一种具有β相柱状晶TC18钛合金的热处理方法与流程

一种具有
β
相柱状晶tc18钛合金的热处理方法
技术领域
1.本技术涉及tc18钛合金制造技术领域，具体地，涉及一种具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法。


背景技术：

2.tc18钛合金：名义成分为ti-5al-5mo-5v-1cr-1fe。tc18钛合金是一种高强高韧的富β双相钛合金，具有强度高，断裂韧性好，抗腐蚀性能优异等特性，是航空航天中重要的结构材料，广泛应用于飞机机身结构、起落架等部件。
3.激光选区熔化技术：又称slm技术，是一种典型的金属3d打印技术。设备内置有储粉舱、成型舱、光学系统和机械传动系统。在部件加工前，先在设备内部充入高纯的惰性气体，保证内部的氧含量达到ppm级别，即可开始进行加工。在进行部件加工时，储粉舱会上升一个层厚的高度，同时成型舱下降一个层厚的高度，刮刀均匀的将粉末送至成型舱中的加工平台上。由激光器产生的高能激光束(连续/脉冲)在透镜的聚焦下射向振镜，激光在振镜的反射下直接射向粉末层。振镜在模型软件和机械传统的控制下可以不断做角度上的移动，因此激光束就可以在粉末层上选择区域进行烧结。加工时先将tc18钛合金做成球形粉末，再用slm技术将其烧结成为实体部件。3d打印，即增材制造(additive manufacturing，am)。
4.采用slm技术加工的tc18钛合金部件，由于slm技术是采用激光点对点烧结tc18钛合金，slm技术复杂的热效应使得tc18钛合金在凝固过程中长出了粗大的β相柱状晶，这种β相柱状晶使得成型的tc18钛合金存在力学性能的各向异性，不能正常使用。此外，slm技术中冷却速率极快，使得tc18钛合金中无α相组织析出(α相组织是tc18钛合金中最为重要的相，决定了该合金的力学性能)，因此其强度较低，达不到航空航天标准。
5.因此，采用slm技术加工的tc18钛合金具有β相柱状晶，力学性能存在各向异性和不稳定性，是本领域技术人员急需要解决的技术问题。
6.在背景技术中公开的上述信息仅用于加强对本技术的背景的理解，因此其可能包含没有形成为本领域普通技术人员所知晓的现有技术的信息。


技术实现要素：

7.本技术实施例提供了一种具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，以解决采用slm技术加工的tc18钛合金具有β相柱状晶导致力学性能各向异性和不稳定性的技术问题。
8.本技术实施例提供了一种具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，包括：
9.一级热处理过程，用于将具有β相柱状晶tc18钛合金的β相柱状晶转变成β相等轴晶；
10.所述一级热处理过程包括如下步骤：
11.将具有β相柱状晶tc18钛合金放入真空退火炉中，以第一升温速度升温至第一温度区间；其中，所述第一温度区间最小的温度值大于具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相
的相转变温度点；
12.在第一温度区间进行第一保温时间的保温。
13.本技术实施例由于采用以上技术方案，具有以下技术效果：
14.一级热处理过程中，首先将具有β相柱状晶tc18钛合金，以第一升温速度升温至第一温度区间，第一温度区间最小的温度值大于具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相的相转变温度点；即将具有β相柱状晶tc18钛合金升温超过具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相的相转变温度点，使得β相柱状晶达到了发生等轴化的条件；之后，在第一温度区间进行第一保温时间的保温，保证具有β相柱状晶tc18钛合金的β相柱状晶转变成β相等轴晶，且转变的数量较多。本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，通过将具有β相柱状晶tc18钛合金的β相柱状晶转变成β相等轴晶，使得一级热处理过程后的具有β相等轴晶的tc18钛合金基本消除了各向异性，力学性能在各个方向一致性较高，力学性能较为稳定。
附图说明
15.此处所说明的附图用来提供对本技术的进一步理解，构成本技术的一部分，本技术的示意性实施例及其说明用于解释本技术，并不构成对本技术的不当限定。在附图中：
16.图1为本技术实施例一的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法的流程图；
17.图2为图1所示的tc18钛合金的热处理方法的一级热处理过程的流程图；
