序言

激光沉积造作技术是一种先进的急剧凝固技术
，可能直接通过三维模型直接加工获得近净状态和全致密的金属构件 [1]. 其加工过程是通过肯定功率的激光作为热源形成熔池
，而后将金属粉末通过送粉器送到熔池中
，金属粉末在激光的作用下急剧凝固成形。工作台带着激光束和送粉器沿着法式设定好的蹊径移动
，在不必要模具的情况下
，可能实现靠近三维模型逐层造作金属构件 [2]. 与传统加工步骤相比
，激光沉积造作技术不只可能实现大型结构件的急剧成形
，并且还拥有资料的利用率高?矫捷性好和加工周期短蹬着点
，被宽泛利用于航空航天?国防和能源等领域 [3-4].

Ti65 钛合金是国内研造的一种近 α 型高温钛合金
，设计使用温度为 600-650℃[5]. Ti65 钛合金在原有 Ti60 基础上增长了 Ta 元素的含量
，提高了资料的抗蠕变机能
，并且增长了微量的 W 元素
，加强了合金的悠久机能 [6]. Ti65 钛合金多样化的元素种类
，进一步提高了其在强度 - 塑性和悠久 - 抗蠕变 - 热不变的匹配性
，拥有良好的综合力学机能 [7]. Ti65 钛合金常被利用于造作航空发起机的转子叶片和叶盘等零件
，这些结构都比力复杂
，对于加工的要求较高
，通过激光沉积技术造作 Ti65 钛合金可能节约大量成本 [8]. 目前
，一些学者已经对 Ti65 钛合金进行了一些钻研。李晓丹等人 [9] 钻研了热处置对激光沉积造作 Ti65 钛合金组织和力学机能的影响
，发现沉积态试样的显微组织均为片层组织
，退火后
，显微组织均为网篮组织
，合金的抗拉强度和塑性都得到了提高
，固溶时效处置后
，合金组织中出现双相组织
，合金的塑性提高
，抗拉强度降低。谭海兵等人 [10] 钻研了中温热处置对 Ti65 合金的淬火组织及室温拉伸机能的影响
，发现了随着热处置温度和功夫的变动室温拉伸强度出现急剧降低?维持不变和慢速降低 3 个阶段. Zhang 等人 [11] 钻研了热轧 Ti65 钛合金板材拉伸变形的取向依赖行为
，钻研发现 Ti65 钛合金板材在分歧取样方向之间存在肯定的各向异性。通过上述钻研可知
，目前对于 Ti65 钛合金的钻研重要集中在 Ti65 钛合金的显微组织和力学机能
Ｋ伎嫉 Ti65 钛合金时时被利用于航空发起机的叶片和叶盘上
，持久接受着交变载荷的作用
，所以钻研 Ti65 钛合金的委顿机能是极度有必要的 [12]. 文中对激光沉积造作 Ti65 钛合金在分歧功率和温度前提下的高周委顿机能进行钻研
，为激光沉积造作 Ti65 钛合金的利用提供数据支持.

1、试验步骤

试验用材为 TA15 锻件基板和 Ti65 球形粉末
，基板为铸造退火态 TA15 钛合金板
，Ti65 粉末的粒度为 75~250μm, 粉末的质量分数如表 1 所示。试验前先将 TA15 基板进行抛光
，而后使用丙酮进行洗濯
，试验过程中持续通氩气作为；て
，节造；ふ帜诘难鹾
，保障氧含量在 100mg/m? 以下
，预防沉积试件被氧化。激光工艺参数蕴含高功率为 5000W?低功率为 2000W?扫描速度为 10mm/s, 给粉速度为 15g/min?光斑直径为 5mm 和单层高度为 0.7mm. 造备出的沉积件的尺寸为 250mm×85mm×40mm, 热处置工艺为 950℃/2h, 炉冷 8h (冷却速度为 50℃/h), 空冷至室温。试样 A 和试样 B 为室温前提下低功率试样
，试样 C 为室温前提下高功率试样.

