引言TA15鈦合金的名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V屬于高Al當(dāng)量的近α型鈦合金，其比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好[1,2]，并且在高溫下具有優(yōu)異的機(jī)械特性[3]。TA15鈦合金長時(shí)間工作溫度可達(dá)500℃，瞬時(shí)可達(dá)800℃。450℃下工作時(shí)，壽命可達(dá)6000h，被廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域[4]。和其他金屬一樣，TA15鈦合金在使用過程中容易出現(xiàn)表面磨損、裂紋萌生甚至失效等缺陷，加工新的TA15零件花費(fèi)較高且費(fèi)時(shí)費(fèi)力，對(duì)損壞零件進(jìn)行修復(fù)會(huì)有更高的經(jīng)濟(jì)效益。手工焊接、電鍍、填補(bǔ)等傳統(tǒng)的修復(fù)工藝存在著修復(fù)尺寸精度低、修復(fù)界面黏合度差、修復(fù)組織不均勻等問題[5]。激光沉積修復(fù)技術(shù)作為一種變革性增材修復(fù)技術(shù)，彌補(bǔ)了傳統(tǒng)修復(fù)工藝的不足，并具有可控的熱輸入以及合理的修復(fù)成本等優(yōu)點(diǎn)，受到了廣泛關(guān)注[6,7,8]。EnjieDong[9]等人采用激光沉積修復(fù)技術(shù)用AlSi10Mg粉末對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的鋁合金外殼進(jìn)行修復(fù)，發(fā)現(xiàn)AlSi10Mg修復(fù)層的顯微硬度達(dá)到了航空發(fā)動(dòng)機(jī)外殼的80%以上，力學(xué)性能基本滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)外殼的修復(fù)要求。SongZ等人[10]對(duì)激光沉積修復(fù)TA15鈦合金疲勞裂紋擴(kuò)展行為進(jìn)行了研究，結(jié)果表明修復(fù)區(qū)的網(wǎng)籃組織有更好的抵抗裂紋擴(kuò)展的能力。鈦合金零件的工作環(huán)境使其長時(shí)間受到高溫與應(yīng)力的作用，所以對(duì)修復(fù)后TA15鈦合金的高溫疲勞性能研究有重大意義。研究表明，顯微組織是影響疲勞性能的重要原因之一[11]。YongxinZhang等[12]人發(fā)現(xiàn)Ti6Al4V合金經(jīng)800℃處理4h后，疲勞極限由203MPa提高到225MPa左右，熱處理能通過對(duì)顯微組織的調(diào)控有效改善材料的疲勞性能。陳宇強(qiáng)等[13]研究了Ti-55511合金在500~600MPa應(yīng)力條件下的疲勞性能，研究結(jié)果顯示，在同樣的應(yīng)變條件和溫度下，片層組織的疲勞壽命明顯長于雙態(tài)組織，中國科學(xué)院力學(xué)研究所非線性力學(xué)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室[14]對(duì)TC17鈦合金高溫疲勞與表面氧化進(jìn)行一系列研究，結(jié)果表明，400℃、高應(yīng)力下TC17鈦合金存在韌性裂紋和疲勞裂紋，韌性裂紋歸因于局部塑性應(yīng)變的積累和蠕變變形；低應(yīng)力下，顯微組織不均勻和損傷積累為裂紋產(chǎn)生的主要原因。雖然激光沉積修復(fù)技術(shù)已被廣泛應(yīng)用，但對(duì)于鈦合金修復(fù)件經(jīng)熱處理后的高溫疲勞性能還未了解，所以本次試驗(yàn)對(duì)TA15鈦合金進(jìn)行修復(fù)，經(jīng)過不同溫度熱處理調(diào)整顯微組織、改善性能。本文通過分析激光沉積修復(fù)TA15鈦合金的顯微組織、高溫疲勞斷口及斷口萌生區(qū)附近金相，研究激光沉積修復(fù)TA15鈦合金的高溫疲勞性能與斷裂機(jī)理。

