Ti60（Ti-6Al-0.4Mo-0.4Nb-4Sn-0.9Ta-3.5Zr）是我国自主研发的一种近α型高温钛合金[1]，，拥有高比强度和优良的高温抗氧化性等利益，，服役温度可达600℃，，是航空发起机、、、压气机整体叶盘的重要资料之一。。。整体叶盘是先进高机能航空发起机中实现结构创新与技术逾越的主题部件[2]，，钛合金整体叶盘在制作和服役过程中常产生加工超差、、、磨损和裂纹等缺点，，直接报废会造成极大浪费[2-3]，，因而靠得住的高品质的修复技术是整体叶盘工程化利用的关键。。。

传统的整体叶盘修复技术有TIG焊、、、MIG焊、、、电镀刷、、、热喷涂火焰、、、等离子或爆炸喷涂等，，但存在对基体热输入大、、、残存应力水平高、、、基体变形大、、、修复区与零件本体结合强度低且自动化难题等问题[4]。。。激光增材修复技术与激光增材制作拥有一样的技术道理，，拥有高适应性、、、高矫捷性、、、高成形柔性、、、加工便捷性、、、低成本及高精度等优势[5-7]，，是整体叶盘修复的最佳选择。。。

近年来，，国内外有关钻研机构对钛合金激光成形和激光增材修复进行了钻研，，分析了激光增材修复基体、、、沉积区域和结合区域的微观组织和力学机能。。。文件批注激光增材修复过程中的加工工艺参数、、、成形后热处置制度对其描摹特点、、、组织缺点以及力学机能拥有较大影响，，沉积层组织的结晶过程体现了急剧凝固的特点[8-11]。。。

激光增材修复Ti60钛合金的机能曲直很大水平上决定着该资料在工程现实中的利用远景，，而目前钻研的钛合金资料重要集中于TC4、、、Ti17等通例商标，，针对新成分Ti60钛合金的激光增材修复钻研较少，，对其组织机能特点意识不及。。。因而，，本工作针对Ti60钛合金整体叶盘的危险修复需要及其成形个性，，以铸造Ti60钛合金为钻研对象，，发展激光增材修复的基础理论和组织机能的钻研。。。通过度析铸造基体区、、、热影响区、、、激光增材修复区的宏微观组织、、、相组成以及显微硬度和拉伸机能的差距，，钻研修复前后显微组织与力学机能变动，，成立激光增材修复技术与组织、、、机能的关系，，为Ti60钛合金的利用提供理论基础。。。

1、、、尝试

本钻研的激光增材修复尝试在北京航空航天大学大型金属构件增材制作国度工程尝试室所研发的数控激光增材制作设备上实现，，激光增材修复；；；は淠诔涑飧叽侩脖；；；て。。。

修复试样基体是尺寸为Φ120mm×65mm的Ti60钛合金锻件，，增材制作成形大块试样时，，为提高沉积效能，，通常选用大粒径粉末，，因而本试验选用等离子旋转电极雾化法制备的Ti60钛合金大粒径粉末作为增长资料，，粉末粒度为50~150目（粒径约106~270μm）。。；；；挠敕勰┑幕С煞秩绫1所示。。。Ti60钛合金粉末呈状态规定的球形、、、理论无显著冶金缺点。。。尝试前对粉末进行烘干处置，，同时用砂纸将基材理论打磨，，而后用丙酮和净水洗濯干净。。。

激光增材修复工艺参数如表2所示。。。

图1a是激光增材修复过程示意图，，修复高度为55mm，，对实现沉积后的Ti60钛合金修复试样进行去应力退火（670℃/4h/AC）处置以解除残存应力，，但不扭转微观组织。。。选取线切割、、、打磨、、、抛光、、、侵蚀（HF:HNO₃:H₂O=1:6:43）后制成金相样品（5mm×10mm×5mm），，对试样进行光学金相显微组织、、、扫描电子显微组织观察，，并选取扫描电子显微镜配套设备能谱分析仪（EDS）定性分析各区域组织元素及其成分含量。。。组织观察实现后进行XRD试验和硬度测试。。。试样取样示意图如图1b所示，，WSZ为铸造基材区，，LARZ为激光增材修复区。。。依照GB/T228.1-2010尺度加工拉伸试样，，室温拉伸试验在S2011643型100kN委顿试验机（双轴）上进行。。。

2、、、了局与会商

2.1显微组织

图2为Ti60钛合金激光增材修复试样在XZ截面的组织图。。。图2a为宏观组织图像，，能够显著观察到铸造基材区（wrought substrate zone,WSZ）和激光增材修复区（laser additive repair zone,LARZ），，2个区域间有较好的物理冶金结合。。。由于组织内结晶学取向的分歧，，修复区组织出现明暗交替成长的景象。。。LARZ内存在贯通多个沉积层外延成长的柱状晶，，沿着增高方向能够清澈地看到β柱状晶晶界，，如图2b所示。。。陆续晶界α相在初生β晶界上形成，，柱状晶宽度为90~140μm。。。原始β柱状晶内部的显微组织如图2b1所示，，能够看出，，显微组织由藐小网篮组织和多个平行的α相片层形成α集束组成，，片层宽度为0.49~2.47μm，，长度为3.95~14.35μm。。。从图2c能够看出WSZ是典型的双态组织，，在β相转变组织的基体上散布着等轴初生α相。。。等轴α相尺寸较小且含量较低，，约为10.3%。。。