表 1 Ti65 钛合金粉末的化学成分 (质量分数
，%) 

Table 1 Chemical compositions of Ti65 titanium alloy powder

高周委顿试样如图 1 所示。图 1 (a) 为试样取样方向。高周委顿试验在 QCY-100 委顿试验机上进行
，选取棒材试样
，试验过程参照 HB5287-1996《金属资料轴向加载委顿试验步骤》尺度进行。试验温度为室温 (23℃) 和高温 (650℃), 载荷类型选取正弦波
，应力比 R 为 0.06, 应力集中系数 K?为 1, 室温试验频率为 150Hz, 高温试验频率为 85Hz. 图 1 (b) 为高周委顿光滑试样的尺寸。对试验后的试样沿平行于沉积方向取样造块进行金相研磨
，首先在金相研磨机上通过 240~3000 主张砂纸进行粗磨
，而后选取金刚石研磨膏在抛光布上进行抛光
，最后通过 HF、HNO?和 H?O 的体积比为 1∶1∶50 的 Kroll 试剂进行侵蚀。使用水浸式超声波探测仪对激光沉积造作 Ti65 钛合金试样的内部缺点进行无损探伤。通过光学显微镜和 SEM 别离观察金相试样的显微组织和高周委顿试样的断口.

2、试验了局与分析

2.1 显微组织与委顿机能

激光沉积造作 Ti65 钛合金经过退火处置后 β 柱状晶描摹
，如图 2 所示。从图 2 能够看出高功率和低功率试样都阐发为粗壮的 β 柱状晶描摹
，柱状晶的方向沿平行于沉积方向
，向激光扫描方向有肯定的倾斜
，相邻的柱状晶之间有显著的晶界 (虚线). 在激光沉积过程中
，熔池处的温度最高
，产生的热量沿基体向下传递
，凝固最先起头于基材的一端
，沿着最大温度梯度的方向进行成长
，形成柱状晶描摹
，由于选取的是逐层沉积的方式
，所以柱状晶的描摹出现为陆续不休成长 [13-14].

激光沉积造作 Ti65 钛合金经过退火处置后网篮组织描摹
，如图 3 所示。从图 3 (a) 和图 3 (b) 能够看出高功率试样和低功率试样柱状晶的内部均为由分歧取向的 α 相和晶间 β 相所组成的网篮组织
，晶粒内的 α 相显著多于 β 相
，颗粒状的 α 相荟萃在 β 晶界处
，在冷却过程中相互衔接
，形成晶界 α 相 [15]. 在退火处置后的空冷过程中
，β 相分化产生次生 α 相
，附着在晶界 α 相和一次 α 相上持续成长 [16]. 通过 Image-J 软件测定可知
，低功率试样中 α 相的均匀长度为 13.6μm?厚度为 2.5μm?长宽比为 5.44,α 相的体积分数约为 71.5%; 高功率试样中 α 相的均匀长度为 15.1μm?厚度为 3.8μm?长宽比为 3.97,α 相的体积分数约为 71.6%. 在逐层沉积的过程
，激光在熔融粉末的同时
，也会对基层组织进行再加热
，这个过程相当于热处置过程
，高功率试样由于其激光功率较大
，产生的温度较高
，其初生 α 相的成长速度比低功率试样初生 α 相更快
，成长的更充分
，结构越发缜密 [17-18]. 图 3 (c) 和图 3 (d) 别离为高温下高功率和低功率试样的显微组织。高温前提下
，低功率试样的 α 相的体积分数为 78.3%,α 相的均匀长度为 13.6μm, 厚度为 4.8μm, 高功率试样的 α 相的体积分数为 77.9%,α 相的均匀长度为 12.3μm, 厚度为 4.7μm. 高温前提下试样的 α 相有肯定的粗化
，有的造成粗壮的条状 α 相
，有的形成块状 α 相
，组织的均匀性降落。在进行高温高周委顿试验时
，试样一向处在高温环境中
，相当于对试样进行二次热处置
，试验实现后
，选取先在高温炉中冷却至 500℃以下
，再进行空冷
，冷却速度较慢
，易于形成块状 α 相 [19].

