，，，又无法将这些粉末齐全溶解，，，形成了层间未熔合缺点。。在本钻研的线能量密度领域内，，，AM-Ti150合金沉积层的缺点随着线能量密度的增大而削减；当线能量密度为90J.mm^-1时，，，AM-Ti150合金沉积层中险些没出缺点，，，成形机能
、、、冶金质量较好，，，有利于成形及后续工艺的钻研。。

2.1.2微观组织特点

图4为Ti150合金粉末以及分歧线能量密度AM-Ti150合金沉积层的XRD图谱，，，从图中能够看出AM-Ti150合金沉积层与原始粉末的相成分一致，，，均阐发出密排六方hcpα/α'-Ti的衍射峰，，，在该图谱中未发现显著对应于β相的衍射峰。。只管AM-Ti150合金沉积层的相组成一样，，，但是其XRD衍射角相比于原始Ti150合金粉末，，，都产生了向高2θ角的偏移，，，且由于α相和α'相拥有极度类似的晶格参数[24]，，，因而必要通过进一步的物相鉴定以确定AM-Ti150合金沉积层的物相。。通过下文具体分析证明，，，本钻研AMTi150合金沉积层的微观组织为α'马氏体相。。

图5为分歧线能量密度AM-Ti150合金沉积层的微观组织，，，从图中能够看到白色和玄色两相，，，白色相

为β相，，，玄色相为α'马氏体相，，，α'马氏体束集尺寸较为藐小，，，为典型的网篮组织。。在激光增材制作过程中，，，当Ti150合金从高温冷却时，，，α'相首先在β晶界形核析出，，，而后沿晶界成长，，，形成α'相，，，β→α'的相变切合Burgers关系，，，即{110}β//{0001}α'和<111>β//<1120>α'[11-13]，，，从而在分歧晶粒内得到多种取向且互订交错的α'/β藐小网篮组织。。

将图5中分歧线能量密度AM-Ti150合金沉积层的α'马氏体片层的长度
、、、宽度以及长宽比，，，选取Image-ProPlus软件进行统计分析，，，了局见表3。Ｄ芄环⑾，，，在本钻研的线能量密度领域内，，，随着线能量密度的增大，，，α'马氏体片层的长度和宽度逐步增大，，，长宽比先增大后减小。。热堆集效应的加强使得沉积层的α'马氏体片层显著粗化，，，随着α'相的宽度变大，，，α'/β间的界面数量削减，，，降低了相界的故障能力，，，塑性得到提升[11]，，，因而当线能量密度为90J.mm-1时，，，AM-Ti150合金沉积层α'马氏体片层的宽度最大，，，塑性最好。。

2.2界面结合区组织特点

图6a~6e为分歧线能量密度AM-Ti150合金试样界面左近的微观组织，，，从图中能够看出Ti150合金与Ti-6246合金之间的界面结合优良，，，界面下方部门的Ti-6246合金组织产生显著变动，，，将该区域称为界面结合区（interfacebondingzone，，，IBZ）。。在激光增材制作过程中，，，由于受到激光热量输入的影响，，，界面结合区从上至下受到热源影响水平的分歧，，，其组织产生了非均匀变动，，，凭据分歧部门的组织特点，，，将界面结合分辨为上（Up-IBZ）
、、、中（Middle-IBZ）
、、、下（Bottom-IBZ）3个部门，，，该区域的组织演变机理将鄙人文进行具体分析。。

图6a1~6e1显示了分歧线能量密度AM-Ti150合金试样界面上方沉积层的微观组织，，，能够看到界面上方的沉积层由粗壮的β晶粒组成，，，β晶粒内部蕴含藐小的α'马氏体片层。。在激光增材制作过程中，，，熔池底 部的温度梯度较高，，，热量重要以热传导方式沿着沉积方向通过基体导出，，，从而形成反热流方向成长的粗壮

β晶粒[7]。。随着线能量密度的增大，，，熔池热堆集增长，，，沉积层的β晶粒逐步长大。。图6f为锻态Ti-6246合金的初始微观组织，，，其初始组织为等轴初生α相和片层状的β转变组织组成的双态组织。。图6a2~6e2为分歧线能量密度界面结合区上部的组织特点，，，从图中能够看出，，，界面结合区上部组织的β晶粒内蕴含α片层以及一些白色的区域，，，这种结构与焊接热影响区的阴影结构（ghoststructure）类似[25]。。分歧线能量密度界面结合区上部阴影结构尺寸和α片层宽度的统计了局别离如图7a和7b所示，，，随着线能量密度的增大，，，阴影结构尺寸减小，，，α片层宽度增大。。如图6a3~6e3所示，，，分歧线能量密度界面结合区的中部组织由等轴α相和片层α相组成，，，但相比于初始组织，，，α片层之间不再是陆续的β相，，，片层组织不再清澈。。图6a4~6e4中分歧线能量密度界面结合区的下部组织仍为等轴初生α相和片层状的β转变组织组成的双态组织，，，将分歧线能量密度界面结合区下部一样高度地位以及初始组织的等轴α相尺寸和片层α相宽度进行统计分析，，，统计了局别离如图7c和7d所示，，，随着线能量密度的增大，，，等轴α相尺寸和片层α相宽度均增大。。