1、試驗(yàn)與材料

1.1材料

本研究基體為TA15鍛件，采用體修復(fù)的修復(fù)方式進(jìn)行激光沉積修復(fù)，修復(fù)區(qū)體積與母材相同。修復(fù)工藝參數(shù)為：激光功率：3kW；送粉速率：3/min；掃描速度：1000mm/min；掃描間距：3mm；分層厚度：0.9mm。沉積修復(fù)材料為真空等離子旋轉(zhuǎn)電極TA15球形粉末，化學(xué)成分如表1所示，粉末粒徑大小為45～148μm。在試驗(yàn)前將TA15金屬粉末在干燥箱內(nèi)130℃烘干三小時(shí)，避免水汽給修復(fù)件帶來缺陷。圖1為沉積修復(fù)加工示意圖，(a)為激光沉積修復(fù)示意圖和激光束掃描路線，(b)為試驗(yàn)試樣尺寸。

1.2熱處理

激光沉積修復(fù)TA15鈦合金修復(fù)件分別進(jìn)行900℃、950℃、1000℃退火，保溫2小時(shí)，空冷處理。三種熱處理溫度分別為β相變點(diǎn)以下、接近相變點(diǎn)、相變點(diǎn)以上，以此來研究熱處理后不同顯微組織對(duì)修復(fù)件性能的影響。

1.3高溫拉伸試驗(yàn)

按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T228.1-2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)：室溫試驗(yàn)方法》設(shè)計(jì)拉伸試樣尺寸。在朗杰高溫疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行靜力拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)環(huán)境為高溫500℃的空氣，其靜態(tài)下校正應(yīng)力誤差不超過±1%，變動(dòng)不超過1%，拉伸速度為2mm/min。試驗(yàn)前，需要把試樣用砂紙打磨，以保證試樣表面光滑。

1.4高溫疲勞試驗(yàn)

根據(jù)航空標(biāo)準(zhǔn)HB5287-1996《金屬材料軸向加載疲勞試驗(yàn)方法》設(shè)計(jì)疲勞試樣尺寸。試驗(yàn)在朗杰高溫疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，加載類型為正弦波，施加應(yīng)力為490MPa、550MPa，加載頻率為20Hz，試驗(yàn)環(huán)境為高溫500℃的空氣，應(yīng)力比R=0.06。1.5微觀組織與斷口表征熱處理后的備用試樣切割制塊，經(jīng)打磨、拋光后，使用Keller蝕刻試劑(HF:HNO₃:H₂O=1:6:7)對(duì)樣品橫截面進(jìn)行腐蝕。使用OLYMPUS-DP71型光學(xué)顯微鏡觀察裂紋擴(kuò)展路徑，JSM-7001F場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡分析熱處理后斷口形貌，通過對(duì)疲勞裂紋的萌生區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)與瞬斷區(qū)的觀察與研究，得到其斷裂機(jī)理。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1熱處理

TA15鈦合金修復(fù)件微觀組織結(jié)構(gòu)激光沉積修復(fù)后的TA15鈦合金分為母材區(qū)、熱影響區(qū)和修復(fù)區(qū)三部分，這與文獻(xiàn)15所觀察到的現(xiàn)象一致[15]。圖2為不同溫度熱處理后修復(fù)件三個(gè)區(qū)域的微觀組織形貌。圖(a)熱處理溫度為900℃，母材區(qū)由等軸α相和包含次生α相的條狀β相組成。在修復(fù)過程中，高冷卻速度和大溫度梯度在鍛造基地形成了熱量循環(huán)，極高的熔池溫度使熔池下方母材的顯微組織發(fā)生轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致熱影響區(qū)的形成。圖(b)熱影響區(qū)的等軸α相向外生長成齒輪狀α相，整體逐漸過渡成圖(c)修復(fù)區(qū)的網(wǎng)籃組織。熱處理溫度為950℃的組織如圖(d)，(e)，(f)，等軸α相含量降低，片層α相生長、變粗、互相截?cái)喾至?，促進(jìn)了α相球形化?？梢杂^察到α相和β相有明顯的粗化現(xiàn)象，但微觀組織整體仍和900℃退火熱處理類似。熱處理溫度為1000℃的組織如圖(g)，(h)，(i)，溫度達(dá)到1000℃處于β相變點(diǎn)以上時(shí)，微觀組織發(fā)生了實(shí)質(zhì)性的變化。等軸α相與片層α相轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪啵讦戮ЯＶ性俳Y(jié)晶形成極細(xì)的β晶粒。在冷卻過程中，α相沿β晶界的生長速度減慢，同時(shí)在β晶粒內(nèi)也形成了細(xì)長片層α相和保留的β相。

