序言

激光沉積制造技術是一種先進的快速凝固技術，能夠直接通過三維模型直接加工獲得近凈形狀和全致 密的金屬構件[1]。其加工過程是通過一定功率的激光作為熱源形成熔池，然后將金屬粉末通過送粉器送 到熔池中，金屬粉末在激光的作用下快速凝固成形。工作臺帶著激光束和送粉器沿著程序設定好的路徑 移動，在不需要模具的情況下，能夠實現(xiàn)接近三維模型逐層制作金屬構件[2]。與傳統(tǒng)加工方法相比，激 光沉積制造技術不但能夠實現(xiàn)大型結構件的快速成形，而且還具有材料的利用率高、靈活性好和加工周期 短等優(yōu)點，被廣泛應用于航空航天、國防和能源等領域[3-4]。Ti65鈦合金是國內研制的一種近α型高 溫鈦合金，設計使用溫度為600~650℃[5]。Ti65鈦合金在原有Ti60基礎上增加了Ta元素的含量， 提高了材料的抗蠕變性能，并且添加了微量的W元素，增強了合金的持久性能[6]。Ti65鈦合金多樣化 的元素種類，進一步提高了其在強度—塑性和持久—抗蠕變—熱穩(wěn)定的匹配性，具有優(yōu)良的綜合力學性能 [7]。

Ti65鈦合金常被應用于制造航空發(fā)動機的轉子葉片和葉盤等零件，這些結構都比較復雜，對于加工 的要求較高，通過激光沉積技術制造Ti65鈦合金能夠節(jié)約大量成本[8]。目前，一些學者已經(jīng)對Ti65鈦 合金進行了一些研究。李曉丹等人[9]研究了熱處理對激光沉積制造Ti65鈦合金組織和力學性能的影 響，發(fā)現(xiàn)沉積態(tài)試樣的顯微組織均為片層組織，退火后，顯微組織均為網(wǎng)籃組織，合金的抗拉強度和塑性 都得到了提高，固溶時效處理后，合金組織中出現(xiàn)雙相組織，合金的塑性提高，抗拉強度降低。譚海兵 等人[10]研究了中溫熱處理對Ti65合金的淬火組織及室溫拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)了隨著熱處理溫度和 時間的變化室溫拉伸強度呈現(xiàn)快速降低、保持穩(wěn)定和慢速降低3個階段。Zhang等人 [11]研究了熱軋Ti65鈦合金板材拉伸變形的取向依賴行為，研究發(fā)現(xiàn)Ti65鈦合金板材在不同取樣方 向之間存在一定的各向異性。通過上述研究可知，目前對于Ti65鈦合金的研究主要集中在Ti65鈦合金 的顯微組織和力學性能。考慮到Ti65鈦合金經(jīng)常被應用于航空發(fā)動機的葉片和葉盤上，長期承受著交 變載荷的作用，所以研究Ti65鈦合金的疲勞性能是非常有必要的[12]。文中對激光沉積制造Ti65鈦合金在不同功率和溫度條件下的高周疲勞性能進行研究，為激光沉積制造Ti65鈦合金的應用提供數(shù)據(jù)支持。

1、試驗方法

試驗用材為TA15鍛件基板和Ti65球形粉末，基板為鍛造退火態(tài)TA15鈦合金板，Ti65粉末的粒度為75~250μm，粉末的質量分數(shù)如表1所示。試驗前先將TA15基板進行拋光，然后使用丙酮進行 清洗，試驗過程中持續(xù)通氬氣作為保護氣，控制保護罩內的氧含量，保證氧含量在100mg/m³以下，防 止沉積試件被氧化。激光工藝參數(shù)包括高功率為5000W、低功率為2000W、掃描速度為10mm/s，給 粉速率為15g/min、光斑直徑為5mm和單層高度為0.7mm。制備出的沉積件的尺寸為250mm×85 mm×40mm，熱處理工藝為950℃/2h，爐冷8h(冷卻速率為50℃/h)，空冷至室溫。試樣A和試樣 B為室溫條件下低功率試樣，試樣C為室溫條件下高功率試樣。

高周疲勞試樣如圖1所示。圖1(a)為試樣取樣方向。高周疲勞試驗在QCY-100疲勞試驗機上進 行，采用棒材試樣，試驗過程參照HB5287-1996《金屬材料軸向加載疲勞試驗方法》標準進行。試驗溫 度為室溫(23℃)和高溫(650℃)，載荷類型采用正弦波，應力比R為0.06，應力集中系數(shù)Kt為1， 室溫試驗頻率為150Hz，高溫試驗頻率為85Hz。