18.图3为图1所示的tc18钛合金的热处理方法的二级热处理过程的流程图；
19.图4为slm技术加工的tc18钛合金在沉积方向上的β相柱状晶的金相图；
20.图5为图4所示的slm技术加工的tc18钛合金经实施例二的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法处理后在沉积方向上的金相图；
21.图6为图5的高倍电子显微镜图；
22.图7为实施例二的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法的示意图。
23.附图标记：
24.11β相柱状晶，
25.21β相等轴晶，
26.31片层形初生α相组织，32针状纳米级的次生α相组织。
具体实施方式
27.为了使本技术实施例中的技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图对本技术的示例性实施例进行进一步详细的说明，显然，所描述的实施例仅是本技术的一部分实施例，而不是所有实施例的穷举。需要说明的是，在不冲突的情况下，本技术中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
28.本技术面临的技术问题为：
29.如图4所示，slm技术加工的tc18钛合金具有粗大的β相柱状晶11，这种β相柱状晶使得成型的tc18钛合金存在力学性能的各向异性，导致力学性能不稳定，不能正常使用。图4中的箭头方向为slm技术加工的tc18钛合金中的沉积方向。
30.此外，slm技术中冷却速率极快，使得tc18钛合金中无α相组织析出(α相组织是
tc18钛合金中最为重要的相，决定了该合金的力学性能)，因此其强度较低，达不到航空航天标准。
31.本技术采用了tc18钛合金的热处理方法：
32.首先，促使β相柱状晶转变成为β相等轴晶，并抑制其长大，实现了消除或减少β相柱状晶，消除了具有β相等轴晶的tc18钛合金的各向异性，使得力学性能稳定；
33.然后，在后续的热处理过程中，析出了双片层的α相组织，使得具有β相等轴晶和双片层α相组织的tc18钛合金强度大幅提高，达到航空航天标准。
34.实施例一
35.如图1所示，本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，包括：
36.步骤s100：一级热处理过程，用于将具有β相柱状晶增材制造tc18钛合金的β相柱状晶转变成β相等轴晶，β相等轴晶21如图5所示，图5中的箭头方向为slm技术加工的tc18钛合金中的沉积方向。
37.如图2所示，所述一级热处理过程包括如下步骤：
38.步骤s110：将具有β相柱状晶tc18钛合金放入真空中，以第一升温速度升温至第一温度区间；其中，所述第一温度区间最小的温度值大于具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相的相转变温度点；
39.步骤s120：在第一温度区间进行第一保温时间的保温。
40.本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，包括一级热处理过程，一级热处理过程的作用在于将slm技术加工的具有β相柱状晶增材制造tc18钛合金中的β相柱状晶转变成β相等轴晶。具有β相柱状晶的tc18钛合金存在力学性能的各向异性，导致力学性能在各个方向不一致，力学性能不稳定。通过一级热处理过程后，将β相柱状晶转变成β相等轴晶，这样，具有β相等轴晶的tc18钛合金存在力学性能的各向同性，力学性能在各个方向一致性较高，力学性能较为稳定。一级热处理过程中，首先将具有β相柱状晶tc18钛合金，以第一升温速度升温至第一温度区间，第一温度区间最小的温度值大于具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相的相转变温度点；即将具有β相柱状晶tc18钛合金升温超过具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相的相转变温度点，使得β相柱状晶达到了发生等轴化的条件；之后，在第一温度区间进行第一保温时间的保温，保证具有β相柱状晶tc18钛合金的β相柱状晶转变成β相等轴晶，且转变的数量较多。本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，通过将具有β相柱状晶tc18钛合金的β相柱状晶转变成β相等轴晶，使得一级热处理过程后的具有β相等轴晶的tc18钛合金基本消除了各向异性，力学性能在各个方向一致性较高，力学性能较为稳定。
41.具体的，将具有β相柱状晶tc18钛合金放入真空退火炉中进行热处理。
