顯微組織對(duì)激光增材制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)用鈦合金室溫及中溫拉伸性能的影響

沈淑馨，高旭，何蓓，湯海波

北京航空航天大學(xué)大型金屬構(gòu)件增材制造國(guó)家工程實(shí)驗(yàn)室，北京 100191

鈦合金密度低、比強(qiáng)度高，是應(yīng)用最廣泛的航空航天結(jié)構(gòu)材料之一。用鈦合金取代鋼和鋁合金等材料，可顯著減輕結(jié)構(gòu)重量，進(jìn)一步提高結(jié)構(gòu)推重比[1-2]。近年來(lái)，鈦合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的用量越來(lái)越多[3]，不同牌號(hào)的鈦合金，根據(jù)相應(yīng)的力學(xué)性能和服役溫度，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣、風(fēng)扇、高低壓壓氣機(jī)等部分服役[4-6]。發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇和低壓壓氣機(jī)工作溫度在300～350℃[5-6]，常用TC4（Ti64）[7]、TC19（Ti6246）[8]及TC17（Ti17）[9]等，而高壓壓氣機(jī)工作溫度能夠達(dá)到600℃[5-6]，多用TA19（Ti6246s）[10]、Ti55[11]及Ti60[12]等。

TC4是應(yīng)用最廣泛的鈦合金。由于具有優(yōu)異的綜合性能，目前在風(fēng)扇、低壓壓氣機(jī)及機(jī)匣部分均有使用。TC4鈦合金的名義成分是Ti-6Al-4V，β 轉(zhuǎn)變溫度為995℃±15℃，在室溫下含有8%～10%的β 相。TC11 屬于高鋁當(dāng)量（Aleq=7.3）的雙相鈦合金，名義成分是Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，β轉(zhuǎn)變溫度為1000℃±20℃。較高的鋁含量使它能夠在500℃以下穩(wěn)定工作，不僅具有優(yōu)異的熱強(qiáng)性，還有較高的室溫強(qiáng)度，多適用于壓氣機(jī)1～7級(jí)轉(zhuǎn)子葉片、盤(pán)及靜子葉片。TC17 是為航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)專(zhuān)門(mén)研制的β 相穩(wěn)定元素較多的雙相鈦合金，名義成分是Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，β 相轉(zhuǎn)變溫度為890℃±15℃。由于β 相穩(wěn)定元素含量高，α相往往較為細(xì)小，具有較高的室溫強(qiáng)度和較好的斷裂韌性。

航空發(fā)動(dòng)機(jī)用鈦合金構(gòu)件在使用傳統(tǒng)鑄造/鍛造+機(jī)械加工的方法成形時(shí)，存在工序繁多復(fù)雜、生產(chǎn)周期長(zhǎng)且制造成本高等問(wèn)題[3,13]。激光增材制造技術(shù)具有“近凈成形”的特點(diǎn)。它以高能激光束為熱源，熔化同步輸送的金屬粉末，被輻照的基材表面與粉末熔化后形成熔池。熔池隨著激光掃描而快速凝固，依次逐層沉積得到致密的三維構(gòu)件[13-15]。鈦合金由于具有較為適宜的激光吸收率，與激光增材制造技術(shù)十分適配。激光增材制造技術(shù)能夠顯著縮短航空發(fā)動(dòng)機(jī)大型鈦合金構(gòu)件的制造周期及成本[16-17]，同時(shí)沉積態(tài)構(gòu)件的力學(xué)性能達(dá)到與鍛件相當(dāng)[18-20]。

隨著對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)性能需求的不斷攀升，鈦合金的最高使用溫度已經(jīng)從350℃提高到接近600℃[5]，鈦合金寬溫度范圍的拉伸性能也開(kāi)始引起人們關(guān)注[21-22]。來(lái)自伊朗德黑蘭大學(xué)的學(xué)者，對(duì)三種顯微組織（等軸組織、板條組織及雙相組織）的TC4鈦合金分別進(jìn)行了400℃、500℃及600℃下的拉伸試驗(yàn)，對(duì)不同顯微組織在不同溫度下的拉伸行為進(jìn)行描述[23]。印度的Kartik Prasad等則系統(tǒng)闡述了IMI834鈦合金在400～500℃的拉伸及疲勞時(shí)效機(jī)理[24-25]。但目前關(guān)于不同牌號(hào)鈦合金的寬溫度范圍拉伸行為的對(duì)比研究仍是空白，基于此，本文研究利用激光增材制造技術(shù)制備了三種航空發(fā)動(dòng)機(jī)用雙相鈦合金，并進(jìn)行室溫及中溫（400℃）拉伸，對(duì)所得數(shù)據(jù)進(jìn)行總結(jié)歸納，得到鈦合金顯微組織對(duì)室溫及中溫拉伸性能的影響規(guī)律，為探索航空發(fā)動(dòng)機(jī)鈦合金在寬溫度范圍的力學(xué)性能提供參考。