室温 (23℃) 和高温 (650℃) 前提下高功率试样和低功率试样的高周委顿试验 S-N 曲线
，如图 4 所示。从图 4 中能够看出
，功率和温度对于 Ti65 钛合金的委顿寿命拥有很大影响。一样温度下
，高功率试样的委顿寿命高于低功率试样的委顿寿命
，一样功率下
，室温试样的委顿寿命高于高温试样的委顿寿命。高周委顿数据拥有很大的离散性
，在低应力水平下越发显著
，出格是在靠近委顿极限处
，统一应力水平下
，分歧试样之间的委顿寿命相差可能达到上百万周次。通过起落法测得试样的委顿极限
，在室温前提下
，低功率试样的委顿极限为 398.5MPa, 高功率试样的委顿极限为 454MPa, 与低功率试样委顿极限相比提高了 13.9%. 在高温前提下
，低功率试样的委顿极限为 336.25MPa, 高功率试样件的委顿极限为 371.5MPa, 与低功率试样委顿极限相比提高了 10.48%. 委顿行为拥有较高的组织敏感性
，高功率试样的组织结构越发缜密
，裂纹不易扩大
，在肯定水平上提高了委顿寿命。试验温度的变动会影响试样内部显微组织结构
，进而影响试样的委顿机能。高温下试样的组织产生粗化
，并且出现了块状 α 相
，大幅降低了组织的均匀性
，组织抵抗裂纹扩大的能力降低
，使得委顿寿命显著降低 [20].

2.2 会商与分析

激光沉积是一个极度复杂的热力耦合过程
，在成形过程无法预防资猜中出现打印缺点
，例如未熔合缺点和气孔等 [19]. 这些缺点的存在很大水平上降低了资料的委顿寿命
，限度了资料的利用 [21]. 利用水浸式超声波探测仪对激光沉积造作 Ti65 钛合金试样的内部缺点进行探伤
，分歧功率试样的无损检测了局
，如图 5 所示。从图 5 中能够看出高功率和低功率试样内部均存在肯定数主张气孔缺点 (图 5 中白点), 气孔缺点的尺寸在微米级
，低功率试样中的气孔的数量显著高于高功率试样。气孔缺点的产生重要是由于在激光沉积过程中；て孀沤鹗舴勰┙肴鄢
，粉末在激光的作用下急剧凝聚成形
，；て床患耙莩鲂纬善 [22].

为进一步观察高功率和低功率试样的内部缺点大幼
，对试样进行造块研磨
，了局如图 6 所示。气孔状态近似圆形
，中心明亮。通过 Image-J 软件测得低功率试样中的气孔均匀直径为 46.8μm, 高功率试样中的气孔均匀直径为 12.8μm, 高功率试样中的气孔比低功率试样中的气孔要幼的多。造成这种差距的重要原因是在沉积过程中低功率熔池温度较低
，Marangoni 对流减弱
，对流强度降落
，使得气泡容易被熔体吸附形成气孔
，而高功率熔池的温度较高
，对流强度高
，有利于气泡的流动
，使得气泡不利于被熔体吸附形成气孔 [23-24].

通过 SEM 观察发现
，功率对于断口的描摹特点影响较大
，而温度对于断口的描摹特点影响不大
，所以接下来断口分析将以功率为主进行会商。通过 SEM 观察到低功率高温试样的委顿断口微观描摹
，如图 7 所示。委顿断口描摹能够分为委顿源区?裂纹扩大区和裂纹瞬断区 3 个区域。裂纹源通常肇始于试样的表表或者出缺点处
，呈放射状描摹；裂纹扩大区断面比力平展
，通常拥有委顿条纹 (委顿辉纹) 等特点；与裂纹扩大区相比裂纹瞬断区断口出现粗糙暗沉特点且两区域之间有显著的台阶状分界限.