圖1(b)為高周疲勞光滑試樣的尺寸。對試驗后的試樣沿平行于沉積方向取樣制塊進行金相研磨，首 先在金相研磨機上通過240~3000目的砂紙進行粗磨，然后采用金剛石研磨膏在拋光布上進行拋光， 最后通過HF，HNO₃和H₂O的體積比為1∶1∶50的Kroll試劑進行腐蝕。使用水浸式超聲波探測儀對 激光沉積制造Ti65鈦合金試樣的內部缺陷進行無損探傷。通過光學顯微鏡和SEM分別觀察金相試樣 的顯微組織和高周疲勞試樣的斷口。

2、試驗結果與分析

2。1顯微組織與疲勞性能

激光沉積制造Ti65鈦合金經(jīng)過退火處理后β柱狀晶形貌，如圖2所示。從圖2可以看出高功率 和低功率試樣都表現(xiàn)為粗大的β柱狀晶形貌，柱狀晶的方向沿平行于沉積方向，向激光掃描方向有一定 的傾斜，相鄰的柱狀晶之間有明顯的晶界(虛線)。

在激光沉積過程中，熔池處的溫度最高，產生的熱量沿基體向下傳遞，凝固最先開始于基材的一端， 沿著最大溫度梯度的方向進行生長，形成柱狀晶形貌，由于采用的是逐層沉積的方式，所以柱狀晶的形貌 呈現(xiàn)為連續(xù)不斷生長[13-14]。

激光沉積制造Ti65鈦合金經(jīng)過退火處理后網(wǎng)籃組織形貌，如圖3所示。從圖3(a)和圖3(b)可 以看出高功率試樣和低功率試樣柱狀晶的內部均為由不同取向的α相和晶間β相所組成的網(wǎng)籃組織， 晶粒內的α相明顯多于β相，顆粒狀的α相聚集在β晶界處，在冷卻過程中相互連接，形成晶界α 相[15]。在退火處理后的空冷過程中，β相分解產生次生α相，附著在晶界α相和一次α相上繼 續(xù)生長[16]。通過Image-J軟件測定可知，低功率試樣中α相的平均長度為13。6μm、厚度為2.5 μm、長寬比為5.44，α相的體積分數(shù)約為71.5%；高功率試樣中α相的平均長度為15.1μm、厚 度為3.8μm、長寬比為3.97，α相的體積分數(shù)約為71.6%。在逐層沉積的過程，激光在熔融粉末的 同時，也會對下層組織進行再加熱，這個過程相當于熱處理過程，高功率試樣由于其激光功率較大，產生 的溫度較高，其初生α相的生長速度比低功率試樣初生α相更快，生長的更充分，結構更加緊密[17 -18]。圖3(c)和圖3(d)分別為高溫下高功率和低功率試樣的顯微組織。高溫條件下，低功率試樣的 α相的體積分數(shù)為78.3%，α相的平均長度為13.6μm，厚度為4.8μm，高功率試樣的α相的體積 分數(shù)為77.9%，α相的平均長度為12.3μm，厚度為4.7μm。高溫條件下試樣的α相有一定的粗 化，有的變成粗大的條狀α相，有的形成塊狀α相，組織的均勻性下降。在進行高溫高周疲勞試驗時 ，試樣一直處在高溫環(huán)境中，相當于對試樣進行二次熱處理，試驗結束后，采用先在高溫爐中冷卻至500 ℃以下，再進行空冷，冷卻速率較慢，易于形成塊狀α相[19]。

室溫(23℃)和高溫(650℃)條件下高功率試樣和低功率試樣的高周疲勞試驗S-N曲線，如圖4 所示。從圖4中可以看出，功率和溫度對于Ti65鈦合金的疲勞壽命具有很大影響。相同溫度下，高功 率試樣的疲勞壽命高于低功率試樣的疲勞壽命，相同功率下，室溫試樣的疲勞壽命高于高溫試樣的疲勞壽命。

