序言

激光沉积制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制作金属构件[2]。与传统加工步骤相比，，，激 光沉积制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 短等利益，，，被宽泛利用于航空航天、国防和能源等领域[3-4]。Ti65钛合金是国内研制的一种近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钛合金常被利用于制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，，，通过激光沉积技术制作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制作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伎嫉絋i65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]。文中对激光沉积制作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，，，为激光沉积制作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，，节制；ふ帜诘难鹾浚，，保障氧含量在100mg/m³以下，，，防 止沉积试件被氧化。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。制备出的沉积件的尺寸为250mm×85 mm×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。

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Kt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制块进行金相研磨，，，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，，，HNO₃和H₂O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 激光沉积制作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

激光沉积制作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]。

激光沉积制作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)可 以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相上继 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2.5 μm、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 陷和气孔等[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制作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┙肴鄢兀，，粉末在激光的作用下急剧凝聚成形，，，；て床患 逸出形成气孔[22]。

为进一步观察高功率和低功率试样的内部缺点巨细，，，对试样进行制块研磨，，，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小的多。造成这种差 异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理论或者出缺点处，，，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理论裂纹。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，，，同时在外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理论的气孔缺点，，， 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？？ 以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(3.06×10⁵周次)远低于试样B的委顿寿命(9.21×10⁵周次)，，，气孔 的直径越大，，，地位越靠近试样理论，，，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小，，，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 ×10⁶周次)要高于一样前提下的低功率试样B的委顿寿命(9.21×10⁵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 到，，，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理论相互挤压摩擦所产生的，，，疲 劳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一 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小。 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空 洞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 积显著小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小。

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 样内部缺点小，，，委顿源均形核于理论裂纹，，，裂纹扩大速度小，，，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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第一作者：李晓丹，，，博士，，，正高级工程师；重要从事金属增 材方面的科研和讲授工作；Email: lixd014@avic.com.通讯作者：周松，，，教授；Email: zhousong23@163.com.