（北京有色金屬研究總院復合材料中心，北京 100088）

Ti2AlNb基合金是一種以有序正交結(jié)構(gòu)O相為主要組成相的新型高比強度金屬間化合物材料[1]。由于長程有序的超點陣結(jié)構(gòu)減弱了位錯運動和高溫擴散，使得該類合金具有高的室溫抗拉強度、高的高溫抗拉強度和疲勞強度、較好的室溫斷裂韌性和抗裂紋擴展能力、良好的抗蠕變性能、中等抗氧化性能以及低的熱膨脹系數(shù)，與近α-Ti合金、γ-TiAl合金、Ti3Al合金及低Nb含量的Ti3Al-Nb等先進高溫鈦基合金以及IN718等鎳基高溫合金相比，具有自己獨特的優(yōu)勢，已成為650～750℃下使用的最具潛力的未來航空航天發(fā)動機材料之一[2-4]。Ti2AlNb基合金的成分通常在Ti-（18%～30%，原子分數(shù)，下同）Al-（12.5%～30%）Nb，一般由B2、α2和Ο相中的兩相或者3相構(gòu)成[3]。目前關于Ti2AlNb基合金的研究主要集中于制備工藝、組織性能關系、熱處理調(diào)控等方面[5-9]。然而Ti2AlNb基合金的加工條件十分苛刻，導致傳統(tǒng)成形技術(shù)制備Ti2AlNb基合金零件的生產(chǎn)成本高、周期長、材料利用率低，嚴重制約了該類材料的工程應用，因此急需發(fā)展該類材料零件的短流程、低成本制備技術(shù)。

激光增材制造技術(shù)以粉末或絲材為原料，通過高功率激光原位冶金熔化和快速凝固實現(xiàn)逐層堆積，直接從零件數(shù)字模型一步完成致密、高性能零件的近凈成形制造，對于制備Ti2AlNb基合金零件具有明顯優(yōu)勢。已有研究表明，采用合理的工藝參數(shù)能夠制備出組織致密、拉伸強度良好的Ti2AlNb基合金薄壁試樣[10-11]，但是材料的塑性性能有待進一步提高。在激光增材制造及后期熱處理調(diào)控過程中，Ti2AlNb基合金組織及零件性能對所經(jīng)歷的熱歷史過程及熱處理工藝非常敏感。因此，深入研究激光增材制造Ti2AlNb基合金成形過程中的組織演變及熱處理工藝對性能的調(diào)控具有重要意義。

試驗材料與方法

激光增材制造采用等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化工藝制備的名義成分為Ti-22Al-25Nb的合金粉末，粒度為-90～+400目。激光增材制造系統(tǒng)包括：3 kW半導體激光器、快速成形專用軟件、四軸聯(lián)動數(shù)控系統(tǒng)及工作臺、DPSF-2送粉器及同軸送粉噴嘴、專用氬氣氣氛保護箱。送粉方式采用同軸送粉，送粉載氣為氬氣。試驗前，對合金粉末進行120℃×2h烘干處理，基板為6 mm厚TA15鈦合金。激光增材制造工藝參數(shù)為：激光功率1000W，送粉速率2.7g/min，載氣流量5L/min，單層提升量0.3mm，箱體氧含量低于10×10-6，制造過程中激光束相對基板作往復式運動，最終制備出尺寸為47mm×40mm×5mm的薄壁試樣。制備完成后，對所有薄壁試樣進行550℃保溫2h的去應力退火處理。

激光增材制造Ti-22Al-25Nb的合金薄壁試樣如圖1所示。將薄壁試樣沿沉積高度方向連同基板進行線切割，制備出寬8mm的條狀試樣用于觀察整體的組織演變；另外從試樣頂部每隔5mm沿激光掃描方向切取小塊試樣，對切割面（x-y面）進行相分析和組織觀察，如圖1中所示。采用Axiovert 200 MAT光學顯微鏡（OM）、JSM-6510掃描電鏡（SEM）、JSM-7001F場發(fā)射掃描電子顯微鏡（FESEM）觀察顯微組織和斷口形貌，采用荷蘭X’Pert Pro MPD型X射線衍射儀（XRD）進行相結(jié)構(gòu)分析。利用Image Pro Plus軟件計算顯微組織中的析出相體積分數(shù)。為研究熱處理對激光增材制造Ti2AlNb基合金薄壁組織和力學性能的影響，對薄壁試樣進行5組不同工藝的熱處理，熱處理工藝如表1所示。經(jīng)熱處理后的薄壁試樣沿激光掃描方向切取拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖2所示。采用NT100電子拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，標距為13mm，拉伸速率為0.3mm/s。