42.具体的，具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相的相转变温度点为870℃。
43.实施中，在一级热处理过程之后，如图1所示，还包括：
44.步骤s200：二级热处理过程，用于对具有β相等轴晶的tc18钛合金进行慢速降温处理，析出片层形初生α相组织；
45.如图3所示，二级热处理过程包括如下步骤：
46.步骤s210：析出椭球形初生α相组织过程，用于对具有β相等轴晶的tc18钛合金进行慢速降温析出椭球形初生α相组织；
47.步骤s220：调整为片层形初生α相组织过程，用于对具有β相等轴晶和椭球形初生α相组织的tc18钛合金进行慢速降温，将椭球形初生α相组织调整为片层形初生α相组织；片层形初生α相组织31如图6所示，图6中的箭头方向为slm技术加工的tc18钛合金中的沉积方向。
48.二级热处理过程中，依次经过析出椭球形初生α相组织过程和调整为片层形初生α相组织过程。实现了具有β相等轴晶的tc18钛合金先析出椭球形初生α相组织，再将椭球形初生α相组织调整为片层形初生α相组织的过程。这样能够形成片层形初生α相组织。
49.实施中，如图1所示，二级处理过程之后还包括：
50.步骤s300：时效处理，用于对具有β相等轴晶和片层形初生α相组织的tc18钛合金进行时效处理，析出针状纳米级的次生α相组织。针状纳米级的次生α相组织32如图6所示。
51.这样，经过一级热处理过程、二级热处理过程和时效处理的tc18钛合金，具有β相等轴晶、片层形初生α相组织和针状纳米级的次生α相组织，力学性能稳定，且强度较高，能够满足航空航天标准。
52.本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，处理slm技术加工的具有β相柱状晶增材制造tc18钛合金后，消除或大幅度减少了β相柱状晶使得各向异性基本消除，横向和纵向上力学性能接近；另外，片层形初生α相组织和针状纳米级的次生α相组织的存在，抗拉强度和屈服强度大幅提升。能够满足航空航天的标准。
53.关于二级热处理过程：
54.析出椭球形初生α相组织过程，具体包括如下过程：
55.将具有β相等轴晶的tc18钛合金以第一降温速度降温至第二温度区间；第二保温区间位于具有β相等轴晶的tc18钛合金能够析出椭球形初生α相组织的温度范围内，且析出椭球形初生α相组织的速度较快；
56.在所述第二温度区间下，保温第二保温时间；第二保温时间使得能够有足够多的椭球形初生α相组织析出。由于slm加工的tc18钛合金中存在大量不均匀分布的亚晶界，这些亚晶界又是片层形初生α相组织析出的位置。为了保证片层形初生α相组织析出均匀，通过设计析出椭球形初生α相组织可以消除亚晶界，同时避免片层形初生α相组织析出不均匀。
57.析出椭球形初生α相组织过程，使得能够以较快的速度析出足够多的椭球形初生α相组织。
58.调整为片层形初生α相组织过程，具体包括如下步骤：
59.将具有β相等轴晶和椭球形初生α相组织的tc18钛合金以第二降温速度降温至第三温度区间；第三保温区间位于具有β相等轴晶的tc18钛合金能够将椭球形初生α相组织调整为片层形初生α相组织的温度范围内，且调整为片层形初生α相组织的速度较快；
60.在所述第三温度区间下，保温第三保温时间；第三保温时间使得调整为片层形初生α相组织的数量足够多；
61.用惰性气体进行保护，取出经第三保温时间保温的tc18钛合金，在空气中冷却至室温。
62.调整为片层形初生α相组织过程，使得所有的椭球形初生α相组织能够以较快的速度足够多的调整为片层形初生α相组织。
63.关于时效处理，具体包括如下步骤：
64.将具有β相等轴晶和片层形初生α相组织的tc18钛合金再次放入真空退火炉中，以第二升温速度升温至第四温度区间；其中，第四保温区间位于具有β相等轴晶和片层形初生α相组织的tc18钛合金能够析出针状的纳米级的次生α相组织的温度范围内，且析出针状的纳米级的次生α相组织的速度较快；
65.在第四温度区间下，保温第四保温时间；第四保温时间使得析出针状纳米级的次生α相组织的数量足够多；
66.保温完毕后，用惰性气体进行保护，取出在空气中空冷至室温，具有β相等轴晶和片层形初生α相组织的tc18钛合金再次析出细小的片层形次生α相组织，形成针状纳米级的次生α相组织。
67.时效过程，使得能够以较快的速度析出足够多的针状纳米级的次生α相组织。片层形初生α相组织和针状纳米级的次生α相组织，是两种尺寸的片层，合称双片层的α相组织。
68.实施中，关于一级热处理过程中的各个参数的取值范围：
69.所述第一升温速度的取值范围为大于等于5℃/min小于等于10℃/min；所述第一温度区间为大于等于885℃小于等于900℃的温度区间；第一保温时间的取值范围为大于等于20min小于等于35min。