1 試驗(yàn)方法

采用激光增材制造技術(shù)制備三種鈦合金試樣。所使用的設(shè)備同時(shí)搭載一個(gè)萬(wàn)瓦光纖激光器、一個(gè)包括4 個(gè)送粉噴嘴的BSF-2型送粉器以及HNC-21M CNC多軸運(yùn)動(dòng)控制系統(tǒng)。選擇鍛造純鈦板作為基材，采用6μm 直徑激光束作為能量源，將同軸送進(jìn)的鈦合金粉末熔化。所用的三種牌號(hào)鈦合金的球形粉末均由旋轉(zhuǎn)電極霧化法制得，直徑均處于50～150μm之間。沉積路徑采用沿長(zhǎng)邊（X軸方向）呈Z字形掃描，圖1（a）為沉積過(guò)程示意圖。為避免氧化，沉積過(guò)程全程在氬氣保護(hù)下進(jìn)行。為排除殘余應(yīng)力對(duì)力學(xué)性能的影響，完成沉積后TC4與TC17鈦合金試樣立即進(jìn)行去應(yīng)力退火。為獲得次生α 相，對(duì)TC11 鈦合金進(jìn)行1000°C、2h、空冷+530℃、4h 的雙重退火處理[26-27]。沿沉積方向（Z軸方向）取L 向試樣，沿掃描方向（X軸方向）取T 向試樣。按照GB/T145—2001 標(biāo)準(zhǔn)加工拉伸試樣，拉伸試樣標(biāo)準(zhǔn)尺寸及增材沉積試樣的L向與T向定義示意圖如圖1（c）所示。室溫與中溫拉伸試驗(yàn)均在SANS 5105 100kN 萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

圖1 沉積過(guò)程示意圖及拉伸試樣幾何尺寸與取向Fig.1 Schematic diagram of sedimentation process,geometric dimensions and orientations of tensile specimens

用乙醇溶劑對(duì)拉伸斷口進(jìn)行超聲清洗后，采用Apreo S LoVac掃描電子顯微鏡對(duì)其進(jìn)行形貌與亞表面顯微組織觀察。在每組拉伸斷口中取亞表面試樣并進(jìn)行制樣。首先將其鑲嵌至電木粉中，經(jīng)砂紙打磨后以SiO2懸浮液為介質(zhì)進(jìn)行拋光。最后用Kroll 溶液（HF∶HNO3∶H2O=1∶6∶43）進(jìn)行腐蝕，并進(jìn)行掃描電鏡觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 顯微組織特征

最早人們根據(jù)鈦合金在β相區(qū)淬火后的組織對(duì)其進(jìn)行分類(lèi)，如圖2所示將鈦合金分為α型、近α型、α+β型、近β型（又稱(chēng)亞穩(wěn)β型）、β型5種鈦合金[1-2,28]。而后進(jìn)一步發(fā)展了根據(jù)β 相穩(wěn)定元素的含量進(jìn)行分類(lèi)的方法，將分類(lèi)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行進(jìn)一步量化。在此基礎(chǔ)上提出用β相穩(wěn)定系數(shù)kβ量化溶質(zhì)原子穩(wěn)定β相效果。其計(jì)算公式如下[28]

圖2 鈦合金根據(jù)β相區(qū)淬火組織進(jìn)行分類(lèi)的三維示意圖[1-2,28]Fig.2 Three-dimensional diagram of classification of titanium alloys according to quenching microstructure in β phase field[1-2,28]

圖3 TC4、TC11、TC17的β相穩(wěn)定系數(shù)kβFig.3 The β-phase stability coefficient kβ of TC4,TC11 and TC17

從圖2 中可以看到，三種鈦合金均屬于α+β 雙相鈦合金，但kβ相差較大。β穩(wěn)定元素的多少，直接影響鈦合金中α與β兩相含量的比例。同時(shí)，α相的尺寸、形態(tài)及含量也隨之不同，從而進(jìn)一步影響力學(xué)性能。

