Ti60（Ti-6Al-0.4Mo-0.4Nb-4Sn-0.9Ta-3.5Zr）是我國自主研發(fā)的一種近α型高溫鈦合金[1]，具有高比強度和良好的高溫抗氧化性等優(yōu)點，服役溫度可達600℃，是航空發(fā)動機、壓氣機整體葉盤的重要材料之一。整體葉盤是先進高性能航空發(fā)動機中實現(xiàn)結構創(chuàng)新與技術跨越的核心部件[2]，鈦合金整體葉盤在制造和服役過程中常產(chǎn)生加工超差、磨損和裂紋等缺陷，直接報廢會造成極大浪費[2-3]，因此可靠的高品質的修復技術是整體葉盤工程化應用的關鍵。

傳統(tǒng)的整體葉盤修復技術有TIG焊、MIG焊、電鍍刷、熱噴涂火焰、等離子或爆炸噴涂等，但存在對基體熱輸入大、殘余應力水平高、基體變形大、修復區(qū)與零件本體結合強度低且自動化困難等問題[4]。激光增材修復技術與激光增材制造具有相同的技術原理，具有高適應性、高靈活性、高成形柔性、加工便捷性、低成本及高精度等優(yōu)勢[5-7]，是整體葉盤修復的最佳選擇。

近年來，國內(nèi)外相關研究機構對鈦合金激光成形和激光增材修復進行了研究，分析了激光增材修復基體、沉積區(qū)域和結合區(qū)域的微觀組織和力學性能。文獻表明激光增材修復過程中的加工工藝參數(shù)、成形后熱處理制度對其形貌特征、組織缺陷以及力學性能具有較大影響，沉積層組織的結晶過程體現(xiàn)了快速凝固的特點[8-11]。

激光增材修復Ti60鈦合金的性能好壞很大程度上決定著該材料在工程實際中的應用前景，而目前研究的鈦合金材料主要集中于TC4、Ti17等常規(guī)牌號，針對新成分Ti60鈦合金的激光增材修復研究較少，對其組織性能特點認識不足。因此，本工作針對Ti60鈦合金整體葉盤的損傷修復需求及其成形特性，以鍛造Ti60鈦合金為研究對象，開展激光增材修復的基礎理論和組織性能的研究。通過分析鍛造基體區(qū)、熱影響區(qū)、激光增材修復區(qū)的宏微觀組織、相組成以及顯微硬度和拉伸性能的差異，研究修復前后顯微組織與力學性能變化，建立激光增材修復技術與組織、性能的關系，為Ti60鈦合金的應用提供理論基礎。

1、實驗

本研究的激光增材修復實驗在北京航空航天大學大型金屬構件增材制造國家工程實驗室所研發(fā)的數(shù)控激光增材制造設備上完成，激光增材修復保護箱內(nèi)充滿高純氬保護氣。

修復試樣基體是尺寸為Φ120mm×65mm的Ti60鈦合金鍛件，增材制造成形大塊試樣時，為提高沉積效率，一般選用大粒徑粉末，因此本試驗選用等離子旋轉電極霧化法制備的Ti60鈦合金大粒徑粉末作為添加材料，粉末粒度為50~150目（粒徑約106~270μm）。基材與粉末的化學成分如表1所示。Ti60鈦合金粉末呈形狀規(guī)則的球形、表面無明顯冶金缺陷。實驗前對粉末進行烘干處理，同時用砂紙將基材表面打磨，然后用丙酮和清水清洗干凈。