2.3力学机能

2.3.1室温拉伸机能

分歧线能量密度AM-Ti150合金试样的室温拉伸断裂地位均位于沉积层，，，远离界面，，，批注AM-Ti150合金与Ti-6246合金之间界面结合优良，，，界面结合区的室温强度超过沉积层。。AM-Ti150合金试样的室温拉伸机能如图8所示，，，了局批注，，，在本钻研的线能量密度领域内，，，随着线能量密度的增大，，，AM-Ti150合金试样的室温抗拉强度和延长率均增大；当线能量密度为90J.mm-1时，，，AM-Ti150合金试样的室温抗拉强度和延长率别离为1075MPa和4.7%。。缺点对于AM-Ti150合金试样的室温抗拉强度影响显著，，，室温抗拉强度的增大，，，重要归因于线能量密度的增大带来缺点的削减，，，从而致密度增大。。钛合金马氏体板条的粗化会导致合金塑性的提高，，，因而随着线能量密度的增大，，，AM-Ti150合金α'马氏体板条的粗化，，，带来试样塑性的提高。。与铸态[26]
、、、锻态Ti150合金[2]相比（见表4），，，AM-Ti150合金试样的室温力学机能阐发出高强度
、、、低塑性的特点，，，其强度超过铸锻件，，，但塑性低于铸锻件，，，因而必要结合后处置来改善AMTi150合金的塑性。。

2.3.2高温拉伸机能

对分歧线能量密度AM-Ti150合金试样在450℃下进行高温拉伸机能测试，，，试样的高温拉伸断裂地位均位 于沉积层，，，批注界面结合区的高温强度超过沉积层。。图9给出了分歧线能量密度AM-Ti150合金试样的高 温拉伸机能，，，了局批注，，，在本钻研的线能量密度领域内，，，随着线能量密度的增大，，，试样的高温抗拉强度和 延长率均呈上升趋向；当线能量密度为90J.mm-1时，，，高温抗拉强度和延长率别离为808.7MPa和 14.3%。。

3
、、、会商

3.1AM-Ti150合金沉积层组织成形机理

Ti150合金的α'马氏体是富含β相元素Mo的过饱和固溶体，，，其Mo元素的含量高于平衡α相，，，从而 引起晶体结构的较大畸变，，，凭据晶格常数的推算，，，Mo原子（0.136nm）的原子半径小于Al原子（0.143nm），，，从而α'马氏体的晶格常数比平衡α相小，，，凭据布拉格方程（Bragg'slaw）能够得到，，，其衍射角随晶格常数的减小而增大，，，因而Ti150合金的α'马氏体衍射峰向更大的角度移动。。

AM-Ti150合金沉积层的衍射峰中主峰所对应的2θ衍射角的具体数值如表5所示，，，相比于原始Ti150合金粉末，，，其衍射峰向右偏移，，，这批注AM-Ti150合金沉积层的微观组织为α'马氏体相。。在激光增材制作过程中，，，急剧冷却克制了溶质的扩散，，，导致AMTi150合金沉积层非平衡α'马氏体相的形成[8]。。

激光增材制作的成形特点会使得成形试样冷热不均匀，，，从而产生残存热应力，，，导致成形试样出现裂纹甚至断裂[7]，，，因而必要通过调控激光增材制作的工艺参数，，，来减小残存应力，，，进而改善力学机能。。残存应力的相对值能够通过XRD衍射图谱的半峰宽(FWHM)值来估计。。为了比力分歧线能量密度AM-Ti150合金沉积层的残存应力，，，丈量了其主峰的半峰宽，，，如表5所示。。随着线能量密度的增大，，，FWHM值出现先上升后降落的趋向，，，这意味着在本钻研的线能量密度领域内，，，AM-Ti150合金沉积层的残存应力随着线能量密度的增大而先增大再减小，，，当线能量密度为90J.mm-1时，，，合金沉积层的残存应力最小。。

