600℃高温钛合金是高推重比航空发动机压气机盘和叶片等热端部件必需的关键高温结构材料，目前国内外已研发出IMI834、Ti-1100、BT18y、Ti60、Ti60A等Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金[1-2]。等轴组织、片层组织和双态组织是高温钛合金常用的显微组织，片层组织具有良好的疲劳性能、持久性能和蠕变性能，等轴组织具有最好的塑性和热稳定性，但蠕变性能最低，而双态组织则兼具有片层组织和等轴组织的优点[3]。Neal等[4]研究发现双态组织具有良好的蠕变强度、低周疲劳和疲劳裂纹扩展抗力等综合性能。
激光熔化沉积(lasermeltingdepositionmanufac-turing，LMD)近净成形技术是一种在快速原型制造技术和激光熔覆技术基础上发展起来的、集材料制备与复杂零件近净成形于一体的先进制造技术。该技术通过激光熔化/快速凝固逐层沉积“生长制造”，由零件CAD模型一步完成致密、高性能钛合金零件的“近净成形制造”。与锻造等传统钛合金零件制造技术相比，具有无需锻造工业装备加工，复杂形状钛合金零件的“近净成形”一步完成，机械加工余量小，数控加工时间短，材料利用率高，生产周期短，制造成本低，零件具有细小、均匀的激光“原位”冶金/快速凝固组织，综合力学性能优异等特点。该技术为发动机整体叶盘等钛合金复杂零件的低成本、短周期、近净成形制造技术提供了一条技术新途径[5]。
钛合金显微组织及力学性能对热处理的敏感性高，有关传统变形高温钛合金组织及热处理工艺国内外都已有大量研究[6-7]。由于激光熔化沉积高温钛合金零件凝固组织及显微组织与传统锻造合金存在很大差异，其固态相变行为及热处理工艺必然有其特殊性，因此，研究激光熔化沉积高温钛合金固态相变行为及热处理工艺对其显微组织及力学性能优化无疑具有重要实际意义。本文对激光熔化沉积Ti60A高温钛合金在α+β两相区进行双重退火热处理，研究了双重退火温度对激光熔化沉积Ti60A高温钛合金显微组织和室温拉伸性能的影响规律及其机理。
1、实验材料和方法
激光熔化沉积试验在北京航空航天大学激光加工实验室RofinDC050型5kW扩散冷却板条CO2激光快速成形系统上进行，采用名义成分(质量分数，%)为Ti-5.54Al-3.88Sn-3.34Zr-0.37Mo-0.46Si的Ti60A高温钛合金等离子旋转电极雾化球形粉(粒度为-60目至+200目)为原料，采用轧制纯钛板为基材(尺寸为310mm×60mm×4mm)，激光束功率为4000W、光斑直径约5mm、扫描速度为500mm/min、单层沉积高度为0.5mm、送粉速率约600g/h、高纯氩气成形腔内气氛氧含量小于70×10-6，成形试样尺寸250mm×30mm×70mm。
沿纵向(沉积生长方向)线切割获得准12mm×10mm的小圆柱试样，在箱式电阻炉中进行热处理，系统研究双重退火热处理温度(第一步分别为1015℃、1020℃、1025℃；第二步为690℃)对合金显微组织及力学性能的影响。热处理后试样表面均铣削1～2mm以除去表面氧化层。金相试样侵蚀液为体积比1∶6∶193的HF、HNO3和H2O混合液。采用BX51MOlympus光学金相显微镜、Oxford3400扫描电镜，Apollo300场发射扫描电镜观察分析试样显微组织。本文拉伸试样采用准3mm×15mm的标准试样，所有拉伸试验在北京钢铁研究总院进行。
经热处理金相试验测定，激光熔化沉积Ti60A高温钛合金α→α+β转变起始温度约为945℃、α+β→β转变点为(1055±5)℃。
2、实验结果与讨论
2.1激光熔化沉积Ti60A组织特征
采用的激光成形Ti60A厚壁板材以隔行扫描方式逐层熔化沉积，熔池周围的温度梯度大，有利于凝固产生的热量快速传输分散，从而有效降低了激光沉积形成的热应力。激光熔化沉积制备Ti60A钛合金试样形状规则，表面光洁无裂纹、无明显变形。