圖4 為三種鈦合金顯微組織掃描照片。TC4 與TC17的顯微組織均由初生α相及β基體組成，但二者α相的尺寸及形狀有顯著差異。TC17 中β 穩(wěn)定元素含量高，α 相生長(zhǎng)時(shí)阻力較大，為細(xì)小的針狀。而TC4 中α 相為寬大板條。TC11 經(jīng)過(guò)雙重退火后，次生α 相在初生α 相間的β 基體中析出。TC11 和TC17 都具有大量的α、β 界面，起到阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的作用，提高強(qiáng)度[24,29]。

圖4 試驗(yàn)用TC4、TC11、TC17的顯微組織掃描照片F(xiàn)ig.4 Microstructure of TC4,TC11 and TC17 used in this experiment

表1為12組室溫及中溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)。不同溫度和取向下，強(qiáng)度均隨著kβ的增加而升高。TC17 的強(qiáng)度高于TC11，而TC4 則為三者中強(qiáng)度最低的。kβ越大意味著β 相穩(wěn)定元素含量越多，α相析出越困難，從而在凝固時(shí)產(chǎn)生長(zhǎng)徑比較大的窄而細(xì)的片層，大幅提高強(qiáng)度。與鍛造拉伸性能相比[30]，激光增材制造鈦合金在室溫下具有與其相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度與塑韌性，強(qiáng)度基本能大于鍛件的90%。由于表中鍛件在400℃下的拉伸性能為熱處理態(tài)，TC4、TC17的沉積態(tài)與鍛件熱處理態(tài)相差較大。而TC11沉積態(tài)經(jīng)雙重退火后，除屈服強(qiáng)度稍低外，其余性能指標(biāo)均與鍛件相當(dāng)。

2.2 取向?qū)煨阅艿挠绊?/h3>

在鈦合金激光增材制造中，β 柱狀晶將沿著晶體學(xué)的<100>β晶向外延生長(zhǎng)，而這種擇優(yōu)取向形成的β 相織構(gòu)造成了力學(xué)性能的各向異性[29,31-32]。以“減幅”為L(zhǎng) 向試樣的強(qiáng)度及塑性指標(biāo)（Rm、Rp0.2、A、Z）減去T 向試樣的數(shù)值，占L向試樣該指標(biāo)的百分比，對(duì)表1 所示的12 組室溫及中溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行分析，將各項(xiàng)指標(biāo)減幅繪制成圖5。可以看出L向相對(duì)T向強(qiáng)度有所下降，而塑性則相對(duì)提高。其中，L向試樣屈服強(qiáng)度的減幅大于抗拉強(qiáng)度。經(jīng)研究[33]，L向試樣中大部分基面和棱面滑移系具有軟取向，臨界分切應(yīng)力低，因此L向的屈服強(qiáng)度相比抗拉強(qiáng)度減幅更大。

圖5 L向拉伸相對(duì)T向的性能減幅Fig.5 Tensile properties decrease between L-direction and T-direction samples at room temperature

表1 沉積態(tài)與鍛造TC4、TC11和TC17鈦合金的室溫、中溫拉伸性能Table 1 Room and medium temperature tensile properties of deposited and forged TC4，TC11 and TC17 titanium alloys

對(duì)各組試樣的拉伸斷口進(jìn)行觀察，拍攝的掃描照片如圖6所示。在各組斷口的宏觀照片中可觀察到典型杯錐狀斷口形貌，結(jié)合其斷面收縮率遠(yuǎn)大于5%，以此為判據(jù)可斷定為韌性斷裂。從高倍掃描照片中觀察，TC4、TC11試樣L向室溫?cái)嗫诰锌锥矗g窩較深，尺寸在5μm左右，分布較均勻，此外TC11 的L 向室溫?cái)嗫诖嬖诿黠@微裂紋。而TC17的L向試樣的室溫拉伸斷口有類(lèi)似解離斷裂的臺(tái)階，在高倍下可觀察到小而淺且分布均勻的韌窩，尺寸遠(yuǎn)小于TC4、TC11的L向試樣室溫?cái)嗫冢瑸?μm左右。

圖6 TC4、TC11和TC17的L向和T向試樣室溫拉伸斷口Fig.6 L-direction and T-direction tensile fracture at room temperature of TC4,TC11 and TC17