激光增材修復工藝參數(shù)如表2所示。

圖1a是激光增材修復過程示意圖，修復高度為55mm，對完成沉積后的Ti60鈦合金修復試樣進行去應力退火（670℃/4h/AC）處理以消除殘余應力，但不改變微觀組織。采用線切割、打磨、拋光、腐蝕（HF:HNO₃:H₂O=1:6:43）后制成金相樣品（5mm×10mm×5mm），對試樣進行光學金相顯微組織、掃描電子顯微組織觀察，并采用掃描電子顯微鏡配套設備能譜分析儀（EDS）定性分析各區(qū)域組織元素及其成分含量。組織觀察完成后進行XRD試驗和硬度測試。試樣取樣示意圖如圖1b所示，WSZ為鍛造基材區(qū)，LARZ為激光增材修復區(qū)。按照GB/T228.1-2010標準加工拉伸試樣，室溫拉伸試驗在S2011643型100kN疲勞試驗機（雙軸）上進行。

2、結果與討論

2.1顯微組織

圖2為Ti60鈦合金激光增材修復試樣在XZ截面的組織圖。圖2a為宏觀組織圖像，可以明顯觀察到鍛造基材區(qū)（wrought substrate zone,WSZ）和激光增材修復區(qū)（laser additive repair zone,LARZ），2個區(qū)域間有較好的物理冶金結合。由于組織內(nèi)結晶學取向的不同，修復區(qū)組織呈現(xiàn)明暗交替生長的現(xiàn)象。LARZ內(nèi)存在貫穿多個沉積層外延生長的柱狀晶，沿著增高方向可以清晰地看到β柱狀晶晶界，如圖2b所示。連續(xù)晶界α相在初生β晶界上形成，柱狀晶寬度為90~140μm。原始β柱狀晶內(nèi)部的顯微組織如圖2b1所示，可以看出，顯微組織由細小網(wǎng)籃組織和多個平行的α相片層形成α集束組成，片層寬度為0.49~2.47μm，長度為3.95~14.35μm。從圖2c可以看出WSZ是典型的雙態(tài)組織，在β相轉變組織的基體上分布著等軸初生α相。等軸α相尺寸較小且含量較低，約為10.3%。

熱影響區(qū)（heat affected zone,HAZ）是LARZ和WSZ的過渡區(qū)域，在圖2a的宏觀組織圖像中未觀察到是因為修復過程中對基體的熱輸入比較小，使得基體組織變化不大，熱影響區(qū)范圍相對較小。如圖3a所示，熱影響區(qū)不同區(qū)域顯微組織有差異，越靠近LARZ，等軸α相的邊界越模糊，難以分辨。在HAZ中，等軸α相板條化（圖3a中的橢圓區(qū)域所示），晶界α相開始形成。圖3b為等軸α相板條化區(qū)域的高倍掃描圖像，呈現(xiàn)出HAZ區(qū)域特有的陰影特征。如圖3c和3d所示，熱影響區(qū)上部與下部均有少量由尺寸較小的α板條長大合并成的粗大α板條，熱影響區(qū)上部較下部組織更為細密。對比圖2和圖3可以發(fā)現(xiàn)，HAZ組織呈現(xiàn)出由鍛造的雙態(tài)組織向快速凝固的網(wǎng)籃組織過渡的特征。

在激光增材修復過程中，熔池凝固的溫度梯度基本沿著沉積方向，因此熔池內(nèi)的晶粒沿著激光沉積方向生長，從而形成有一定擇優(yōu)取向的連續(xù)生長的粗大柱狀晶。在激光增材修復層層堆積的過程中，隨著激光束的運動，高溫、高能量熔池對已沉積層進行快速加熱和冷卻的微熱處理，不斷進行著α相→β相→α相的轉變。激光的熱量使熔池內(nèi)的溫度迅速上升至β相轉變溫度，發(fā)生α→β相變。隨著激光束的離開，發(fā)生β→α相變，由于α相和β相之間的Burgers取向關系[12]，大量α相沿著不同的方向以板條狀相互編織長大，形成網(wǎng)籃組織。