圖3為金相轉(zhuǎn)變示意圖，灰色為等軸α相與其變化后的相，藍(lán)色為片層α相。熱處理溫度為900℃的試樣顯微組織與典型的片層狀α+β兩相組織相似，馬氏體的分解導(dǎo)致α+β的體積分?jǐn)?shù)增加[16]。熱處理溫度為950℃時(shí)，接近β相變溫度，部分等軸α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷Ｔ陔S后的空冷過程中，大量的片層狀α相將從β相和轉(zhuǎn)變的β基體中析出。同時(shí)觀察到α相的球狀化，這與片層α相內(nèi)亞晶界的形成以及隨后由于β形核和生長而導(dǎo)致的晶粒分裂有關(guān)[17]。熱處理溫度為1000℃時(shí)，β相顯著增加，同時(shí)伴隨著大量細(xì)小的片層α分布在轉(zhuǎn)變的β相中，形成全區(qū)域細(xì)化的網(wǎng)籃組織結(jié)構(gòu)。這種結(jié)構(gòu)會(huì)阻礙裂紋在材料內(nèi)部的擴(kuò)展，但同時(shí)也伴隨著延展性的降低。

2.2高溫拉伸性能

熱處理后激光沉積修復(fù)TA15鈦合金加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，如圖4為不同熱處理?xiàng)l件下經(jīng)500℃高溫拉伸后試樣的平均強(qiáng)度和塑性。高溫下，試樣熱處理溫度為900℃、950℃、1000℃的平均抗拉強(qiáng)度分別為676MPa、669MPa、638MPa，整體呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，1000℃熱處理的平均抗拉強(qiáng)度下降幅度略大。三種溫度下的平均屈服強(qiáng)度分別為527MPa、510MPa、534MPa，950℃熱處理后屈服強(qiáng)度較低，1000℃熱處理后屈服強(qiáng)度達(dá)到最高。900℃熱處理后其平均斷面伸長率和收縮率分別為16.0%、40.8%；950℃熱處理后其平均斷面伸長率和收縮率分別為18.0%、39.9%；1000℃熱處理后其平均斷面伸長率和收縮率分別為4.8%、36.4%?？梢钥闯觯?000℃熱處理的屈服強(qiáng)度相對(duì)較高，材料的屈服強(qiáng)度能夠較好地反映其本征晶體強(qiáng)度，高的本征晶體強(qiáng)度有利于阻止位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)和聚集，從而有效抑制疲勞裂紋的萌生，因此具有高屈服強(qiáng)度的材料往往具有高的疲勞強(qiáng)度[18]。

2.3高溫疲勞性能

2.3.1高溫疲勞壽命對(duì)比

熱處理后將激光沉積修復(fù)TA15鈦合金加工成標(biāo)準(zhǔn)疲勞試樣，進(jìn)行疲勞試驗(yàn)。因550MPa接近其高溫拉伸的屈服強(qiáng)度，高應(yīng)力下高溫疲勞性能影響主要為應(yīng)力，導(dǎo)致其疲勞壽命較短，不同溫度熱處理后修復(fù)件的高溫疲勞性能差異不明顯，所以對(duì)低應(yīng)力下的高溫疲勞試驗(yàn)進(jìn)行對(duì)比。在500℃下分別進(jìn)行兩種應(yīng)力水平下的高溫疲勞試驗(yàn)，550MPa、20Hz和490MPa、20Hz兩種條件，得到不同試樣與加載條件下的高溫疲勞壽命，對(duì)激光沉積修復(fù)TA15鈦合金修復(fù)件的疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，并繪制高溫疲勞壽命的柱狀圖，進(jìn)行對(duì)比分析，得出不同試樣的疲勞性能優(yōu)劣。如圖5為激光沉積修復(fù)TA15鈦合金的高、低應(yīng)力高溫疲勞壽命對(duì)比柱狀圖。當(dāng)施加應(yīng)力為550MPa時(shí)，其應(yīng)力大小與激光沉積修復(fù)TA15鈦合金高溫拉伸的屈服強(qiáng)度相近，應(yīng)力對(duì)疲勞性能產(chǎn)生較大影響，使其隨著循環(huán)次數(shù)的增加，損傷快速累積，造成不同疲勞壽命相差不大。當(dāng)應(yīng)力降到490MPa，不同溫度熱處理后的修復(fù)件的高溫疲勞性能差異明顯，高溫疲勞影響的主要因素為顯微組織，由于熱處理溫度不同導(dǎo)致顯微組織變化進(jìn)而使其疲勞性能產(chǎn)生不同的結(jié)果。