图10为线能量密度90J.mm^-1时AM-Ti150合金沉积层的TEM物相，，，从TEM明场像（图10a）能够看出，，，马氏体内部存在超高密度的位错，，，选区电子衍射（SAED）花腔显示，，，基体为α'马氏体相（图10b），，，同时有少量的β相（图10c）；TEM明场像（图10a）中有沉淀物沿着β晶界析出，，，经过选区电子衍射（SAED）花腔分析，，，沉淀物为钛硅化物(Ti,Zr)5Si3（图10d）。。AM-Ti150合金沉积层中硅化物的天生
、、、析出与其成分以及成形工艺过程中温度的变动亲昵有关[27]。。对于近α高温钛合金Ti150而言，，，其Si元素含量为0.38%，，，Si的析出物重要为高温相Ti5Si3，，，为六方结构，，，中性元素Zr增长后，，，Zr会置换高温相中部门Ti天生S1型(Ti,Zr)5Si3。。在激光增材制作过程中，，，Ti150合金的液态熔池天生高温相Ti5Si3，，，在随后急剧冷却的过程中，，，Zr元素置换形成(Ti,Zr)5Si3，，，最后以沉淀相析出。。由AM-Ti150合金沉积层的TEM组织分析中能够发现，，，其试样力学机能高强度
、、、低塑性的特点，，，重要归因于其组织精密的马氏体结构
、、、马氏体内部存在的超高密度位错
、、、以及晶界处析出的沉淀相硅化物(Ti,Zr)5Si3，，，该组织特点使得位错活动受到了故障，，，大大提高了强度，，，降低了塑性[28,29]。。激光增材制作过程拥有很大的冷却速度，，，当Ti150合金从高温冷却时，，，固态相变中的形核率大大提高，，，α'马氏体大量形核，，，β→α'相长大的功夫变得很短，，，同时马氏体内部的高密度位错能够推进马氏体的形核与长大，，，进一步推进了层状结构的形成[28]，，，从而最终获得藐小的网篮组织结构。。由于α'马氏体板条细长，，，在受载时，，，α'/β间的相界面作为故障位错活动的重要樊篱，，，使得相界面内的位错塞积增多，，，同时α'马氏体板条内的高位错密度也故障了位错迁徙，，，从而使得试样很难产生塑性变形，，，塑性较低。。第二相硅化物小颗粒的析出，，，将显著影响位错滑移特点，，，当位错活动到(Ti,Zr)5Si3颗粒时，，，将以剪切方式通过，，，打乱滑移面上的有序分列，，，产生反相畴界，，，引起有序能的增长，，，很大水平上故障了位错的活动，，，提高合金的强度，，，降低塑性，，，同时在塑性变形过程中，，，微孔容易在第二相颗粒处形核，，，萌生裂纹，，，进一步降低塑性[28]。。

3.2界面结合区组织演变机理

激光增材制作过程中，，，Ti-6246合金受上方沉积层多道次
、、、多层的循环往复受热，，，当激光光源位于统一沉积层时，，，由于界面结合区从上至下分歧部位与热源的距离分歧，，，受到热源影响的水平分歧，，，使得该区域从上至下温度逐步降低；且随着沉积层数的增高，，，热源逐步远离Ti-6246合金，，，界面结合区温度逐步降落，，，因而导致该区域相变过程分歧，，，最终形成分歧的微观组织。。

由于界面结合区下部距离熔池较远，，，该处无相变产生，，，但是受热源影响，，，相比于原始Ti-6246合金，，，该处组织产生了肯定的粗化，，，且随着激光线能量密度的增大，，，一样高度地位的温度进一步升高，，，溶质扩散加剧，，，该处组织粗化更为显著。。界面结合区中部组织的形成原因，，，是由于该处的峰值温度相比界面结合区下部有所升高，，，但仍低于β相转变温度，，，片层α相和等轴α相会产生部门溶化。。

界面结合区上部最靠近热源，，，其升温过程的峰值温度超过β相转变温度，，，急剧冷却过程中形成α′马氏体相，，，在晶界处形核的α′相以片层状的大局向晶内成长，，，在随后的热循环过程中α′马氏体相分化，，，最后形成蕴含晶界α相和片层α相的魏氏组织。。

图11为分歧线能量密度界面结合区上部的扫描电镜组织特点及EDS面扫描图，，，凭据EDS面扫描了局分析，，，阴影结构区域的成分和周围存在差距，，，该区域Al元素含量高于周围区域，，，而Mo元素含量低于周围区域，，，出现出分歧的衬度。。在急剧升温
、、、降温的过程中，，，Al与Mo元素没有足够功夫扩散达到平衡，，，因而形成阴影结构。。将分歧线能量密度的阴影结构进行EDS线扫描，，，Al和Mo元素的线扫描散布了局如图12所示，，，发现随着线能量密度的增大，，，Al和Mo元素的扩散逐步充分，，，因而阴影结构尺寸减小。。