對3個區(qū)域進行了XRD分析，圖4給出的XRD結果顯示3個區(qū)域衍射峰對應的2θ角相差不大且僅能發(fā)現(xiàn)α-Ti對應的衍射峰。這說明3個區(qū)域組中均沒有或只有少量殘余的β相，與上文顯微組織分析一致。從圖2及圖3中可以看到3個區(qū)域內(nèi)均存在彌散分布的析出相，尺寸為1~3μm。但在XRD分析結果中沒有出現(xiàn)這一微小衍射峰的原因可能與XRD紅外光斑大小、析出相的體積分數(shù)、尺寸等因素有關。

圖5為LARZ和WSZ區(qū)域顯微組織中析出相的SEM觀察結果，可以看出該析出相的形貌與一般金屬凝固時的樹枝晶的生長形貌不同，圖5a呈現(xiàn)出小面花瓣晶形貌，圖5b呈現(xiàn)小面輻射團簇晶形貌，圖5c呈現(xiàn)三維網(wǎng)絡小面樹枝狀形貌。因為各區(qū)域形成過程中的凝固冷卻速度不同所以呈現(xiàn)出不同的生長形態(tài)。測定各區(qū)域中該析出相的含量，發(fā)現(xiàn)在LARZ內(nèi)含量最高。推測這3種形貌的析出相均是在非平衡凝固條件下析出的小平面相，生長機制為依靠固液界面上孿晶和螺位錯等晶體缺陷所產(chǎn)生的臺階側向擴展生長[13]。

為了確定析出相的類型，對存在析出相的顯微組織進行EDS面掃分析，圖6是EDS面掃結果。從EDS分層圖像中可看出，Ti和Al在析出相上貧化，Sn在析出相上富集，而Si和Zr分布比較均勻。可判斷，該析出相主要為錫化物。

有研究表明[14]，在一定的成分范圍內(nèi)Ti與合金元素Al、Sn等固溶處理可以得到初級無序固溶體，且當合金元素Al、Sn等含量達到臨界固溶度時，無序固溶體六方密堆結構對稱性開始發(fā)生變化，析出有序相α2，即Ti3X(X=Sn,Al)。因此將析出相化學式近似地表示為Tix(Al,Sn)y，對析出物進行元素含量分析，結果如表3，根據(jù)原子分數(shù)的數(shù)據(jù)求得，x/y≈3.0，故推測該析出物可能為Ti3(Al,Sn)。

2.2顯微硬度

激光增材修復Ti60鈦合金鍛件在XZ截面沿沉積方向的顯微硬度（HV）分布情況如圖7所示，橫坐標為距離，零點選擇在HAZ與WSZ交界處。由圖2c可知，WSZ等軸α相體積分數(shù)較高，等軸α相和β轉變組織有不同的硬度，在測試時，使得硬度有所波動，該區(qū)域硬度平均值大約為3692.44MPa。LARZ硬度平均值大約為3481.55MPa，相對WSZ低5.7%，其原因在于WSZ中片層次生α相相對于LARZ中的片層α相更為細小。由Hall-Petch關系可知，組織越細小，對位錯運動的阻礙作用就越強。但3個區(qū)域硬度相差不大。結合圖中的壓痕圖及橫坐標距離，可以得出HAZ寬度約為900μm。HAZ硬度平均值大約為3713.61MPa，波動較小，表明組織較為均勻。

2.3室溫拉伸性能

激光增材修復Ti60鈦合金修復試樣室溫拉伸性能測試結果如表4所示。分析表中數(shù)據(jù)可知，激光增材修復Ti60鈦合金縱向拉伸試樣的平均抗拉強度和屈服強度分別為992.4和916.6MPa，斷后伸長率和斷面收縮率的平均值分別為8.5%和14.6%。斷后伸長率及斷面收縮率數(shù)據(jù)較為分散，波動很大。但總體來看，激光增材修復試樣的強度優(yōu)于Ti60鈦合金鍛件強度標準，塑性與鍛件標準相差不大，已達到實際工程應用要求。