2.3.2高溫疲勞壽命統(tǒng)計(jì)

高溫疲勞數(shù)據(jù)存在分散性，通過分析激光沉積修復(fù)鈦合金的疲勞壽命試驗(yàn)結(jié)果，應(yīng)用統(tǒng)計(jì)分析技術(shù)處理數(shù)據(jù)，對(duì)疲勞壽命進(jìn)行比對(duì)。“正態(tài)概率密度函數(shù)”在疲勞壽命可靠性分析中常被用于研究，且其基體分散性不高，所以我們使用子樣數(shù)據(jù)來估計(jì)其整體參數(shù)。根據(jù)疲勞試驗(yàn)結(jié)果及式(1.1)、(1.2)、(1.3)、(1.4)、(1.5)、(1.6)分別計(jì)算子樣的平均值x、標(biāo)準(zhǔn)差S、子樣變異系數(shù)cv、中值疲勞壽命N50，結(jié)果如表2、表3所示。

式中：Ni代表不同試樣的疲勞壽命；ix代表不同試樣的對(duì)數(shù)疲勞壽命；n代表試驗(yàn)試樣的樣本個(gè)數(shù)；x代表對(duì)數(shù)疲勞壽命母體平均值。

對(duì)于σ_max=5%誤差限度和p=99.9%存活率以及γ=95%置信度，根據(jù)變異系數(shù)C_v和最少觀測(cè)個(gè)數(shù)表查得，分別最少需要3個(gè)觀測(cè)值。本試驗(yàn)各已取得6個(gè)數(shù)據(jù)，表明觀測(cè)值個(gè)數(shù)均已滿足要求。根據(jù)數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，490MPa下1000℃熱處理中值疲勞壽命最長，900℃、950℃熱處理后高溫疲勞壽命只能達(dá)到1000℃熱處理的50.57%、26.26%。550MPa下1000℃熱處理與900℃熱處理后修復(fù)件的高溫疲勞中值壽命相差不大；950℃熱處理后高溫疲勞中值壽命短于其他兩組。當(dāng)應(yīng)力達(dá)到550MPa時(shí)，應(yīng)力接近修復(fù)件高溫屈服強(qiáng)度，使其快速疲勞斷裂，造成不同疲勞壽命相差不大；當(dāng)應(yīng)力為490MPa時(shí)，修復(fù)件經(jīng)過長時(shí)間高溫、不同顯微組織抵抗裂紋能力不同，造成其疲勞壽命有較大差別。1000℃熱處理后的高溫疲勞壽命較長，主要由于細(xì)長的片層組織對(duì)高溫疲勞抵抗能力較強(qiáng)。而950℃與900℃退火處理后，950℃熱處理后顯微組織中相變得更粗更不均勻，導(dǎo)致其疲勞性能最差。

2.4疲勞斷裂分析

圖6、圖7分別為高、低應(yīng)力不同溫度熱處理后試樣高溫疲勞斷口的萌生區(qū)。從圖可以看出，激光沉積修復(fù)TA15鈦合金高溫疲勞從試樣表面萌生，在外應(yīng)力作用下，隨著循環(huán)次數(shù)的增加，由滑移導(dǎo)致裂紋的萌生開裂。圖6(a)為900℃熱處理試樣高應(yīng)力高溫疲勞萌生，其整體形貌粗糙，有明顯撕裂脊，由不同裂紋源的裂紋匯聚形成，整體裂紋路徑曲折；圖6、圖7的(b)為950℃熱處理試樣高、低應(yīng)力高溫疲勞斷口萌生，無明顯撕裂脊，且裂紋路徑相較其他試樣平坦，所以其萌生、擴(kuò)展速度較快，導(dǎo)致其疲勞壽命較短；圖6(c)為1000℃熱處理試樣高應(yīng)力高溫疲勞萌生，有明顯的撕裂脊，為準(zhǔn)解離斷裂，由多個(gè)裂紋源組成，其擴(kuò)展速度快，導(dǎo)致其疲勞壽命較短[19]。圖7(a)為900℃熱處理試樣低應(yīng)力高溫疲勞萌生，其有明顯撕裂脊，整體裂紋路徑平坦；導(dǎo)致其疲勞壽命較短；圖7(c)為1000℃熱處理試樣低應(yīng)力高溫疲勞萌生，其疲勞源為扇形，向四周擴(kuò)散，為單一裂紋源，并且整體裂紋萌生擴(kuò)展路徑相比其他試樣路徑更曲折，導(dǎo)致其裂紋萌生、擴(kuò)展受到抵抗，高溫疲勞壽命更長。整體上，高應(yīng)力的萌生區(qū)比低應(yīng)力下萌生區(qū)更加平坦，其高溫疲勞壽命更短。