圖1 激光增材制造Ti-22Al-25Nb合金薄壁試樣Fig.1 Ti-22Al-25Nb alloy thin wallappearance of laser additive manufacturing

圖2 拉伸試樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of tensilesample

表1 Ti-22Al-25Nb合金的熱處理制度

結(jié)果與討論

1 沉積態(tài)Ti-22Al-25Nb合金組織演化及相演變

從圖1可以看出，采用激光增材制造技術(shù)能夠成功制備出與設計形狀尺寸相符的薄壁試樣。沉積態(tài)薄壁試樣表面呈現(xiàn)出不同顏色，頂部為淡黃色，中部為藍色，下部為灰白色，根部為藍色，這是由于成形過程中溫度太高，合金表面發(fā)生不同程度氧化導致。研究表明，鈦合金表面經(jīng)不同程度氧化后呈現(xiàn)出不同顏色，其表面顏色隨氧化程度由低到高的變化趨勢為：黃色、藍色、灰白色[12]。在激光增材制造過程中，合金由下至上逐層沉積，試樣下部經(jīng)歷的熱循環(huán)次數(shù)更多，熱量累積更多，氧化時間更長，所以表面氧化程度更高；試樣上部區(qū)域經(jīng)歷高溫氧化的時間變短，氧化程度逐漸降低；而試樣底部由于與基板接觸，散熱較快，表面氧化程度較試樣下部輕微。

距薄壁試樣頂面每間隔5mm觀察其顯微組織，結(jié)果如圖3所示。在距頂面 0mm、5mm、10mm、15mm 的位置處，沉積態(tài)合金晶粒內(nèi)部觀察不到析出相，如圖3（a）～（d）所示。在距頂面 20mm、25mm、30mm、35mm的位置處，沉積態(tài)合金內(nèi)部可以觀察到晶粒內(nèi)部彌散分布針狀析出相的魏氏體組織，如圖3（e）～（h）所示。對距頂面不同位置界面處進行XRD分析，結(jié)果如圖4（a）所示，可見，在距頂面0mm、5mm、10mm處，只有B2相的衍射峰；在距頂面15mm處，檢測到有B2相和O相，說明在該位置處有O相析出，但在顯微組織圖中較難觀察到，分析原因可能是該位置處O相含量較低；在距頂面20mm、25mm、30mm、35mm 處，由 B2、O、α23相組成。XRD檢測結(jié)果與觀察到的金相顯微組織結(jié)果相一致，沉積態(tài)薄壁試樣顯微組織由底部向頂部呈現(xiàn)出B2+O+α2→B2+O→B2的變化特征。試樣不同部位的相組成不同，導致經(jīng)拋光、腐蝕后表現(xiàn)出的明暗差別（圖4（b）），上部亮區(qū)寬度約為18mm，下部暗區(qū)寬度約為22mm。

根據(jù)Ti-22Al-25Nb合金時間-溫度-轉(zhuǎn)變(TTT)曲線可知，當高溫B2相冷卻速率達到120K/s時，B2相可以保存到較低的溫度[13]。激光增材制造是一個近快速凝固過程，熔池冷卻速度極高，達 102～105K/s[14]，因此在沉積過程中B2相能夠直接保存下來。激光增材制造過程同時又是一個材料逐層沉積累加的過程，已成形材料會受到上方熔池的影響而發(fā)生周期性的加熱、冷卻，使得已沉積部分發(fā)生自時效，促使B2相發(fā)生轉(zhuǎn)變，最終析出O相和α2相。在成形過程中，薄壁上部相對下方已沉積材料所經(jīng)歷的熱循環(huán)次數(shù)減少。從Ti-22Al與Nb的偽二元相圖可以得知，α2相析出的溫度區(qū)間較高[15]，其形成所需的相變驅(qū)動力較大，當熱循環(huán)次數(shù)減少時，不足以驅(qū)動α2相的生成，因而在薄壁試樣中部只有O相析出。當靠近沉積試樣頂部時，熱循環(huán)次數(shù)更少，不足以驅(qū)動B2相發(fā)生轉(zhuǎn)變，最終在薄壁試樣上部晶粒內(nèi)部觀察不到析出相。

圖3 沉積態(tài)Ti-22Al-25Nb合金距薄壁頂部不同距離處的顯微組織Fig.3 Microstructure of as-deposited Ti-22Al-25Nb alloy at different distances from the top of the thin wall