圖8是試樣拉伸失效宏觀照片，可以看出只有試樣2的斷裂位置在WSZ，其余試樣最終斷裂位置均在LARZ。試樣2可以看到明顯的頸縮，其余試樣只發(fā)生了不同程度的微小頸縮，這說明WSZ較LARZ具有更好的塑性。

對激光增材修復Ti60鈦合金室溫拉伸試樣2和試樣4進行斷口形貌分析，如圖9。斷口宏觀形貌如圖9a和圖9e所示，兩試樣斷口均較為平整光亮，剪切唇瞬斷區(qū)范圍較小，觀察不到明顯的纖維區(qū)。斷口位置在WSZ的試樣2的斷口存在少量解理面（圖9b），一定數(shù)量的二次裂紋（圖9c）以及一些大尺寸韌窩（圖9d）。斷口位置在LARZ的試樣4的斷口存在解理面、撕裂棱等解理形貌（圖9f~9g），剪切唇區(qū)域內(nèi)存在少量較淺的小尺寸韌窩（圖9h）。

圖10為試樣2和試樣4的亞表面形貌，可以看出無論試樣2還是試樣4，均呈現(xiàn)出混合斷裂的特征。在鈦合金雙態(tài)組織中，β轉變組織的強度低于等軸初生α相[15]，使得基體中裂紋萌生于β轉變組織中的片狀α相界面或者等軸狀初生α相晶界處。由于等軸狀初生α相具有高的位錯密度，可以起到阻礙裂紋萌生的效果，且當裂紋遇到等軸初生α相及較寬的板條α相時，其更容易發(fā)生偏轉[16]，故斷口位置在WSZ的試樣2的斷口裂紋擴展路徑更加曲折，這也表明WSZ塑性較好。在片層組織中，當裂紋遇到不同位向的α集束時，由于α相的強度較高，裂紋前沿難以穿過α集束，在應力的作用下，裂紋前沿在集束邊界發(fā)生劇烈的塑性變形，擴展方向發(fā)生偏轉裂紋的擴展（如圖10b中矩形框所示）消耗更多能量。然而，晶粒變形的不協(xié)調(diào)和不同位向集束的交界處發(fā)生滑移堵塞，導致塑性降低，進而導致激光增材修復區(qū)斷裂韌度低于基材區(qū)，值得注意的是，在2種裂紋擴展路徑上并沒有觀察到Ti3(Sn,Al)相的存在。

在拉伸過程中，晶界α相及α/β相界面作為滑移傳遞的阻礙，易產(chǎn)生位錯塞積和應力集中，難以協(xié)調(diào)變形從而開裂[16-20]。原始β柱狀晶晶粒內(nèi)部的片層α相取向雜亂，在變形協(xié)調(diào)的過程中容易形成圖10b所述情況，位錯在界面處大量塞積，從而導致應力集中，且LARZ中存在大量尺寸不一的連續(xù)晶界α相，微裂紋易在晶界α相處萌生，短裂紋會沿著晶界、相界面快速擴展、連接，直至最終斷裂。

3、結論

1）激光增材修復Ti60鈦合金可分為鍛造基材區(qū)、熱影響區(qū)和激光增材修復區(qū)3個區(qū)域。修復區(qū)組織為貫穿多個沉積層外延生長的柱狀晶，柱狀晶的生長方向基本平行于沉積方向或略向掃描方向傾斜。柱狀晶內(nèi)是分布均勻的細小α相網(wǎng)籃組織。熱影響區(qū)組織表現(xiàn)出由基體的鍛造雙態(tài)組織向修復區(qū)組織過渡的特征，寬度約為900μm。

2）激光增材修復Ti60鈦合金3個區(qū)域組織基體中均彌散分布著尺寸為1~3μm的小平面相Ti3(Sn,Al)。析出相在激光增材修復區(qū)含量最高，呈現(xiàn)出小面花瓣晶、小面輻射團簇晶形貌，而在基材區(qū)則呈現(xiàn)出三維網(wǎng)絡小面樹枝狀形貌。

