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?。停幔睿酰妫幔悖簦酰颍椋睿?，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?；诖?，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(biāo)準(zhǔn)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(biāo)準(zhǔn)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?jǐn)?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(xì)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?。受浖糠治鰲l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(dá)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(xì)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(dāng)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(xì)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(biāo)準(zhǔn)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(dāng)溫度到達(dá)700℃時，初始變形階段在到達(dá)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(dāng)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(dāng)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(zhǔn)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(yán)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(dāng)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(dāng)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(zhǔn)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(biāo)題：激光沉積Ti65鈦合金拉伸性能）