热影响区（heat affected zone,HAZ）是LARZ和WSZ的过渡区域，，在图2a的宏观组织图像中未观察到是由于修复过程中对基体的热输入比力小，，使得基体组织变动不大，，热影响区领域相对较小。。。如图3a所示，，热影响分辨歧区域显微组织有差距，，越靠近LARZ，，等轴α相的天堑越：：，，难以分辨。。。在HAZ中，，等轴α相板条化（图3a中的椭圆区域所示），，晶界α相起头形成。。。图3b为等轴α相板条化区域的高倍扫描图像，，出现出HAZ区域特有的阴影特点。。。如图3c和3d所示，，热影响区上部与下部均有少量由尺寸较小的α板条长大归并成的粗壮α板条，，热影响区上部较下部组织更为细密。。。对比图2和图3能够发现，，HAZ组织出现出由铸造的双态组织向急剧凝固的网篮组织过渡的特点。。。

在激光增材修复过程中，，熔池凝固的温度梯度根基沿着沉积方向，，因而熔池内的晶粒沿着激光沉积方向成长，，从而形成有肯定择优取向的陆续成长的粗壮柱状晶。。。在激光增材修复层层堆积的过程中，，随着激光束的活动，，高温、、、高能量熔池对已沉积层进行急剧加热和冷却的微热处置，，不休进行着α相→β相→α相的转变。。。激光的热量使熔池内的温度迅速上升至β相转变温度，，产生α→β相变。。。随着激光束的脱离，，产生β→α相变，，由于α相和β相之间的Burgers取向关系[12]，，大量α相沿着分歧的方向以板条状相互编织长大，，形成网篮组织。。。

对3个区域进行了XRD分析，，图4给出的XRD了局显示3个区域衍射峰对应的2θ角相差不大且仅能发现α-Ti对应的衍射峰。。。这注明3个区域组中均没有或只有少量残存的β相，，与上文显微组织分析一致。。。从图2及图3中能够看到3个区域内均存在弥散散布的析出相，，尺寸为1~3μm。。。但在XRD分析了局中没有出现这一细小衍射峰的原因可能与XRD红外光斑巨细、、、析出相的体积分数、、、尺寸等成分有关。。。

图5为LARZ和WSZ区域显微组织中析出相的SEM观察了局，，能够看出该析出相的描摹与通常金属凝固时的树枝晶的成长描摹分歧，，图5a出现出小面花瓣晶描摹，，图5b出现小面辐射团簇晶描摹，，图5c出现三维网络小面树枝状描摹。。。由于各区域形成过程中的凝固冷却速度分歧所以出现出分歧的成长状态。。。测定各区域中该析出相的含量，，发此刻LARZ内含量最高。。。揣摩这3种描摹的析出相均是在非平衡凝固前提下析出的小平面相，，成长机制为依附固液界面上孪晶和螺位错等晶体缺点所产生的台阶侧向扩大成长[13]。。。

为了确定析出相的类型，，对存在析出相的显微组织进行EDS面扫分析，，图6是EDS面扫了局。。。从EDS分层图像中可看出，，Ti和Al在析出相上贫化，，Sn在析出相上富集，，而Si和Zr散布比力均匀。。？？？膳卸，，该析出相重要为锡化物。。。

有钻研批注[14]，，在肯定的成分领域内Ti与合金元素Al、、、Sn等固溶处置能够得到低级无序固溶体，，且当合金元素Al、、、Sn等含量达到临界固溶度时，，无序固溶体六方密堆结构对称性起头产生变动，，析出有序相α2，，即Ti3X(X=Sn,Al)。。。因而将析出相化学式近似地暗示为Tix(Al,Sn)y，，对析出物进行元素含量分析，，了局如表3，，凭据原子分数的数据求得，，x/y≈3.0，，故揣摩该析出物可能为Ti3(Al,Sn)。。。

2.2显微硬度

激光增材修复Ti60钛合金锻件在XZ截面沿沉积方向的显微硬度（HV）散布情况如图7所示，，横坐标为距离，，零点选择在HAZ与WSZ接壤处。。。由图2c可知，，WSZ等轴α相体积分数较高，，等轴α相和β转变组织有分歧的硬度，，在测试时，，使得硬度有所颠簸，，该区域硬度均匀值约莫为3692.44MPa。。。LARZ硬度均匀值约莫为3481.55MPa，，相对WSZ低5.7%，，其原因在于WSZ中片档次生α相相对于LARZ中的片层α相更为藐小。。。由Hall-Petch关系可知，，组织越藐小，，对位错活动的故障作用就越强。。。但3个区域硬度相差不大。。。结合图中的压痕图及横坐标距离，，能够得出HAZ宽度约为900μm。。。HAZ硬度均匀值约莫为3713.61MPa，，颠簸较小，，批注组织较为均匀。。。