3.3拉伸断裂机理

3.3.1室温拉伸断口

为了更深刻钻研分歧线能量密度AM-Ti150合金试样室温拉伸机能的变动法规及拉伸断裂机理，，，对试样的室温拉伸断口进行了分析，，，如图13所示，，，分歧线能量密度试样的室温拉伸断口描摹均比力平齐，，，呈暗灰色，，，无显著缩颈。。当线能量密度为90J.mm-1时（图13e,13e1），，，断口没有未熔合区域，，，批注成形试样致密化水平高，，，断口阐发出复杂的脆性断裂和韧性断裂的综合效应，，，重要阐发为存在解理面和大量韧窝。。拉伸断口上韧窝的状态和巨细反映了塑性变形的水平，，，固然AM-Ti150合金试样的室温拉伸断口出现出了肯定数量的韧窝特点，，，但这些韧窝数量较少，，，深度也较浅，，，并不能反映出宏观上较高的延长率。。当线能量密度低于90J.mm-1时（图13a~13d,13a1~13d1），，，成形试样的断口出现了较为显著的未熔合区域，，，阐发为有显著的解理台阶或者未熔的粉末颗：：涂锥，，，这是由于较低的激光能量输入使得成形试样的内部出现了肯定量的缺点，，，这些缺点在拉伸尝试过程中常作为裂纹发源，，，大大降低了试件的抗拉强度，，，这些裂纹在裂纹扩大过程中肯定水平上也加快了裂纹的扩大速度，，，也使成形试样的延长率较低。。总之，，，随着线能量密度的增大，，，缺点逐步削减，，，成形试样室温拉伸断口未熔合区根基隐没，，，且断口韧窝的状态越发规定，，，这与成形试样室温抗拉强度和延长率随着线能量密度的增大而增大相对应，，，同时也充分证了然AMTi150合金试样的室温拉伸断裂机制是一种结合了脆性断裂及韧性断裂的混合型断裂机制。。

3.3.2高温拉伸断口

分歧线能量密度AM-Ti150合金试样的高温拉伸断口描摹如图14所示。。当线能量密度为60J.mm-1时（图14a,14a1），，，试样的高温拉伸断口无显著的颈缩，，，存在显著的解理平台
、、、孔洞以及较浅的韧窝，，，断裂机制是一种结合了脆性断裂及韧性断裂的混合型断裂机制。。当线能量密度大于60J.mm-1时（图14b~14d,14b1~14d1），，，试样的高温拉伸断口均出现显著的颈缩，，，试样在产生颈缩之后断裂，，，能够显著看到大量的韧窝，，，批注此时的断裂模式以韧性断裂主导，，，且随着线能量密度的增大，，，韧窝逐步加深，，，高温塑性逐步增大。。整体来说，，，随着线能量密度的增大，，，AM-Ti150合金高温拉伸试样的断口逐步由混合断裂转变为韧性断裂，，，高温塑性逐步加强。。

4
、、、结论

1)AM-Ti150合金沉积层的微观组织为α'马氏体组成的网篮组织，，，随着线能量密度的增大，，，缺点削减
、、、致密度增大
、、、马氏体片层的宽度增大；当线能量密度为90J.mm^-1时，，，合金沉积层险些没出缺点，，，致密度达到99.67%，，，成形机能
、、、冶金质量较好，，，残存应力较小，，，有利于成形及后续工艺的钻研。。

2)界面结合区的Ti-6246合金受热源影响形成非均匀组织。。其中下部为粗化的双态组织，，，中部双态组织部门溶化，，，上部为魏氏组织，，，且上部组织形成由于Al和Mo元素扩散不充分的阴影结构；随着线能量密度的增大，，，下部组织进一步粗化，，，上部组织中阴影结构的Al和Mo元素扩散逐步充分，，，阴影结构尺寸减小。。

3)AM-Ti150合金沉积层精密的马氏体结构及其内部的高密度位错以及晶界处沉淀相硅化物的析出，，，使得试样出现出高强度
、、、低塑性的特点；随着线能量密度的增大，，，试样室温
、、、高温的抗拉强度和延长率均有所增大；当线能量密度为90J.mm-1时，，，室温抗拉强度和延长率别离为1075MPa和4.7%，，，高温抗拉强度和延长率别离为808.7MPa和14.3%。。

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（注，，，原文标题：：增材制作600℃高温钛合金组织特点及力学机能）