表2 不同熱處理狀態(tài)Ti-22Al-25Nb合金析出相體積分數(shù)及室溫拉伸性能

2 熱處理態(tài)Ti-22Al-25Nb合金顯微組織及相組成

對沉積態(tài)條狀試樣進行930℃保溫2h空冷固溶處理和800℃保溫8h空冷時效處理后，分析其相組成及顯微組織。圖5（a）為經(jīng)熱處理后距頂面不同位置處XRD圖譜分析結(jié)果?？膳袛喑觯?jīng)熱處理后沿沉積高度方向不同位置的相組成基本一致，均由B2、O、α23相構(gòu)成。經(jīng)熱處理后的條狀試樣經(jīng)拋光、腐蝕后其宏觀形貌不再呈現(xiàn)出明暗差異，組織趨于均勻（圖5（b））。熱處理態(tài)Ti-22Al-25Nb合金顯微組織圖中可以觀察到基體B2相、彌散分布在基體上的針狀O相及主要分布在晶界的α2相組成，與XRD結(jié)果相符（圖6）。

3 熱處理對Ti-22Al-25Nb合金組織及拉伸性能的影響

圖7為激光增材制造Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)不同工藝熱處理后的顯微組織，表2為對應狀態(tài)下合金晶內(nèi)析出相體積分數(shù)和室溫拉伸性能。由于未經(jīng)熱處理的沉積態(tài)試樣組織存在不均勻性，組織分析時選擇薄壁試樣中下部區(qū)域。沉積態(tài)合金顯微組織由粗大的B2相晶粒、晶內(nèi)尺寸較大的長針狀O相和尺寸較小的細針狀O相、晶界分布的α2相構(gòu)成。Ti2AlNb基合金屬于三元合金體系，相變關系較為復雜，微觀組織對熱處理制度非常敏感[16]，沉積態(tài)合金經(jīng)歷不同熱處理制度后，其顯微組織差異較大。研究表明，Ti-22Al-25Nb合金在870～960℃內(nèi)固溶處理時，晶內(nèi)O相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)锽2相和α2相，并且α2相優(yōu)先在晶界生成；在960～1020℃內(nèi)，發(fā)生如下轉(zhuǎn)變α2+O+B2→α2+B2，晶內(nèi)O相逐漸溶解[17]。熱處理時效過程中，O相尺寸變大，同時析出細小尺寸O相[9]。對比熱處理態(tài)與沉積態(tài)試樣發(fā)現(xiàn)，經(jīng)固溶時效熱處理后，晶粒內(nèi)部O相尺寸均有所變大，長針狀O相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀。在固溶熱處理過程中，O相逐漸向α2相轉(zhuǎn)變并溶于B2相基體中；而隨著固溶溫度升高，O相轉(zhuǎn)變程度增加，因此晶內(nèi)析出相體積分數(shù)逐漸減小，晶界α2相逐漸增多、尺寸變大。HT1～3與HT4相比，固溶溫度稍低，固溶過程中O相未能完全固溶；時效過程中殘留的O相繼續(xù)長大，并且有小尺寸O相析出，晶內(nèi)O相尺寸差異較大。HT4的固溶溫度較高，固溶過程中O相幾乎完全轉(zhuǎn)變，固溶結(jié)束時晶內(nèi)只有α2相；時效過程中O相重新析出，此時析出的晶內(nèi)O相尺寸差異較小（見圖7（e））。HT5的固溶冷卻速度較慢，在爐冷至700℃的過程中，為O相的長大提供了條件，與其他4組熱處理試樣相比，其晶內(nèi)析出O相的平均尺寸最大。

圖4 沉積態(tài)Ti-22Al-25Nb合金不同位置處XRD圖譜及宏觀形貌Fig.4 XRD patterns at different locations and macro morphology of as-deposited Ti-22Al-25Nb alloy

圖5 熱處理態(tài)Ti-22Al-25Nb合金不同位置處XRD圖譜及宏觀形貌Fig.5 XRD patterns at different locations and macro morphology of heat-treated Ti-22Al-25Nb alloy

圖6 熱處理態(tài)Ti-22Al-25Nb合金SEM組織Fig.6 Microstructure of heat-treated Ti-22Al-25Nb alloy

