激光沉積制造（LDM）Ti65鈦合金寬溫度范圍力學(xué)性能全景研究：剖析水平與豎直取樣方向的各向異性，揭示溫度升高致強度遞減、塑性遞增的規(guī)律，闡明室溫脆性/準解理斷裂向高溫韌性斷裂轉(zhuǎn)變及α相球化的核心機制

Ti65鈦合金是一種近α型高溫鈦合金，名義成分為Ｔｉ-5.8Al-4.0Ｓｎ-3.5Zr-0.5Mo-0.4Ｓｉ-0.3Ｎｂ-2.0Ta-0.8Ｗ-0.06Ｃ，具有低密度、高比強度、耐高溫等優(yōu)異的綜合性能，被廣泛用于制造航空發(fā)動機轉(zhuǎn)子、葉片及關(guān)鍵高溫結(jié)構(gòu)部件等[1-2]。傳統(tǒng)成形鈦合金的方法主要為鑄造／鍛造＋機械加工，存在成形精度有限、生產(chǎn)周期長且制造成本高等問題[3]，無法滿足發(fā)動機整體葉盤尺寸增大和結(jié)構(gòu)復(fù)雜程度提高的要求。激光沉積制造（Ｌａｓｅｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ　Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，LDM）技術(shù)是一種基于“數(shù)字化三維模型＋降維制造”的快速成形技術(shù)，能夠?qū)崿F(xiàn)具有復(fù)雜曲面特征零部件的一體化快速成形，具有生產(chǎn)周期短、材料利用率高等優(yōu)點，已被廣泛用于制造航空用鈦、鋁合金材質(zhì)的高溫零部件[4-5]。

目前，國內(nèi)學(xué)者對Ti65鈦合金的性能研究主要集中在板／棒材、鍛件等，僅有少量文獻對激光沉積Ti65鈦合金工藝參數(shù)進行報道。ＹＵＥ等[6]研究了固溶處理后冷卻速率對Ti65棒材拉伸性能的影響，結(jié)果表明水淬組織的強度和塑性均優(yōu)于空冷組織，且隨著溫度的提高，水淬組織的強度和塑性均比空冷組織顯著提高。吳汐玥等[7]對不同熱處理制度下Ti65板材的織構(gòu)及力學(xué)性能進行研究，結(jié)果表明影響板材力學(xué)性能各向異性的主要因素是織構(gòu)，室溫下板材內(nèi)的位錯和亞結(jié)構(gòu)能夠提高板材的抗拉強度和屈服強度，而高溫條件下拉伸強度取決于織構(gòu)類型及微觀組織。謝洪志等[8]對Ti65板材進行740～840℃拉伸試驗，結(jié)果表明溫度增加和應(yīng)變率降低能減小Ti65鈦合金變形抗力。ＨＥ等[1]研究了不同激光功率下LDM　Ti65合金的缺陷、微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，結(jié)果表明高功率樣品具有優(yōu)良的內(nèi)部組織及力學(xué)性能。李曉丹等[９]研究了LDM　Ti65鈦合金沉積態(tài)與退火態(tài)試樣在不同截面的顯微組織及力學(xué)性能，結(jié)果表明退火后顯微組織由片層組織變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，不同截面力學(xué)性能的各向異性被弱化。ＬＩ等[10]研究了LDM　Ti65合金在不同熱處理制度下樣品的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，結(jié)果表明沉積態(tài)組織為片層組織，退火后的微觀組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，抗拉強度和塑性顯著提高。

隨著對航空發(fā)動機等熱端構(gòu)件性能要求的提高，鈦合金多溫度下的拉伸性能開始引起各國學(xué)者的關(guān)注。沈淑馨等[11]通過激光增材制造技術(shù)制備了三種典型的雙相鈦合金，對室溫及中溫條件下三種顯微組織鈦合金的力學(xué)性能進行探究。ＰＡＧＨＡＮＤＥＨ等[12]對三種不同初始顯微組織的Ｔｉ-6Al-4Ｖ合金分別進行了室溫、400、500及600℃下的拉伸試驗，對不同顯微組織在不同溫度下的拉伸行為進行描述。但是目前關(guān)于激光沉積Ti65鈦合金寬溫度范圍的力學(xué)性能尚未有學(xué)者對其進行研究。基于此，本文采用激光沉積制造技術(shù)制備了Ti65鈦合金，對不同取向的標準試樣進行室溫及高溫拉伸試驗，并結(jié)合顯微組織、實驗數(shù)據(jù)及斷口形貌，分析取樣方向?qū)κ覝丶案邷亓W(xué)性能的影響規(guī)律，為激光沉積Ti65鈦合金在寬溫度范圍內(nèi)的力學(xué)性能提供科學(xué)依據(jù)。