图1为Ti60A厚壁板材平行于激光扫描轨迹的纵截面(规定平行于沉积方向的截面为纵截面)的宏观显微组织。沉积方向从下至上，从照片中可以清晰地观察到沿沉积方向生长的柱状晶形貌。沉积层的厚度350～450μm。柱状晶的晶粒宽度100～500μm，长度0.6～3.0mm。柱状晶的生长具有沿沉积方向定向生长的特征。研究表明，Ti60A钛合金激光表面重熔熔池的快速凝固是一个以熔池底部热影响区顶部与熔体接触的未熔母材为衬底的直接外延生长(无形核)过程[8]。重熔区和熔池内凝固过程中β晶粒生长会在未熔母材β晶粒上发生直接的择优取向外延生长，在此基础上，激光沉积过程中发生连续的柱状晶定向凝固的外延生长。由于本文采用隔行扫描的成形方式，熔池凝固时温度梯度大、冷却速度快，因此得到的柱状晶尺寸比逐行扫描的细小(逐行扫描成形的柱状晶长度可达100mm[9])。
图2是激光熔化沉积Ti60A厚壁板材纵截面的显微组织。可看出，从柱状晶晶界向晶内生长着具有严格位相的针状马氏体，见图2(a)。显微组织中是均匀分布的细小网篮组织，片层宽度1.5～2.5μm，长度4～14μm，见图2(b)。这种组织特征与激光成形工艺过程密切相关。在Ti60A板材成形过程中，熔池凝固冷却速率非常快(>104℃/s)，在β→α固态相变中，同样存在很快的冷却速率，使固态相变中的形核率大大提高，在每个晶粒内初生α相大量形核，β→α相长大的时间变得很短，从而最终的相变组织细小。
虽然β柱状晶取向基本一致，但在β→α固态相变时，α/β片层取向遵循十二种伯格斯取向关系中的一种：{0001}α//{110}β，<1120>α//<111>β[10]。在不同的晶粒内得到多种取向且互相交织的α/β细小网篮织。
2.2双重退火对显微组织的影响
图3是激光熔化沉积Ti60A高温钛合金经双重退火热处理后得到“特殊双态组织”：由“蟹爪”形貌初生α相和细片层β转变组织构成。“蟹爪”形貌初生α相的长宽比为1.7～3.3。经过双重退火，组织中的初生α相的体积分数随第一步退火温度的升高而降低，从1015℃的42%降低到了1025℃的24%左右。
从图3(c)中可看到，Ti60A高温钛合金在1025℃+690℃双重退火后晶界α相连续，而经过1015℃/1020℃+690℃双重退火后，组织中连续的晶界α相基本消除，见图3(a)、(b)。这是由于固溶温度降低，平衡时组织中初生α相的体积分数增大，形核位置增多，大量的初生α相从晶界向晶内生长，将连续的晶界α相隔断；同时α相稳定元素向晶内初生α相中扩散，降低了晶界位置α相稳定元素含量，从而消除了连续的晶界α相。
2.3激光熔化沉积Ti60A力学性能
从表1看出，经双重退火热处理后，激光熔化沉积Ti60A高温钛合金的室温塑性显著提升，其伸长率从6%提高到14%，强度略有下降。结合断口形貌(图4)分析，所有状态的Ti60A试样断口微观形貌均呈现准解理断裂特征，沿着解理面边缘有明显的撕裂棱。由于激光熔化沉积成形过程中，沉积态组织凝固冷却速度较快，得到非平衡态组织。体心立方β相向α相的转变不完全，得到高强度的细小α相，但是α相为密排六方结构，协调变形能力极差，直接导致材料宏观上的脆性断裂。经过1015℃/1020℃+690℃双重退火热处理，α相的尺寸增加并趋于稳定，β相分布在片层次生α相的片层间。在拉伸过程中，由于α相最密排面上结合力较低，在拉应力的作用下发生解理，随后片层间β相被撕裂，形成撕裂棱。材料塑性的提升主要来源于片层间β相的贡献。1025℃+690℃双重退火热处理后，晶界上为连续的α相，因此塑性降低。
3、结论
(1)激光熔化沉积Ti60A高温钛合金的凝固组织由沿沉积方向定向生长的β柱状晶组成，柱状晶宽度为100～500μm，长度为0.6～3.0mm；β晶粒内部是均匀分布的细小网篮组织。
(2)在α+β相区上部和α单相区对激光熔化沉积Ti60A高温钛合金进行双重退火热处理，获得了具有“蟹爪”状初生α相和细片层状β转变组织的“特殊双态组织”，降低第一步退火温度可以消除连续的晶界α相。
(3)在室温拉伸试验中，激光熔化沉积Ti60A高温钛合金呈准解理断裂特征，经双重退火后室温塑性显著提高，主要是由于“特殊双态组织中”中片层间β相在断裂过程中具有较好的协调变形能力。
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