70.第一升温速度较快，使得能够尽快到达第一温度区间，节约时间，提高效率；第一温度区间能够保证具有β相柱状晶tc18钛合金的β相柱状晶能够转变成β相等轴晶，且转变的速度较快；第一保温时间使得能够有足够多的β相柱状晶转变成β相等轴晶。
71.实施中，关于二级热处理过程中的各个参数的取值范围：
72.所述第一降温速度的取值范围大于等于2℃/min小于等于3℃/min；所述第二温度区间为小于等于810℃大于等于800℃的温度区间；所述第二保温时间为30min。
73.第一降温速度较小，有利于析出椭球形初生α相组织。所述第二温度区间和第二保温时间是发明人针对slm技术加工的β相柱状晶tc18钛合金具体找到的适合于析出椭球形初生α相组织的取值。
74.所述第二降温速度的取值大于等于2℃/min小于等于4℃/min；所述第三温度区间为大于等于750℃小于等于780℃的温度区间；所述第三保温时间为90min。
75.第二降温速度较小，有利于椭球形初生α相组织调整为片层形初生α相组织。所述第三温度区间和第三保温时间是发明人针对slm技术加工的β相柱状晶tc18钛合金具体找到的适合于椭球形初生α相组织调整为片层形初生α相组织的取值。
76.由于slm成型的tc18钛合金中存在大量的亚晶界，这些亚晶界是不均匀的分布在slm成型的tc18钛合金内部。在热处理过程中，初生α相组织优先在这些亚晶界上析出，如果直接从相转变点上冷却到750℃，会导致片层形初生α相组织析出不均匀。为了保证片层形初生α相组织的析出均匀，在810℃条件下，先让尺寸较小的椭球形的α相在亚晶界处析出，随后再冷却让椭球形初生α相组织转变成为片层形初生α相组织，这样可以保证片层形初生α相组织的均匀析出。
77.实施中，关于时效处理过程中的各个参数的取值范围：
78.所述第二升温速度为大于等于5℃/min小于等于12℃/min；第四温度区间为大于等于600℃小于等于620℃；所述第四保温时间的取值为大于等于4h小于8h。
79.第二升温速度较大，使得能够尽快到达第四温度区间，节约时间，提高效率。所述第四温度区间和第四保温时间是发明人针对slm技术加工的β相柱状晶tc18钛合金具体找到的适合于析出针状纳米级的次生α相组织的取值。
80.本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，最终形成的具有β相等轴晶和片层形初生α相组织、针状的纳米级的次生α相组织的tc18钛合金的显微组织中：
81.片层形初生α相组织宽度的取值范围为大于等于1微米小于等于1.4微米；
82.片层形初生α相组织长度的取值范围为大于等于5微米小于等于15微米；
83.片层形初生α相组织的体积占比为大于等于35％小于等于55％。
84.β相等轴晶的体积占比为大于等于95.0％小于等于100.0％；
85.β相等轴晶的轴长的取值范围为大于等于90微米小于等于200微米，β相等轴晶的长径比的取值范围为小于等于1.62大于等于1；
86.其中，β相等轴晶的长径比是最长处和最短出的比值，越接近于1，越说明等轴化越高。在采用本技术的热处理方法处理之前长径比是大于等于7.1小于等于8.3。
87.针状纳米级的次生α相组织宽度的取值范围为大于等于0.01微米小于等于0.08微米；
88.针状纳米级的次生α相组织长度的取值范围为大于等于0.05微米小于等于0.8微米；
89.针状纳米级的次生α相组织的体积占比为大于等于45％小于等于65％。
90.上述具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，处理slm技术加工的tc18钛合金，形成具有β相等轴晶和片层形初生α相组织、针状的纳米级的次生α相组织的tc18钛合金，性能对比如下：
[0091][0092]
热处理方法前，slm技术直接成型的tc18钛合金强度低，不满足航空标准；
[0093]
热处理方法前，slm技术直接成型的tc18钛合金存在横向和纵向上的力学性能不一致，也就是各向异性。
[0094]
热处理方法后，各向异性基本消除，横向和纵向上力学性能接近；
[0095]
热处理方法后，抗拉强度提升了31.5％，屈服强度提升了31.8％。
[0096]
其中，横向是与沉积方向一致的方向，纵向是与沉积方向垂直的方向。
[0097]
实施例二
[0098]
实施例二是具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法的一个具体实施例，热处理的过程，如图7所示：
[0099]
一级热处理过程：
[0100]
步骤
①
：将slm加工的tc18钛合金放入真空退火炉中，以8℃/min升温至具有β相柱状晶tc18钛合金的β相向α相的转变温度点(870℃)之上，即大于等于885℃小于等于900℃；
[0101]
步骤
②
：在大于等于885℃小于等于900℃的温度下保温小于等于30min；