低功率试样的委顿源均肇始于资料内部的缺点
，高功率试样委顿源均萌生于表表裂纹。在进行高周委顿试验时
，低功率试样中缺点的存在会造成应力集中景象
，同时在表力的作用下产生位错滑移
，使得塑性变形增大
，加快裂纹萌生的速度
，使得试样的委顿寿命大幅度降低。委顿源区的微观描摹
，如图 8 所示。图 8 (a) 和图 8 (b) 为室温下低功率试样的委顿源
，试样 A 的委顿源起源于试样表表的气孔缺点
，气孔的直径约为 125μm, 试样 B 的委顿源起源于试样内部的的气孔缺点
，气孔直径约为 26.3μm. 能够观察到大量的河道状斑纹以气孔为圆心呈放射状延长出来
，气孔中心光滑且明亮
，断面拥有显著的晶体学特点。试样 A 的委顿寿命 (3.06×10?周次) 远低于试样 B 的委顿寿命 (9.21×10?周次), 气孔的直径越大
，地位越靠近试样表表
，对试样委顿寿命的影响越大
，裂纹萌生的越快。图 8 (c) 为室温下高功率试样的委顿源
，委顿源萌生于驻留滑移带
，位错在相宜取向的面上进行滑移
，产生挤出峰和挤入槽
，使之成为委顿裂纹萌生点
，初始裂纹与应力加载方向约成 45°, 并沿其滑移面扩大。由于高功率试样内部气孔直径幼
，对委顿机能影响不显著
，所以高功率试样 C 的委顿寿命 (1.15×10?周次) 要高于一样前提下的低功率试样 B 的委顿寿命 (9.21×10?周次).

高温前提下高功率试样和低功率试样委顿裂纹扩大区委顿条带的微观描摹
，如图 9 所示
Ｄ芄还鄄斓
，在裂纹扩大区存在大量的凹凸升沉的解理台阶
，拥有显著的解理断裂的典型特点。在解理面上存在着清澈可见的委顿条带和二次裂纹
，波浪状的委顿条纹是由于振动时高低表表相互挤压摩擦所产生的
，委顿条纹的方向垂直于主裂纹方向
，每经过一次循环城市向前产生新的委顿条带
，委顿条带之间的间距在肯定水平上能够反映裂纹扩大的速度。从图 9 能够看出
，低功率试样的委顿条带均匀间距为 2.877μm, 高功率试样的委顿条带均匀间距为 1.067μm, 低功率试样的委顿条带均匀间距更大
，裂纹扩大速度更快.

裂纹扩大区二次裂纹的微观描摹
，如图 10 所示。从图 10 能够看出裂纹扩大区存在两种二次裂纹
，一种为平行于裂纹扩大方向
，一种为垂直于裂纹扩大方向。垂直于裂纹扩大方向的二次裂纹是主裂纹尖端扩大至晶界处
，遇较大阻力使之产生偏转而形成的
，这样二次裂纹蹊径长且深度大；平行于裂纹扩大方向的二次裂纹是由于在加载过程中 α 片层受到的剪切应力的作用所形成的
，这种二次裂纹蹊径短且深度幼。固然这两种二次裂纹的形成方式和扩大方向分歧
，但是它们的形成都吸收了大量的主裂纹的能量
，降低了主裂纹的扩大速度
，提高了试样的委顿寿命.

高功率和低功率试样裂纹瞬断区的微观描摹
，如图 11 所示。从图 11 中能够看出两者都拥有由浮泛在滑移的作用下长大或衔接所形成的韧窝特点
，属于典型的韧性断裂。高功率试样的委顿瞬断区的面积显著幼于低功率试样的面积
，这是由于高功率试样的强度高
，处于委顿扩大区的功夫长
，裂纹扩大区的面积大
，相应的处于委顿瞬断区的功夫短
，所以委顿瞬断区的面积较幼.

3、结论

(1) 激光沉积 Ti65 钛合金试样经退火后显微组织为近乎平行于沉积方向的 β 柱状晶
，柱状晶内部是由分歧取向 α 相和晶间 β 相所组成的网篮组织
，高功率试样 α 相的长宽比低于低功率试样
，组织结构越发缜密.

(2) 在分歧温度前提下
，高功率试样的委顿极限均高于低功率状貌的委顿极限
，Ti65 钛合金拥有组织敏感性
，高功率试样的组织越发缜密
，增长了裂纹扩大的阻力
，提高了委顿机能.

(3) 低功率试样内部缺点大
，委顿源均萌生于气孔缺点
，裂纹扩大速度快
，委顿寿命低。高功率试样内部缺点幼
，委顿源均形核于表表裂纹
，裂纹扩大速度幼
，委顿寿命高
，分歧功率试样的委顿断裂方式均为韧性断裂.

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（注
，原文标题：激光沉积Ti65钛合金显微组织和委顿机能_）