1、試驗材料與方法

采用超聲氣霧化法制備的球狀Ti65粉末，粉末粒度為80～200μｍ，化學(xué)成分見表1。試驗在ＹＬＳ-6000光纖激光器上進行，工作模式為連續(xù)波，具體工藝參數(shù)見表2。為保證粉末良好的流動性，試驗前需對Ti65粉末進行真空烘干處理。沉積制造過程中為防止Ti65樣品被氧化，采用純氬氣作為送粉與保護氣體，沉積路徑采用沿Ｘ軸方向呈之字形掃描，沉積過程示意圖見圖1。為消除殘余應(yīng)力對拉伸性能的影響，完成沉積后對Ti65鈦合金毛坯（長×寬×高＝100ｍｍ×25ｍｍ×250ｍｍ）立即進行９50℃去應(yīng)力退火，保溫2ｈ、空冷的熱處理。

如圖1（ｂ）所示，金相組織樣本在毛坯中間位置截取，拉伸試驗件分別沿平行（Ｚ）和垂直于（ＸＯＹ）沉積方向取樣，標準拉伸試樣尺寸見圖1（ｃ）。金相試樣用400～3　000目的水磨砂紙依次進行研磨、拋光，用Ｋｒｏｌｌ（ＨＦ∶HNO3∶H2O＝1∶1∶50，體積百分數(shù)）試劑進行腐蝕。使用ＧＸ51ＯＬＹＭＰＵＳ光學(xué)顯微鏡（ＯＭ）和ΣＩＧＭＡ掃描電子顯微鏡（ＳＥＭ）對不同取向及試驗溫度下的試樣進行顯微組織、缺陷分布和斷口形貌觀察。室溫與高溫拉伸試驗均在ＩＮＳＴＯＲＯＮ　5９82電子萬能試驗機上進行，室溫拉伸時，試驗應(yīng)變速率為屈服前1.75×10-4ｓ，屈服后1.75×10-3ｓ；高溫拉伸時，試驗應(yīng)變速率為屈服前6.67×10-5ｓ，屈服后6.67×10-4ｓ。對于高溫拉伸試驗，使用高溫試驗箱將試樣分別加熱至500、650、700℃，保溫10ｍｉｎ后進行拉伸測試。為減少試驗誤差，每組拉伸試驗測試三個平行試樣，結(jié)果取平均值。

2、結(jié)果與分析

2.1　顯微組織分析

圖2為激光沉積Ti65合金不同取樣方向的顯微組織。從圖2（ａ）可見，ＸＯＹ平面分布著多個大小不同、形狀不規(guī)則的等軸晶，微觀組織為典型的網(wǎng)籃組織，晶粒內(nèi)部分布著大量交錯排列的條狀α相和β轉(zhuǎn)變相，部分片層α相呈細長狀，晶界處分布著位向相同、相互平行的片層α相，如圖2（ｂ）所示。通過Ｉｍａｇｅ　Ｊ軟件定量分析條狀α相的尺寸可知，晶內(nèi)α相寬度均在2.25μｍ左右，長度大部分集中在10～2９μｍ，部分長度達到45～52μｍ，晶界α相寬度為1.78μｍ左右，長度為10～21μｍ。同時可以發(fā)現(xiàn)細長的α相間分布著短棒狀的α相，這是因為在激光沉積過程中α相會在晶內(nèi)或晶界形核長大，當不同生長方向的α相互相接觸后就會停止生長，導(dǎo)致生長速度較快的α相呈長條狀，而生長速度緩慢的α相呈短棒狀。從圖2（ｃ）可以看出，ＹＯＺ（Ｚ向）截面的宏觀組織為具有明顯生長方向的粗大β柱狀晶，柱狀晶寬度為100～210μｍ，柱狀晶長軸與沉積方向夾角約為15°。這是由于激光沉積過程中，熔池產(chǎn)生的熱量會從溫度梯度較高的熔池底部向著基材方向輸出，隨著沉積層數(shù)的不斷增加，形成穿越多個沉積層的粗大的β柱狀晶。從微觀上可以看到原始β柱狀晶內(nèi)分布著大量片層狀α相，方向與β晶粒的晶界呈±45°角分布，如圖2（ｄ）所示，對片層狀α相的尺寸進行定量分析后，得出其平均長度為1.3μｍ，長度范圍為10～30μｍ，長寬比約為14。