[0102]
二级热处理过程包括析出椭球形初生α相组织过程和调整为片层形初生α相组织过程。
[0103]
析出椭球形初生α相组织过程具体为：
[0104]
步骤
③
：以大于等于2℃/min小于等于3℃/min降温至小于等于810℃大于等于800℃；
[0105]
步骤
④
：在小于等于810℃大于等于800℃的温度下保温30min；
[0106]
调整为片层形初生α相组织过程具体为：
[0107]
步骤
⑤
：以大于等于2℃/min小于等于3℃/min降温至750℃；
[0108]
步骤
⑥
：在750℃下保温90min；
[0109]
步骤
⑦
：保温完成后立刻将惰性气体充入炉内，随后取出样品放入空气中空冷至室温；
[0110]
时效处理：
[0111]
步骤
⑧
：将样品再次放入真空炉中，以10℃/min升温至大于等于600℃小于等于612℃；
[0112]
步骤
⑨
：在大于等于600℃小于等于612℃的温度下，保温大于等于6h小于等于8h；
[0113]
步骤
⑩
：保温完毕后，立刻将惰性气体充入炉内，随后取出样品放入空气中空冷至室温。
[0114]
即所述第一升温速度为8℃/min；所述第一温度区间为大于等于885℃小于等于900℃的温度区间；第一保温时间为30min；
[0115]
所述第一降温速度的取值范围大于等于2℃/min小于等于3℃/min；所述第二温度区间为小于等于810℃大于等于800℃的温度区间；所述第二保温时间为30min；所述第二降温速度的取值大于等于2℃/min小于等于3℃/min；所述第三温度区间为750℃；所述第三保温时间为90min。
[0116]
所述第二升温速度为10℃/min；第四温度区间为大于等于600℃小于等于612℃；所述第四保温时间的取值为大于等于6h小于8h。
[0117]
其中，图4为slm技术加工的tc18钛合金在沉积方向上的β相柱状晶的金相图；图5为图4所示的slm技术加工的tc18钛合金经实施例二的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法处理后在沉积方向上的金相图。
[0118]
实施中，本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，最终形成的具有β相等轴晶和片层形初生α相组织、针状的纳米级的次生α相组织的tc18钛合金的显微组织中：
[0119]
具有β相等轴晶和片层形初生α相组织、针状的纳米级的次生α相组织的tc18钛合金的显微组织中：
[0120]
片层形初生α相组织宽度的取值范围为大于等于1微米小于等于1.32微米；
[0121]
片层形初生α相组织长度的取值范围为大于等于6.8微米小于等于13.6微米；
[0122]
片层形初生α相组织的体积占比为大于等于40％小于等于55.0％。
[0123]
β相等轴晶的体积占比为大于等于95％小于等于100％；
[0124]
β相等轴晶的轴长的取值范围为大于等于110微米小于等于200微米，β相等轴晶的长径比的取值范围为小于等于1.48大于等于1；
[0125]
针状纳米级的次生α相组织宽度的取值范围为大于等于0.01微米小于等于0.06微米；
[0126]
针状纳米级的次生α相组织长度的取值范围为大于等于0.05微米小于等于0.5微米；
[0127]
针状纳米级的次生α相组织的体积占比为大于等于45％小于等于60％。
[0128]
具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，处理slm技术加工的tc18钛合金，形成具有β相等轴晶和片层形初生α相组织、针状的纳米级的次生α相组织的tc18钛合金，性能对比如下：
[0129][0130]
热处理方法前，slm技术直接成型的tc18钛合金强度低，不满足航空标准；
[0131]
热处理方法前，slm技术直接成型的tc18钛合金存在横向和纵向上的力学性能不一致，也就是各向异性。
[0132]
热处理方法后，各向异性基本消除，横向和纵向上力学性能接近；
[0133]
热处理方法后，抗拉强度提升了31％，屈服强度提升了33％。
[0134]
其中，横向是与沉积方向一致的方向，纵向是与沉积方向垂直的方向。
[0135]
实施例三
[0136]
实施例三是具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法的一个具体实施例，热处理的过程：
[0137]
所述第一升温速度的取值范围为4℃/min；所述第一温度区间为大于等于870℃小于等于890℃的温度区间；第一保温时间为大于等于20min小于等于30min；
[0138]
