背景简介

全球商用飞机预计到2044年将接近翻倍，约80%的现役飞机将在这一时期被更新换代。同时，降低碳排放和提高燃油效率的全球目标对新一代结构材料提出了更高的热稳定性和力学强度要求。下一代航空发动机系统必须在更高温度下运行，这给现有钛合金的服役性能带来严峻挑战。近α钛合金凭借其高比强度、低密度以及优异的抗氧化和抗蠕变性能，成为此类苛刻应用的理想候选材料，但其最高服役温度通常被限制在约600℃。超过该温度后，由于高温氧化、蠕变以及再结晶和相变等显微组织演化，合金性能会迅速恶化。

近年来电弧定向能量沉积（wa-DED）等增材制造工艺因材料沉积率高、近净成形能力强、设计灵活等优势，在航空领域受到广泛关注。然而，wa-DED过程具有局部化、快速且周期性的热历史特征，伴随着陡峭的温度梯度与极高的冷却速率，显著改变凝固行为、固态相变路径以及析出动力学，使得Ti-6Al-4V等常用钛合金易形成粗大柱状β晶，显微组织与性能呈现强各向异性。在诸多合金化策略中，Cu和Si的添加对晶粒细化和力学性能提升具有显著潜力：Cu能通过成分过冷促进柱状晶-等轴晶转变（CET），并与Ti形成金属间化合物；而Si则通过固溶强化或析出硅化物提升抗蠕变性能。然而，关于多组分近α钛合金体系中富Cu金属间化合物的晶体结构、稳定性和析出动力学的研究仍十分有限，尤其缺乏对其与硅化物相互作用的系统认识。

本研究设计了一种新型Ti-6Al-2Sn-4Zr-0.8Mo-3.6Nb-0.2Si-3Cu（wt.%）近α钛合金，通过原位高能X射线衍射（HEXRD）、小角X射线散射（SAXS）并结合透射电子显微镜（TEM）和三维原子探针（APT）等多尺度表征手段，系统研究了不同冷却速率以及连续加热条件下的相变路径和析出行为，明确识别了Ti2Cu和S2型(Ti, Zr)6Si3两种金属间相，并揭示了它们各自的析出动力学和热稳定性窗口。

成果介绍

（1）图1显示了在铸态样品上施加的模拟wa-DED七次热循环温度曲线（峰值温度从1200℃逐步递减至500℃，冷却速率在5℃/s-40℃/s范围内），并给出了富Cu金属间化合物主峰积分面积随时间的演化。原位HEXRD图谱（图1b）显示，铸态（A）与前4次循环（B）中，2θ≈4.65°处仅存在一个极弱的反射峰；自第5次循环起该反射峰明显增强（C），并在500℃等温保持阶段趋于稳态，表明富Cu金属间相在wa-DED相关的热区间内确会形核长大。相应的SEM-BSE图像显示（图1c），循环处理显著细化了层片状α+β组织；硬度测试表明（图1d），循环态相对于铸态硬度提升约11%，而与传统工艺处理的Ti-6242相比，新合金硬度提高约25%，表明Cu添加配合Si、Zr、Nb形成的综合合金化策略对高温强度具有显著增益。

图1 (a) 模拟wa-DED热循环处理（冷却速率5℃/s -40℃/s）的温度曲线及富铜金属间化合物相的演化；(b) 循环前/中/后的原位HEXRD图谱；(c) 铸态与循环态的SEM显微图像；(d) 新合金与Ti-6242的硬度对比

（2）为了解耦冷却速率对相变的单一影响，首先在970℃对样品进行单相β区固溶处理，再以5、10、20、30、50、80、100℃/s不同的冷却速率进行冷却（Tβ,Trans由DSC测量为920℃)）。SEM-BSE观察（图2）清晰地反映出冷却速率升高过程中的组织演化：低冷速（5℃/s）得到典型的双层层片状α+β组织，并出现次生细层片α结构；冷速提升到20℃/s-50℃/s时，α层片尺寸更均匀，次生α相几乎消失；当冷速≥80℃/s时则呈现针状马氏体α′组织，硬度随冷却速率增加而单调增加至472 HV1。室温下的HEXRD图谱（图3a）进一步表明：冷速100℃/s以上时β相几乎完全被马氏体相变消耗，而Ti2-3Cu衍射峰仅在冷速低于50℃/s的条件下清晰出现。各冷速下Ti2-3Cu主峰积分面积随温度的演化显示：该相的形核起始温度几乎不依赖冷速，在约620℃温度下开始形成，在600℃-500℃的狭窄温度区间内快速长大，低于500℃基本进入稳态（图3b）。这一结果首次证明，在多组分近α钛合金中，通过控制冷速配合合金化学可以在一次淬火条件下完全抑制Ti2Cu的析出。