圖3為水平拉伸試樣在高溫條件下均勻變形區(qū)和頸縮區(qū)的顯微組織。通過定量測量均勻變形區(qū)α相的尺寸（圖4）可知，隨著變形溫度的升高，條狀α相逐漸變短變粗，且發(fā)生球化現(xiàn)象，700℃時由于高溫軟化效應(yīng)，導(dǎo)致片層狀α相在拉應(yīng)力的作用下發(fā)生細化，塑性增強。頸縮區(qū)相對于均勻變形區(qū)，α相變形較大，且隨著變形溫度的升高，α相變形逐漸加劇。

2.2　拉伸性能分析

為了探究取樣方向?qū)DM　Ti65鈦合金拉伸性能的影響，分別沿著水平方向和豎直方向取標準圓棒試樣進行室溫及高溫拉伸試驗，拉伸性能參數(shù)見表3。

圖5為不同取向拉伸試樣在不同溫度下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖5可知，在所有溫度下的初始屈服階段，應(yīng)力均快速增大至屈服點。但隨著溫度升高，這些曲線的屈服應(yīng)力逐漸變小，可知其對溫度有較強的敏感性。在相對較低的溫度下（低于650℃），出現(xiàn)了明顯的硬化現(xiàn)象，而當溫度到達700℃時，初始變形階段在到達屈服點后呈現(xiàn)快速下降趨勢，表現(xiàn)出明顯的高溫軟化效應(yīng)。

圖6為沿不同方向取樣的Ti65合金試樣的拉伸性能隨環(huán)境溫度的變化。隨著溫度由室溫上升到700℃，豎直方向取樣拉伸試樣屈服強度由９24ＭＰａ降到357.8ＭＰａ，抗拉強度由９９5.33ＭＰａ降到4９6ＭＰａ，而延伸率則由8.8％升高至2９.27％。與室溫時相比，650℃的屈服強度及抗拉強度分別下降47.73％、40.９2％，延伸率提高47.38％，這表明豎直方向試樣的屈服強度和延伸率對服役溫度較為敏感。水平方向試樣拉伸性能的變化趨勢與豎直方向試樣相似，屈服強度從室溫的９44.3ＭＰａ降低至700℃時的388ＭＰａ，抗拉強度從室溫的1　02９ＭＰａ降低至700℃時的545.7ＭＰａ，延伸率度從室溫的4％升高至700℃時的26.3％。與室溫相比，650℃時屈服強度及抗拉強度分別下降44.16％、36.41％，延伸率提高2.34倍。總體來說，隨著試驗溫度的升高，拉伸試樣屈服強度和抗拉強度呈現(xiàn)逐漸遞減的趨勢，而延伸率逐漸升高，因為高溫使原子動能增加，降低晶界和相界面對位錯運動的阻礙能力，促使強度降低；同時高溫軟化效應(yīng)導(dǎo)致變形抗力減小，塑性增加。

圖7為不同溫度下取樣方向?qū)煨阅艿挠绊懸?guī)律。隨著試驗溫度的升高，豎直方向取樣和水平方向取樣的試件均呈現(xiàn)抗拉強度和屈服強度降低、而延伸率升高的現(xiàn)象，且水平方向試樣的強度均高于豎直方向試樣。這是因為激光沉積Ti65鈦合金產(chǎn)生的β柱狀晶晶界近似平行于沉積方向，當沿豎直方向拉伸時，β柱狀晶的長軸受力，力的作用方向沿著晶界方向，使得滑移容易開動，塑性增強：當沿水平方向拉伸時，β柱狀晶短軸受力，力的作用方向與晶界方向近似垂直，晶界對滑移運動形成了阻礙，同時水平方向等軸α晶界數(shù)量較多，使得變形抗力增加，故強度更高。所以豎直方向取樣的試件具有較好的塑性，水平方向取樣的試件強度更好[13-14]。