2.3室温拉伸机能

激光增材修复Ti60钛合金修复试样室温拉伸机能测试了局如表4所示。。。分析表中数据可知，，激光增材修复Ti60钛合金纵向拉伸试样的均匀抗拉强度和屈服强度别离为992.4和916.6MPa，，断后伸长率和断面收缩率的均匀值别离为8.5%和14.6%。。。断后伸长率及断面收缩率数据较为分散，，颠簸很大。。。但总体来看，，激光增材修复试样的强度优于Ti60钛合金锻件强度尺度，，塑性与锻件尺度相差不大，，已达到现实工程利用要求。。。

图8是试样拉伸失效宏观照片，，能够看出只有试样2的断裂地位在WSZ，，其余试样最终断裂地位均在LARZ。。。试样2能够看到显著的颈缩，，其余试样只产生了分歧水平的细小颈缩，，这注明WSZ较LARZ拥有更好的塑性。。。

对激光增材修复Ti60钛合金室温拉伸试样2和试样4进行断口描摹分析，，如图9。。。断口宏观描摹如图9a和图9e所示，，两试样断口均较为平坦光亮，，剪切唇瞬断区领域较小，，观察不到显著的纤维区。。。断口地位在WSZ的试样2的断口存在少量解理面（图9b），，肯定数量的二次裂纹（图9c）以及一些大尺寸韧窝（图9d）。。。断口地位在LARZ的试样4的断口存在解理面、、、扯破棱等解理描摹（图9f~9g），，剪切唇区域内存在少量较浅的小尺寸韧窝（图9h）。。。

图10为试样2和试样4的亚理论描摹，，能够看出无论试样2还是试样4，，均出现出混合断裂的特点。。。在钛合金双态组织中，，β转变组织的强度低于等轴初生α相[15]，，使得基体中裂纹萌生于β转变组织中的片状α相界面或者等轴状初生α相晶界处。。。由于等轴状初生α相拥有高的位错密度，，能够起到故障裂纹萌生的成效，，且当裂纹遇到等轴初生α相及较宽的板条α相时，，其更容易产生偏转[16]，，故断口地位在WSZ的试样2的断口裂纹扩大蹊径越发崎岖，，这也批注WSZ塑性较好。。。在片层组织中，，当裂纹遇到分歧位向的α集束时，，由于α相的强度较高，，裂纹前沿难以穿过α集束，，在应力的作用下，，裂纹前沿在集束天堑产生剧烈的塑性变形，，扩大方向产生偏转裂纹的扩大（如图10b中矩形框所示）亏损更多能量。。。然而，，晶粒变形的不协和谐分歧位向集束的接壤处产生滑移梗塞，，导致塑性降低，，进而导致激光增材修复区断裂韧度低于基材区，，值妥贴心的是，，在2种裂纹扩大蹊径上并没有观察到Ti3(Sn,Al)相的存在。。。

在拉伸过程中，，晶界α相及α/β相界面作为滑移传递的故障，，易产生位错塞积和应力集中，，难以协调变形从而开裂[16-20]。。。原始β柱状晶晶粒内部的片层α相取向杂乱，，在变形协调的过程中容易形成图10b所述情况，，位错在界面处大量塞积，，从而导致应力集中，，且LARZ中存在大量尺寸不一的陆续晶界α相，，微裂纹易在晶界α相处萌生，，短裂纹会沿着晶界、、、相界面急剧扩大、、、衔接，，直至最终断裂。。。

3、、、结论

1）激光增材修复Ti60钛合金可分为铸造基材区、、、热影响区和激光增材修复区3个区域。。。修复区组织为贯通多个沉积层外延成长的柱状晶，，柱状晶的成长方向根基平行于沉积方向或略向扫描方向倾斜。。。柱状晶内是散布均匀的藐小α相网篮组织。。。热影响区组织阐发出由基体的铸造双态组织向修复区组织过渡的特点，，宽度约为900μm。。。

2）激光增材修复Ti60钛合金3个区域组织基体中均弥散散布着尺寸为1~3μm的小平面相Ti3(Sn,Al)。。。析出相在激光增材修复区含量最高，，出现出小面花瓣晶、、、小面辐射团簇晶描摹，，而在基材区则出现出三维网络小面树枝状描摹。。。

3）铸造基材区、、、热影响区以及激光增材修复区3个区域的硬度均匀值别离为3692.44、、、3713.61、、、3481.55MPa，，3个区域硬度根基相当。。。

4）激光增材修复Ti60钛合金纵向拉伸试样的断裂机制为混合断裂，，室温拉伸断裂失效地位根基上在强度较低的修复区内。。？？？估慷群颓强度的均匀值别离为992.4和916.6MPa，，优于Ti60钛合金锻件尺度；；；断后伸长率和断面收缩率的均匀值别离为8.5%和14.6%，，与Ti60钛合金锻件尺度相差不大，，达到现实工程利用要求。。。

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