沉積態(tài)合金中析出相體積分數(shù)最大，并且析出相尺寸相對細小，與熱處理態(tài)相比，其晶粒內(nèi)部O相與B2相的相界面更多，相界面對位錯運用的阻礙更大，體現(xiàn)為較高的強度和較低的塑性；此外沉積態(tài)合金中的析出相尺寸差異較大，影響基體連續(xù)性，也是塑性較差的原因之一。經(jīng)熱處理后，合金拉伸性能均有所改善，塑性均得到提升，抗拉強度略微下降。隨著固溶溫度從900℃升高到1020℃，析出相體積分數(shù)降低，相界面對位錯的阻礙作用降低，抗拉強度呈下降的趨勢。當晶內(nèi)只有O相析出并且析出相體積分數(shù)相差不大的情況下，影響塑性的主要因素為析出相尺寸差異。對比HT1～3發(fā)現(xiàn)，HT2中的析出相尺寸更加均勻，因此呈現(xiàn)出最高的斷后伸長率。HT4試樣中晶粒內(nèi)部和晶界都存在尺寸較大的α2相，而α2相為滑移系最少的密排六方結(jié)構(gòu)，因此對塑性影響較大，其斷后伸長率最低。HT5與HT2相比，析出相體積分數(shù)相當，而HT5中的析出相尺寸更大，因此相界面減少，抗拉強度更低；在爐冷過程中會有異常粗大的O相析出，經(jīng)時效后析出相尺寸差異更大，導致斷后伸長率略低于HT2。

圖8為經(jīng)不同工藝熱處理后激光增材制造Ti-22Al-25Nb合金的室溫拉伸斷口形貌。沉積態(tài)合金試樣、HT1、HT3、HT4的斷口形貌圖中，既能觀察到沿晶斷裂的巖石狀斷裂形貌，又有解理斷裂的河流狀花樣，斷裂機制為沿晶-解理混合斷裂，如圖8（a）、（b）、（d）、（e）所示。其中沉積態(tài)試樣和HT4的斷口形貌中，沿晶斷裂區(qū)所占比例較大，體現(xiàn)為較低的斷后伸長率。沉積態(tài)試樣晶粒內(nèi)部相界面更多，晶內(nèi)強度較高，導致晶界成為薄弱環(huán)節(jié)，容易產(chǎn)生沿晶斷裂。而HT4中晶界有大量α2相存在，降低了晶界強度，更容易在晶界處斷裂。HT2和HT5的斷口形貌圖中，只能觀察到解理斷裂的特征，如圖8（c）、（f）所示。這兩組試樣的析出相尺寸較大并且相對均勻，具有較高的斷后伸長率。分析可知，為減少沿晶斷裂所占的比例，保證合金具有較高的塑性水平，應盡量避免晶內(nèi)出現(xiàn)過多尺寸細小的析出相和晶界處尺寸較大的α2相。

圖7 不同熱處理狀態(tài)Ti-22Al-25Nb合金顯微組織Fig.7 Microstructure of Ti-22Al-25Nb alloy after different heat treatment processes

圖8 不同熱處理制度Ti-22Al-25Nb合金室溫拉伸斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies of Ti-22Al-25Nb alloy after different heat treatment processes

結(jié)論

（1）沉積態(tài)激光增材制造Ti-22Al-25Nb合金薄壁試樣其相組成沿沉積方向演變規(guī)律為：B2+O+α2→B2+O→B2；薄壁試樣下部為晶內(nèi)彌散分布針狀析出相的魏氏體組織，上部為B2單相固溶體。經(jīng)熱處理后，Ti-22Al-25Nb合金薄壁試樣組織和相組成趨于均勻，均由B2、O、α23相形成。

（2）激光增材制造Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)固溶時效熱處理后，析出相體積分數(shù)變小，析出相尺寸變大；室溫抗拉強度略微下降，并隨固溶溫度升高呈降低趨勢，塑性明顯提升。經(jīng)930℃保溫2h空冷的固溶處理和800℃保溫24h空冷的時效處理后，合金具有較好的室溫拉伸性能，其抗拉強度為1017MPa，斷后伸長率為6.0%。

[1]馮艾寒, 李渤渤, 沈軍. Ti2AlNb基合金的研究進展[J]. 材料與冶金學報, 2011,10(1): 30-38.FENG Aihan, LI Bobo, SHEN Jun. Recent advances on Ti2AlNb-based alloys[J]. Journal of Materials and Metallurgy, 2011, 10(1): 30-38.

[2]BANERJEE D. The intermetallic Ti2AlNb[J]. Progress in Materials Science, 1997,42(1-4): 135-158.

[3]司玉鋒, 孟麗華, 陳玉勇. Ti2AlNb基合金的研究進展[J]. 宇航材料工藝, 2006,36(3): 10-13.SI Yufeng, MENG Lihua, CHEN Yuyong.Research development of Ti2AlNb-based alloy[J].Aerospace Materials and Technology, 2006,36(3): 10-13.