如圖8、9為高、低應(yīng)力的不同溫度熱處理后高溫疲勞斷口的擴(kuò)展區(qū)，(b)、(d)、(f)分別為(a)、(c)和(e)的局部放大圖。不同溫度熱處理試樣疲勞斷口都存在撕裂脊、疲勞輝紋與二次裂紋。撕裂脊與二次裂紋，能夠消耗能量，延緩裂紋的擴(kuò)展，根據(jù)不同試樣的疲勞輝紋可以判斷其裂紋擴(kuò)展速率，疲勞輝紋的擴(kuò)展方向改變，能夠延緩裂紋的擴(kuò)展[20]。圖8與9的(a)、(c)的形貌較為平整，疲勞輝紋的間距更大，其裂紋擴(kuò)展速率更高，存在少量撕裂脊與二次裂紋，對(duì)高溫下裂紋擴(kuò)展的抵抗能力相對(duì)較弱，所以其疲勞壽命較短。圖8與9的(e)、(f)中存在較多撕裂脊和二次裂紋，整體擴(kuò)展區(qū)域的路徑相比其他試樣更加曲折，因此抵抗裂紋擴(kuò)展的能力更高。裂紋擴(kuò)展區(qū)域還存在脆性解理特征，這是由于修復(fù)區(qū)微觀組織的變化導(dǎo)致的。隨著裂紋的向前擴(kuò)展，抵抗裂紋擴(kuò)展能力逐漸減弱，修復(fù)試樣的裂紋擴(kuò)展速率變快，疲勞擴(kuò)展區(qū)的斷口起伏較大。由于其疲勞輝紋相比其他熱處理試樣間距更小，其高溫環(huán)境下裂紋擴(kuò)展更為緩慢，并且疲勞輝紋存在多次方向的改變，導(dǎo)致其高溫環(huán)境下的裂紋擴(kuò)展消耗能量更多，高溫疲勞壽命更長。

在疲勞裂紋擴(kuò)展的后期，激光沉積修復(fù)試樣在材料殘余面積不足以抵御其外部施加的往復(fù)應(yīng)力的情況下會(huì)發(fā)生瞬間斷裂，瞬斷區(qū)斷面粗糙。圖10和圖11是典型的疲勞瞬斷區(qū)斷口的微觀形狀，(b)、(d)、(f)為(a)、(c)、(e)的局部放大圖。不同于裂紋擴(kuò)展區(qū)與萌生區(qū)的是，瞬斷區(qū)主要由類似于拉伸試樣的斷口微觀形貌的大量韌窩構(gòu)成。由于圖10中的三種試樣瞬斷區(qū)斷口更淺，且有解離臺(tái)階，屬于準(zhǔn)解離斷裂。圖11中900℃、950℃熱處理修復(fù)件高溫疲勞斷口瞬斷區(qū)韌窩更大，韌性更好。1000℃瞬斷區(qū)存在韌窩細(xì)小、密集，其韌性稍差。高應(yīng)力下的韌窩整體比低應(yīng)力韌窩更小且淺，整體更易斷裂，壽命更短。