3）鍛造基材區(qū)、熱影響區(qū)以及激光增材修復區(qū)3個區(qū)域的硬度平均值分別為3692.44、3713.61、3481.55MPa，3個區(qū)域硬度基本相當。

4）激光增材修復Ti60鈦合金縱向拉伸試樣的斷裂機制為混合斷裂，室溫拉伸斷裂失效位置基本上在強度較低的修復區(qū)內(nèi)。抗拉強度和屈服強度的平均值分別為992.4和916.6MPa，優(yōu)于Ti60鈦合金鍛件標準；斷后伸長率和斷面收縮率的平均值分別為8.5%和14.6%，與Ti60鈦合金鍛件標準相差不大，達到實際工程應用要求。

參考文獻References

[1] Wang Qingjiang(王清江), Liu Jianrong(劉建榮), Yang Rui(楊 銳). Journal of Aeronautical Materials(航空材料學報)[J], 2014, 34(4): 1

[2] Huang Chunfeng( 黃 春 峰 ). Aeronautical Manufacturing Technology(航空制造技術)[J], 2006(4): 94

[3] Hou Tinghong(侯廷紅), He Yong(何 勇), Chen Haisheng(陳海 生) et al. Aviation Maintenance & Engineering(航空與工程)[J], 2019, 334(4): 37

[4] Huang Yansong(黃艷松), Ma Junwen(馬俊文), Feng Baodong(馮 保東). New Technology & New Process(新技術新工藝)[J], 2012(8): 78

[5] Shrivastava A, Mukherjee S, Chakraborty S S. Optics & Laser Technology[J], 2021, 144: 107404

[6] Yan Xiaomeng(閆曉孟), Qi Huan(齊 歡), Yang Yi(陽 義). Heavy Casting and Forging(大型鑄鍛件)[J], 2022(5): 27

[7] Cui Lang(崔 烺), Liu Guang(劉 光), Feng Shengqiang(馮勝強) et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工 程)[J], 2023, 52(1): 351

[8] Cheng K, Xi M Z, Chen S et al. Optics & Laser Technology[J], 2021, 144: 107410

[9] Wang Huangming(王華明), Zhang Shuquan(張述泉), Wang Tao(王 韜) et al. Journal of Xihua University: Natural Science Edition(西華大學學報: 自然科學版)[J], 2018, 37(4): 9

[10] Tang Hanyao(唐函遙), Zhu Hongmei(朱紅梅), Qiu Changjun(邱 長軍) et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材 料與工程)[J], 2023, 52(4): 1361

[11] Su J L, Jiang F L, Li J J et al. Materials & Design[J], 2022, 223: 111240

[12] Bhattacharyya D, Viswanathan G B, Vogel S C et al. Scripta Materialia[J], 2006, 54(2): 231

[13] Chen Yao, Wang Huangming. Journal of Alloys and Compounds[J], 2003, 351(1-2): 304

[14] Zhang Jun(張 鈞), Tian Honghua(田紅花), Li Jingbo(李景波). The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中國有色金屬學 報)[J], 1998(S2): 178

[15] Kokuoz B Y, Kosaka Y, Rack H J et al. Journal of Materials Engineering and Performance[J], 2005, 14(6): 773

[16] Guery A, Hild F, Latourte F et al. International Journal of Plasticity[J], 2016, 81: 249

[17] Wang J, Zhao Y Q, Zhou W et al. Materials Science and Engineering A[J], 2021, 824: 141790 [18] Huang S X, Zhao Q Y, Lin C et al. Materials Science and Engineering A[J], 2021, 809: 140958

[19] Wang J, Zhao Y Q, Zhou W et al. Materials Science and Engineering A[J], 2021, 799: 140187

[20] Zhang Shuaifeng( 張 帥 鋒 ), Lv Yifan( 呂逸帆 ), Wei Zhengying(魏正英) et al. Titanium Industry Progress(鈦工業(yè) 進展)[J], 2022, 39(3): 11