所述第一降温速度的取值范围大于等于3℃/min小于等于4℃/min；所述第二温度区间为小于等于810℃大于等于790℃的温度区间；所述第二保温时间为20min；所述第二降温速度的取值大于等于1.5℃/min小于等于3℃/min；所述第三温度区间为740-750℃；所述第三保温时间为60-90min。
[0139]
所述第二升温速度为5-10℃/min；第四温度区间为大于等于550℃小于等于610℃；所述第四保温时间的取值为大于等于4h小于6h。
[0140]
实施中，本技术实施例的具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，具有β相等轴
晶和片层形初生α相组织、针状的纳米级的次生α相组织的tc18钛合金的显微组织中：
[0141]
片层形初生α相组织宽度的取值范围为大于等于0.8微米小于等于1.5微米；
[0142]
片层形初生α相组织长度的取值范围为大于等于5微米小于等于15微米；
[0143]
片层形初生α相组织的体积占比为大于等于45％小于等于55％；
[0144]
β相等轴晶的体积占比为大于等于95％小于等于100％；
[0145]
β相等轴晶的轴长的取值范围为大于等于50微米小于等于200微米，β相等轴晶的长径比的取值范围为小于等于1.45大于等于1；
[0146]
针状纳米级的次生α相组织宽度的取值范围为大于等于0.01微米小于等于0.05微米；
[0147]
针状纳米级的次生α相组织长度的取值范围为大于等于0.05微米小于等于0.3微米；
[0148]
针状纳米级的次生α相组织的体积占比为大于等于45％小于等于55％。
[0149]
上述具有β相柱状晶tc18钛合金的热处理方法，处理slm技术加工的tc18钛合金，形成具有β相等轴晶和片层形初生α相组织、针状的纳米级的次生α相组织的tc18钛合金，性能对比如下：
[0150][0151]
热处理方法前，slm技术直接成型的tc18钛合金强度低，不满足航空标准；
[0152]
热处理方法前，slm技术直接成型的tc18钛合金存在横向和纵向上的力学性能不一致，也就是各向异性。
[0153]
热处理方法后，各向异性基本消除，横向和纵向上力学性能接近；
[0154]
热处理方法后，抗拉强度提升了29％，屈服强度提升了34％。
[0155]
其中，横向是与沉积方向一致的方向，纵向是与沉积方向垂直的方向。
[0156]
在本技术及其实施例的描述中，需要理解的是，术语“顶”、“底”、“高度”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本技术和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本技术的限制。
[0157]
在本技术及其实施例中，除非另有明确的规定和限定，术语“设置”、“安装”、“相连”、“连接”、“固定”等术语应做广义理解，例如，可以是固定连接，也可以是可拆卸连接，或成一体；可以是机械连接，也可以是电连接，还可以是通信；可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接相连，可以是两个元件内部的连通或两个元件的相互作用关系。对于本领域的普通技术人员而言，可以根据具体情况理解上述术语在本技术中的具体含义。
[0158]
在本技术及其实施例中，除非另有明确的规定和限定，第一特征在第二特征之“上”或之“下”可以包括第一和第二特征直接接触，也可以包括第一和第二特征不是直接接触而是通过它们之间的另外的特征接触。而且，第一特征在第二特征“之上”、“上方”和“上面”包括第一特征在第二特征正上方和斜上方，或仅仅表示第一特征水平高度高于第二特征。第一特征在第二特征“之下”、“下方”和“下面”包括第一特征在第二特征正上方和斜上方，或仅仅表示第一特征水平高度小于第二特征。
[0159]
上文的公开提供了许多不同的实施方式或例子用来实现本技术的不同结构。为了简化本技术的公开，上文中对特定例子的部件和设置进行描述。当然，它们仅仅为示例，并且目的不在于限制本技术。此外，本技术可以在不同例子中重复参考数字和/或参考字母，这种重复是为了简化和清楚的目的，其本身不指示所讨论各种实施方式和/或设置之间的关系。此外，本技术提供了的各种特定的工艺和材料的例子，但是本领域普通技术人员可以意识到其他工艺的应用和/或其他材料的使用。
[0160]
尽管已描述了本技术的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本技术范围的所有变更和修改。
[0161]
显然，本领域的技术人员可以对本技术进行各种改动和变型而不脱离本技术的精神和范围。这样，倘若本技术的这些修改和变型属于本技术权利要求及其等同技术的范围之内，则本技术也意图包含这些改动和变型在内。