2.5高溫疲勞斷口顯微組織斷口形貌分析

不同熱處理后修復(fù)件的疲勞斷口位置不同，顯微組織不同，造成其疲勞斷裂萌生與擴(kuò)展方式不同。由于受強(qiáng)烈變形影響，雙態(tài)組織的疲勞裂紋主要萌生于初生α相。在晶界的片層α相與β界面附近區(qū)域主要萌發(fā)片層組織的疲勞裂紋，并逐漸擴(kuò)展。雙態(tài)組織裂紋尖端區(qū)域受強(qiáng)烈剪切變形的影響，發(fā)生了顯著的納米晶化，使次生α相幾乎完全溶解并轉(zhuǎn)化為β晶粒，從而使合金的抗裂紋伸縮能力明顯減弱。如圖12為高溫疲勞斷口的萌生區(qū)附近的顯微組織。(a)、(b)與(c)為高應(yīng)力下斷口萌生區(qū)附近金相，(d)、(e)與(f)為低應(yīng)力下斷口萌生區(qū)附近金相。根據(jù)穿過相的不同，雙態(tài)組織穿過初生α相、次生α相，沿著初生α相、次生α相；裂紋與片層組織關(guān)系為穿過片層α相或者沿著片層α相擴(kuò)展。900℃、1000℃熱處理后，高溫疲勞均斷裂于修復(fù)區(qū)，高應(yīng)力下，片層α相出現(xiàn)彎曲變形，裂紋萌生主要在片層α相與β界面附近區(qū)域并逐步沿相擴(kuò)展。低應(yīng)力下裂紋穿過片層α相增多，1000℃熱處理后的試樣疲勞裂紋萌生區(qū)附近裂紋與高應(yīng)力下不同，主要為穿過細(xì)小片層α相，消耗能量更多，造成其高溫疲勞壽命相比其他兩種熱處理更長。950℃熱處理后，試樣斷裂于母材區(qū)域，萌生附近斷口主要為沿著次生α相與初生α相擴(kuò)展，穿過初生α相、次生α相較少，且雙態(tài)組織抵抗高溫疲勞裂紋萌生與擴(kuò)展的能力相比片層組織差，導(dǎo)致其高溫疲勞壽命更短。

根據(jù)不同高溫疲勞斷口金相分析，1000℃熱處理修復(fù)件為片層組織，其裂紋主要為穿過片層α相，消耗大量能量，片層組織對(duì)高溫疲勞的裂紋萌生與擴(kuò)展的抵抗能力更高，其塑性相比900℃熱處理修復(fù)件稍差，綜合其抵抗裂紋能力，其高溫疲勞性能更優(yōu)。并且由于高應(yīng)力為550MPa，接近修復(fù)件高溫環(huán)境下的屈服強(qiáng)度，造成疲勞萌生與擴(kuò)展過程中出現(xiàn)相的變形，導(dǎo)致其抵抗萌生與擴(kuò)展能力降低，從而使疲勞壽命變短；而低應(yīng)力下的相變形較小，存在二次裂紋，消耗能量更高，其疲勞壽命更長。

3、結(jié)論

1.經(jīng)過不同溫度熱處理后修復(fù)件組織發(fā)生變化：熱處理為900℃與950℃時(shí)，母材初生α相含量減少，次生α生長變粗，熱影響區(qū)組織由過渡組織向網(wǎng)籃組織轉(zhuǎn)變，片層α相變粗變短。當(dāng)熱處理溫度達(dá)到1000℃，α相轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷卅孪?，再結(jié)晶形成極細(xì)的β晶粒。同時(shí)在冷卻過程中，在β晶粒內(nèi)也形成了精細(xì)的馬氏體相和保留的β相。

2.通過對(duì)修復(fù)件高溫疲勞性能進(jìn)行試驗(yàn)，結(jié)果表明1000℃熱處理后試樣的高溫疲勞性能更高。490MPa下1000℃熱處理中值疲勞壽命最長。950℃熱處理修復(fù)件中值疲勞壽命達(dá)到1000℃高溫中值疲勞壽命的26.26%，900℃熱處理修復(fù)件高溫中值疲勞壽命達(dá)到1000℃高溫中值疲勞壽命的50.57%。550MPa下1000℃熱處理與900℃熱處理后修復(fù)件的高溫疲勞中值壽命相差不大；950℃熱處理修復(fù)件高溫中值疲勞壽命只達(dá)到900℃熱處理修復(fù)件的56.65%。

3.高應(yīng)力下，900℃、1000℃熱處理后，裂紋萌生主要在片層α相與β界面附近區(qū)域并逐步沿相擴(kuò)展，導(dǎo)致二者高溫疲勞壽命相差不大。而低應(yīng)力下，1000℃熱處理試樣，裂紋主要為穿過細(xì)小α相，消耗大量能量，導(dǎo)致其高溫疲勞壽命長于900℃、950℃熱處理試樣。950℃熱處理后，裂紋主要為沿著次生α相與初生α相擴(kuò)展，造成其在高、低應(yīng)力下高溫疲勞壽命均差。

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