TC4、TC11、TC17的T向室溫?cái)嗫冢浜暧^斷面的取向與拉伸軸方向成45°，屬于切斷型斷裂。其中TC4、TC11的斷口形貌更接近典型韌性斷裂斷口，中心存在粗糙的纖維區(qū)，邊緣有較平緩的放射區(qū)。在高倍下觀察，TC4、TC11鈦合金T向室溫?cái)嗫谌源嬖诳锥矗瑢?duì)比L向室溫試樣，韌窩的尺寸與深淺并無(wú)明顯差異。對(duì)于激光增材制造鈦合金而言，T向?yàn)榧す鈷呙璺较颍赥C17的T向試樣的宏觀斷口上可明顯觀察到宏觀解離臺(tái)階，其寬度與激光沉積層高相對(duì)應(yīng)。在高倍下觀察，存在準(zhǔn)解離斷裂的特點(diǎn)，能夠觀察到尺寸較小的撕裂棱，撕裂棱寬度大概在1μm 以下，與TC17鈦合金中的α相寬度相對(duì)應(yīng)。

為研究拉伸過(guò)程中的裂紋擴(kuò)展行為，對(duì)各組試樣亞表面進(jìn)行觀察，掃描照片如圖7所示。TC4的L向與T向試樣中α相均有明顯形變，表現(xiàn)出較好的可塑性。而相比之下，TC4的L向試樣比T向中的α相變形更加劇烈。TC11中雖然初生α 相更粗大，但由于次生α 相的強(qiáng)化，寬大的初生α相并未產(chǎn)生較大的變形，但L向中觀察到晶界開(kāi)裂的情況。TC17 的L 向及T 向試樣的針狀α 相細(xì)小，亞表面也有明顯的晶界開(kāi)裂情況。

圖7 TC4、TC11和TC17的L向及T向室溫拉伸斷口亞表面Fig.7 L-direction and T-direction tensile fracture subsurface at room temperature of TC4,TC11 and TC17

從表1中的數(shù)據(jù)來(lái)分析，三類(lèi)鈦合金的T向強(qiáng)度均高于L 向，而塑性差異則相反。但大體上取向?qū)θ呃煨阅艿挠绊懸?guī)律相同，結(jié)合實(shí)際應(yīng)用背景，下節(jié)內(nèi)容將聚焦溫度對(duì)于L向試樣的影響規(guī)律進(jìn)行研究。

2.3 室溫及中溫拉伸性能

在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中，鈦合金部件（尤其是TC11和TC17鈦合金）的服役環(huán)境存在短暫中溫的可能，研究中溫拉伸行為對(duì)其安全服役有重大意義。以“減幅”為400℃下的強(qiáng)度及塑性指標(biāo)（Rm、Rp0.2、A、Z）減去室溫下的數(shù)值，占室溫該指標(biāo)的百分比，對(duì)表1 所示的12 組室溫及中溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行分析，將各項(xiàng)指標(biāo)減幅繪制成圖8。從圖8 中可看出，強(qiáng)度與塑性的減幅呈相反的趨勢(shì)，總體而言，中溫下強(qiáng)度降低而塑性增加。400℃拉伸試樣的強(qiáng)度與室溫拉伸相比，降低30%～50%，而塑性的提高則大小不等。400℃下，流變應(yīng)力隨著溫度的升高而降低，熱激活的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)得以促進(jìn)[34-35]，塑性有所增加。相比之下屈服強(qiáng)度的減幅較抗拉強(qiáng)度更大，因?yàn)闇囟葘?duì)晶界和相界面的弱化作用，使其阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力降低，加工硬化效果減弱[33-34]。

圖8 400℃相比室溫的各項(xiàng)拉伸性能指標(biāo)減幅Fig.8 Tensile properties decrease between 400℃and room temperature

最終拉伸試樣宏觀照片如圖9 所示，從宏觀上可以直接觀察到各個(gè)拉伸試樣的頸縮情況。400℃拉伸試樣呈淡黃氧化色，對(duì)比左側(cè)25℃下的6 組拉伸試樣，400℃的試樣中除了斷在標(biāo)距范圍之外的試樣（TC17-L-400℃），其他試樣拉伸后的頸縮程度相較室溫試樣更大。對(duì)拉伸試樣斷口及其亞表面進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖10、圖11所示。