2.3　斷裂模式分析

斷口形貌客觀地展示了金屬材料斷裂的整個過程，是分析金屬材料斷裂機制及其影響因素的重要依據(jù)。不同拉伸溫度下激光沉積Ti65鈦合金的斷口形貌如圖8、９所示。

圖8為水平方向取樣試驗件在不同溫度下的拉伸斷口形貌圖。室溫拉伸試樣有輕微塑性變形，斷口表面粗糙，具有河流花樣，局部存在微裂紋，結(jié)合斷后延伸率小于5％，故其屬于典型的脆性斷裂。500℃拉伸試樣斷口表面起伏較大，無中心纖維區(qū)，存在明顯裂紋，有一定數(shù)量的解離面和撕裂棱，局部存在微小韌窩。650℃拉伸試樣斷口邊緣存在剪切唇區(qū)，表面無明顯纖維區(qū)，存在少量微小裂紋，斷口邊緣存在些許未熔化顆粒，微觀形貌觀察到明顯的撕裂棱與解離臺階，韌窩數(shù)量多而淺。700℃拉伸試樣發(fā)生明顯塑性變形，斷口表面纖維區(qū)面積較小，局部存在微小孔洞，韌窩大而淺且分布均勻，因此水平方向試樣高溫條件下均為韌性斷裂。

圖９為豎直方向取樣試驗件在不同溫度下的拉伸斷口形貌圖。室溫下拉伸試樣無明顯塑性變形，斷口表面平整，呈銀灰色，無剪切唇，斷裂面垂直于正應(yīng)力方向，具有河流狀花樣特征，存在一定數(shù)量的裂紋與解理平面，為準解理斷裂。500℃拉伸試樣斷口平面粗糙、較為平坦，斷口邊緣存在剪切唇區(qū)，局部有氣孔及微裂紋，微觀形貌存在小而淺且數(shù)量較少的韌窩，同時也存在解理面及撕裂棱。650℃拉伸試樣斷口表面粗糙，有氣孔，纖維區(qū)占比較小，韌窩分布均勻，尺寸小。700℃拉伸試樣斷口呈典型的杯錐狀，斷口表面存在剪切唇區(qū)和放射區(qū)，纖維區(qū)特征明顯，表面較為粗糙，韌窩均勻且致密，韌窩尺寸相比650℃明顯變大變深。因此，高溫條件下豎直方向試樣均為韌性斷裂。

為了研究拉伸過程中的裂紋擴展行為，對各組拉伸試樣的斷口側(cè)表面進行觀察，照片如圖10、11所示。由圖10可知，水平方向試樣和垂直方向試樣的斷裂形式均為穿晶斷裂，700℃時由于高溫變形嚴重導(dǎo)致晶界破碎，未發(fā)現(xiàn)連續(xù)的α／β相晶界。圖11為室溫及650℃拉伸試樣的斷裂路徑，可以看到當裂紋擴展方向與α／β相集束取向一致時，α／β相界面的結(jié)合能較弱，裂紋沿著α／β相界面擴展，當裂紋遇到位向不同的α片層時，由于α相的強度較高，裂紋前端難以穿過α片層，擴展方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)，消耗更多能量[15-16]。

3、結(jié)論

1）激光沉積制造Ti65合金水平方向試樣的宏觀形貌為多個大小不同、形狀不規(guī)則的等軸晶，豎直方向則為尺寸較大的β柱狀晶，二者微觀組織均為典型的網(wǎng)籃組織。

2）激光沉積制造Ti65合金拉伸性能具有顯著的各向異性特征。水平方向成形試樣的抗拉強度及屈服強度高于豎直方向成形試樣，延伸率與之相反。主要原因在于水平方向晶界數(shù)量較豎直方向多，晶界有效阻礙滑移運動促使變形抗力增加，故水平方向成形試樣強度更高。

3）合金試樣的屈服強度和抗拉強度隨溫度升高而逐漸降低。室溫下水平方向試樣為脆性斷裂，豎直方向試樣為準解理斷裂，塑性較差；高溫條件下均為韌性斷裂，韌窩尺寸隨溫度升高逐漸變大，塑性隨之提高。主要原因在于高溫軟化效應(yīng)導(dǎo)致變形抗力減小，塑性增加。

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（注，原文標題：激光沉積Ti65鈦合金拉伸性能）