图2 经SHT处理后，以不同冷却速率（图1b）冷却的 SEM-BSE 显微照片，展示了微观结构的演变

图3 (a) 冷却后在室温下记录的HEXRD图谱；(b) Ti_2-3Cu主峰积分面积随温度演化曲线

（3）为揭示相稳定窗口和析出顺序，对马氏体样品以5℃/min升温速率进行连续加热（CH5），同步进行原位HEXRD测量，并在600℃、700℃、800℃分别进行TEM/APT离线表征。HEXRD图谱（图4a）显示，马氏体α′在约480℃开始分解为α和β，在约680℃完成，这一过程可以通过α/α′相的晶格参数斜率c/a变化清晰追踪。通过Rietveld精修得到的相分数图（图4b）表明：Ti2Cu相在580℃以上显著析出，690℃达到最大体积分数，760℃完全溶解；(Ti, Zr)6Si3硅化物则在660℃以上形成，770℃达到峰值，900℃附近消失。从Ti2Cu自身的晶格参数演化看，a轴略微减小而c轴显著增大，表明析出物及基体在加热过程中发生了成分再分配（图4c和d）。通过HR-TEM/FFT分析确认，该富Cu相具有四方Ti2Cu（I4/mmm）结构，而非早期文献提出的亚稳Ti3Cu；硅化物被唯一指标化为S2型(Ti, Zr)6Si3结构。

图4 5℃/min连续加热（CH5）原位HEXRD结果。(a) 不同温度下的HEXRD图谱，显示Ti₂Cu与(Ti, Zr)₆Si₃的依次形成；(b) 基于Rietveld精修的α/β/Ti₂Cu相分数图，插图为((Ti, Zr)₆Si₃与Ti₂Cu的峰面积演化；(c) α相c/a比率随温度的变化；(d) Ti₂Cu晶格参数随温度的演化

（4）原位SAXS测量（图5）提供了比HEXRD更灵敏的早期析出情况。2D SAXS图像显示，低于500℃时的条纹散射主要来自马氏体/层片基体；随着温度升高，各向同性的附加散射强度在整个方位角上均匀增加，对应于纳米级析出物的形核、长大及溶解。通过基体散射背底扣除与椭球形核-长大模型的SAXS拟合结果表明，Ti2Cu的析出起始温度约为470℃，显著早于HEXRD能检测到的580℃，而SAXS给出的最大体积分数7%也高于HEXRD的约3%，这凸显出SAXS对亚100 nm尺度析出相的高灵敏度。数密度演化表明约530℃处形核率达到最大，此后颗粒粗化占主导；Ti2Cu保持为细长椭球形态（纵横比<0.5），至约750℃完全溶解。Ti2Cu在马氏体分解与Cu再分配的过程中非均匀形核于位错网络、层片界面和残余β相附近，并在580℃-760℃稳定存在；(Ti, Zr)6Si3则随β相析出在660℃-900℃温度区间形成。这一相变-析出路径意味着在wa-DED的循环热历史中，富Cu金属间化合物会在Ti2Cu稳定窗口内反复析出-再溶解，从而为通过合理的冷却速率控制和后续热处理设计来调控Cu诱导强化响应提供了清晰的机理依据。

图5 CH5实验中的原位SAXS结果：(a) 不同温度下的2D SAXS图像；(b) 方位角积分散射强度随温度演化的瀑布图，体现Ti₂Cu的析出-长大-溶解；(c) 由SAXS模型提取的Ti₂Cu相分数（与HEXRD对比）、平均径向半径/轴向半径以及颗粒数密度随温度的演化

致谢

本研究由奥地利研究促进局（FFG）"能源研究"计划第8期“NovelTi-Novel advanced titanium superalloys for additive manufacturing”项目（项目号896650）资助。作者感谢德国电子同步加速器（DESY，赫尔姆霍兹联合会成员）提供实验条件，感谢PETRA III P07光束线的Norbert Schell博士在同步辐射实验中的协助（实验提案I-20230119 EC）。作者还感谢澳大利亚显微术联盟（Microscopy Australia）及新南威尔士大学Mark Wainwright显微中心、悉尼大学澳大利亚显微分析中心提供的技术协助。本文第一作者和通讯作者：David Obersteiner (Montanuniversität Leoben)。

本期小编：王永杰 （整理）

周子尧 （校对）

舒 阳 （审核）

董乃健 （发布）