圖9 拉伸后試樣宏觀照片F(xiàn)ig.9 Macro picture of the specimen after stretching

對(duì)各組試樣的拉伸斷口進(jìn)行觀察，掃描照片如圖10所示。斷口的宏觀形貌直接反映了塑性變形的程度，從拉伸斷口的宏觀照片觀察，室溫拉伸斷口更為平整，而400℃拉伸斷口表面起伏較大。中溫拉伸試樣的韌窩相比室溫拉伸試樣更加粗大，說(shuō)明前者塑性更好。

圖10 TC4、TC11和TC17的L向試樣室溫及中溫拉伸斷口形貌Fig.10 L-direction specimens tensile fracture of TC4,TC11 and TC17 at room temperature and medium temperature

室溫拉伸斷口宏觀形貌及顯微組織在2.2 節(jié)中已有描述，在此不做補(bǔ)充。TC4 的L 向試樣在400℃下的拉伸斷口呈現(xiàn)典型韌性斷裂特征，中心為半徑1mm左右的纖維區(qū)，在高倍掃描照片中可見(jiàn)其局部有微小孔洞，但整體較為致密，能夠觀察到分布均勻且較深的韌窩，大小為7～8μm，與室溫試樣相比，韌窩尺寸增加40%。TC11的L向試樣在400℃下為典型韌性裂紋，斷口纖維區(qū)相比TC4試樣較小，局部仍存在孔洞，韌窩粗大且均勻，尺寸為10μm左右，為室溫?cái)嗫陧g窩尺寸的兩倍。TC17 的L 向試樣400℃下拉伸斷口的宏觀斷面的取向與拉伸軸方向成45°，屬于切斷型斷裂。宏觀掃描照片中斷口中心有明顯的粗糙的纖維區(qū)。纖維區(qū)面積很小，而放射區(qū)較大，在高倍掃描照片中能觀察到撕扯型韌窩，可判定為混合型斷裂。韌窩尺寸小且較淺，大小為8μm 左右。對(duì)各組試樣亞表面進(jìn)行觀察，掃描圖像如圖11 所示。室溫拉伸時(shí)，TC17中α相變形較小，而中溫時(shí)細(xì)小的α相有明顯變形，斷口亞表面曲折，說(shuō)明裂紋主要沿相界面擴(kuò)展。TC11在中溫下的變形程度明顯小于TC4，雖然二者有相同形態(tài)的初生α相，但彌散分布的次生α相提高了組織抵抗變形的能力。由于溫度對(duì)相界面的弱化作用，TC11在中溫時(shí)出現(xiàn)晶界開(kāi)裂的情況。

圖11 TC4、TC11和TC17的L向試樣室溫及中溫拉伸斷口形貌Fig.11 L-direction specimens tensile fracture subface of TC4,TC11 and TC17 at room temperature and medium temperature

2.4 討論

試驗(yàn)選擇三種具有不同顯微組織的典型雙相鈦合金進(jìn)行研究：TC4具有粗大的初生α板條，TC11具有粗大的初生α及細(xì)小彌散的次生α相，TC17具有細(xì)小的針狀初生α相。根據(jù)Ashby 的理論[36]，雙相合金的變形表現(xiàn)出非均勻塑性的特點(diǎn)，這是由兩相的組成、尺寸和取向決定的強(qiáng)度差異導(dǎo)致的[37]。由于雙相鈦合金的變形具有微觀的不均勻性，內(nèi)應(yīng)力將在α/β 界面處產(chǎn)生應(yīng)力梯度，從而導(dǎo)致應(yīng)變局部化[38-40]。

α相在雙相鈦合金拉伸過(guò)程中的影響可以總結(jié)為兩個(gè)方面：首先，滑移傳遞提供晶粒間或兩相間的協(xié)調(diào)變形[41-42]，晶界α 相及α/β 相界面作為滑移傳遞的阻礙，易產(chǎn)生位錯(cuò)塞積和應(yīng)力集中，難以協(xié)調(diào)變形從而開(kāi)裂[40-43]；其次，在裂紋擴(kuò)展過(guò)程，α相將是裂紋分叉、偏轉(zhuǎn)的最大誘因，影響裂紋擴(kuò)展的快慢[42]。