[4]張建偉, 李世瓊, 梁曉波. Ti3Al和Ti2AlNb基合金的研究與應用[J]. 中國有色金屬學報, 2010, 20(1): 336-341.ZHANG Jianwei, LI Shiqiong, LIANG Xiaobo. Research and application of Ti3Al and Ti2AlNb-based alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(1): 336-341.

[5]曹京霞, 許劍偉. (α2+O+B2)三相Ti3Al基合金的微觀組織與力學性能[J]. 鈦工業(yè)進展, 2008, 25(5): 15-19.CAO Jingxia, XU Jianwei. Microstructure and mechanical properties of (α2+O+B2) threephase Ti3Al-based alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2008, 25(5): 15-19.

[6]XUE C, ZENG W, XU B, et al. B2 grain growth and particle pinning effect of Ti-22Al-25Nb orthorhombic intermetallic alloy during heating process[J]. Intermetallics, 2012,29(10): 41-47.

[7]CHENG Y J, LI S Q, LIANG X B.Effect of deformed microstructure on mechanical properties of Ti-22Al-25Nb alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2006,16(6): 2058-2061.

[8]WANG G, YANG J, JIAO X.Microstructure and mechanical properties of Ti-22Al-25Nb alloy fabricated by elemental powder metallurgy[J]. Materials Science and Engineering:A, 2016, 654: 69-76.

[9]王偉, 曾衛(wèi)東, 薛晨, 等. 熱處理對Ti-22Al-25Nb合金顯微組織演變及顯微硬度的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2013, 23(1):456-461.WANG Wei, ZENG Weidong, XUE Chen,et al. Effect of heat treatment on microstructure evolution and mirco-hardness of Ti-22Al-25Nb orthorhombic alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(1): 456-461.

[10]劉彥濤, 宮新勇, 劉銘坤, 等. 激光熔化沉積Ti2AlNb基合金的顯微組織和拉伸性能[J]. 中國激光, 2014, 41(1): 77-83.LIU Yantao, GONG Xinyong, LIU Mingkun,et al. Microstructure and tensile properties of laser melting deposited Ti2AlNb-based alloy[J].Chinese Journal of Lasers, 2014, 41(1): 77-83.

[11]唐楊杰, 趙霄昊, 劉彥濤, 等. 激光增材制造Ti2AlNb基合金的組織與性能[J].金屬熱處理, 2016, 41(4): 1-6.TANG Yangjie, ZHAO Xiaohao, LIU Yantao,et al. Microstructure and properties of laser additive manufacturing Ti2AlNb-based alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2016, 41(4): 1-6.

[12]張源, 張愛荔, 李惠娟. TC4鈦合金的表面氧化及其對疲勞性能的影響[J]. 鈦工業(yè)進展, 2010, 27(1): 25-27.ZHANG Yuan, ZHANG Aili, LI Huijuan.Surface oxidation and its effect on the fatigue property of TC4 alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2010, 27(1): 25-27.

[13]KUMPHERT J, LEYENS C.Microstructure evolution, phase transformations and oxidation of an orthorhombic titanium aluminide alloy[J]. Structural Intermetallics,1997: 895-904.

[14]席明哲, 虞鋼. 連續(xù)移動三維瞬態(tài)激光熔池溫度場數(shù)值模擬[J]. 中國激光,2004, 31(12): 1527-1532.XI Mingzhe, YU Gang. Numerical simulation for the transient temperature field of 3D moving laser molten pool[J]. Chinese Journal of Lasers,2004, 31(12): 1527-1532.

[15]張永剛. 金屬間化合物結(jié)構(gòu)材料[M]. 北京：國防工業(yè)出版社, 2001.ZHANG Yonggang. Structural intermetallics[M]. Beijing: National Defense Industry Press, 2001.

[16]王邵麗, 曾衛(wèi)東, 馬雄, 等. 固溶溫度對Ti-22Al-25Nb合金微觀組織的影響[J]. 熱加工工藝, 2009, 38(8): 106-109.WANG Shaoli, ZENG Weidong, MA Xiong, et al. Effect of solution temperature on microstructure of Ti-22Al-25Nb alloy[J]. Hot Working Technology, 2009, 38(8): 106-109.

[17]SHAO B, ZONG Y, WEN D, et al.Investigation of the phase transformations in Ti-22Al-25Nb alloy[J]. Materials Characterization,2016,114: 75-78.