室溫下三者的拉伸行為差異首先來(lái)源于α相（α/β相界面）形態(tài)及數(shù)量。細(xì)小且均勻的初生α相在TC17拉伸的過(guò)程中，共同分擔(dān)了內(nèi)應(yīng)力，降低應(yīng)力集中的可能。裂紋在細(xì)小的針狀α相之間擴(kuò)展困難，如圖12所示，更加曲折的路徑將消耗更多能量。對(duì)于TC11而言，粗大的α相板條使位錯(cuò)在其內(nèi)部具有更長(zhǎng)的滑移距離，塑性有所增加[44]（參見(jiàn)表1）。相比之下，包括彌散分布的納米級(jí)次生α相在內(nèi)的β相轉(zhuǎn)變基體更難變形，為了協(xié)調(diào)變形，滑移需要從α 相向β 基體傳遞，然后進(jìn)入另一個(gè)α 板條中[41]。裂紋在相界面萌生后，擴(kuò)展時(shí)穿過(guò)納米級(jí)的次生α 相卻比較困難，與TC17 類(lèi)似。而TC4既存在粗大的初生α板條，又無(wú)細(xì)小的次生α相阻礙裂紋的擴(kuò)展，相界面不僅是裂紋或孔洞的首選形核位點(diǎn)，還是裂紋擴(kuò)展的快速通道，強(qiáng)度為三者中最低。

圖12 三種鈦合金的裂紋擴(kuò)展示意圖Fig.12 Schematic diagram of crack propagation of three Titanium alloys

由于激光增材制造技術(shù)的逐層沉積過(guò)程的周期性變化，沉積態(tài)鈦合金組織在L向，即沉積方向上呈現(xiàn)“柱等交替”的顯微組織特征[31]。而T 向，即掃描方向上觀察時(shí)，多為柱狀晶截面，如圖13所示。盡管L向試樣截面具有更多晶界，但最新研究表明，晶界α相的數(shù)量并不是激光增材制造鈦合金各向異性力學(xué)行為的決定性因素[29]。鈦合金在激光熔化沉積過(guò)程中對(duì)<100>β的擇優(yōu)取向致使在T 向的平均滑移距離大于L向的，因此相應(yīng)的T向試樣的強(qiáng)度更高。鈦合金在增材制造中的擇優(yōu)取向是普遍規(guī)律，在取向相同而牌號(hào)不同的試樣之間進(jìn)行比較時(shí)，相界面為力學(xué)性能的決定性因素。

圖13 L向、T向試樣截面顯微組織示意圖Fig.13 Microstructure schematic diagram of L-direction and T-direction samples sections

溫度對(duì)三種鈦合金的影響是一致的。中溫下，流變應(yīng)力隨著溫度的升高而降低，塑性隨之增加。但加工硬化能力下降，變形抗力減小，從而強(qiáng)度降低[34-36]。同時(shí)，溫度升高導(dǎo)致相界面被弱化，阻礙裂紋擴(kuò)展能力降低。中溫下三者仍保持著原有的強(qiáng)度差異，相界面雖然被弱化，但其形狀及數(shù)量仍然影響裂紋的擴(kuò)展。

3 結(jié)論

試驗(yàn)通過(guò)選擇β相穩(wěn)定系數(shù)差異較大的三種雙相鈦合金牌號(hào)，獲得三種截然不同的激光增材制造鈦合金顯微組織。分別進(jìn)行室溫及中溫拉伸性能測(cè)試，討論了雙相鈦合金中α相在不同溫度下對(duì)拉伸性能的影響。

研究發(fā)現(xiàn)，室溫拉伸時(shí)TC17 細(xì)小的α 相更占優(yōu)勢(shì)，斷口呈韌性斷裂特征，韌窩尺寸為1μm左右，亞表面中幾乎觀察不到α相的變形。在中溫下細(xì)小的α相出現(xiàn)明顯變形，韌窩為8μm左右。而TC11中的初生α相與TC4中相似，不同的是由于雙重退火得到的次生α 相彌散分布，在室溫拉伸下起到阻礙變形的作用，同時(shí)粗大的α 相板條提供更大的滑移距離。在400℃下，由于溫度升高對(duì)相界面的削弱作用，TC11次生α相的強(qiáng)化作用也隨之減小，初生α相也產(chǎn)生明顯變形，此時(shí)韌窩尺寸增至10μm左右。TC4中寬粗大的α相板條在室溫下變形明顯，斷口呈現(xiàn)韌性斷裂特征。中溫條件下α相變形劇烈，韌窩尺寸增大到10μm以上。中溫下三者的強(qiáng)度差異并未改變，相界面的形狀及數(shù)量仍然影響裂紋的擴(kuò)展。