高周疲勞數(shù)據(jù)具有很大的離散性在低應力水平下更加明顯，特別是在接近疲勞極限處，同一應力水平 下，不同試樣之間的疲勞壽命相差能夠達到上百萬周次。通過升降法測得試樣的疲勞極限，在室溫條件 下，低功率試樣的疲勞極限為398。5MPa，高功率試樣的疲勞極限為454MPa，與低功率試樣疲勞極限相 比提高了13.9%。在高溫條件下，低功率試樣的疲勞極限為336.25MPa，高功率試樣件的疲勞極限為 371.5MPa，與低功率試樣疲勞極限相比提高了10.48%。疲勞行為具有較高的組織敏感性，高功率試樣 的組織結構更加緊密，裂紋不易擴展，在一定程度上提高了疲勞壽命。試驗溫度的變化會影響試樣內部 顯微組織結構，進而影響試樣的疲勞性能。高溫下試樣的組織發(fā)生粗化，而且出現(xiàn)了塊狀α相，大幅 降低了組織的均勻性，組織抵抗裂紋擴展的能力降低，使得疲勞壽命明顯降低[20]。

2。2討論與分析

激光沉積是一個十分復雜的熱力耦合過程，在成形過程無法避免材料中出現(xiàn)打印缺陷，例如未熔合缺 陷和氣孔等[19]。這些缺陷的存在很大程度上降低了材料的疲勞壽命，限制了材料的應用[21]。利用水 浸式超聲波探測儀對激光沉積制造Ti65鈦合金試樣的內部缺陷進行探傷，不同功率試樣的無損檢測結果 ，如圖5所示。從圖5中可以看出高功率和低功率試樣內部均存在一定數(shù)目的氣孔缺陷(圖5中白點) ，氣孔缺陷的尺寸在微米級，低功率試樣中的氣孔的數(shù)目明顯高于高功率試樣。氣孔缺陷的產生主要是 由于在激光沉積過程中保護氣隨著金屬粉末進入熔池，粉末在激光的作用下快速凝聚成形，保護氣來不及 逸出形成氣孔[22]。

為進一步觀察高功率和低功率試樣的內部缺陷大小，對試樣進行制塊研磨，結果如圖6所示。氣孔 形狀近似圓形，中心明亮。通過Image-J軟件測得低功率試樣中的氣孔平均直徑為46.8μm，高功率 試樣中的氣孔平均直徑為12.8μm，高功率試樣中的氣孔比低功率試樣中的氣孔要小的多。造成這種差 異的主要原因是在沉積過程中低功率熔池溫度較低，Marangoni對流減弱，對流強度下降，使得氣泡容易 被熔體吸附形成氣孔，而高功率熔池的溫度較高，對流強度高，有利于氣泡的流動，使得氣泡不利于被熔 體吸附形成氣孔[23-24]。

通過SEM觀察發(fā)現(xiàn)，功率對于斷口的形貌特征影響較大，而溫度對于斷口的形貌特征影響不大，所以接下來斷口分析將以功率為主進行討論。

通過SEM觀察到低功率高溫試樣的疲勞斷口微觀形貌，如圖7所示。疲勞斷口形貌可以分為疲勞源 區(qū)、裂紋擴展區(qū)和裂紋瞬斷區(qū)3個區(qū)域。裂紋源通常起始于試樣的表面或者有缺陷處，呈放射狀形貌； 裂紋擴展區(qū)斷面比較平坦，通常具有疲勞條紋(疲勞輝紋)等特征；與裂紋擴展區(qū)相比裂紋瞬斷區(qū)斷口呈現(xiàn) 粗糙暗沉特征且兩區(qū)域之間有明顯的臺階狀分界線。

低功率試樣的疲勞源均起始于材料內部的缺陷，高功率試樣疲勞源均萌生于表面裂紋。在進行高周 疲勞試驗時，低功率試樣中缺陷的存在會造成應力集中現(xiàn)象，同時在外力的作用下產生位錯滑移，使得塑 性變形增大，加快裂紋萌生的速度，使得試樣的疲勞壽命大幅度降低。疲勞源區(qū)的微觀形貌，如圖8所 示。圖8(a)和圖8(b)為室溫下低功率試樣的疲勞源，試樣A的疲勞源來源于試樣表面的氣孔缺陷， 氣孔的直徑約為125μm，試樣B的疲勞源來源于試樣內部的的氣孔缺陷，氣孔直徑約為26.3μm。可 以觀察到大量的河流狀花紋以氣孔為圓心呈放射狀延伸出來，氣孔中心光滑且明亮，斷面具有明顯的晶體 學特征。試樣A的疲勞壽命(3.06×10⁵周次)遠低于試樣B的疲勞壽命(9.21×10⁵周次)，氣孔 的直徑越大，位置越靠近試樣表面，對試樣疲勞壽命的影響越大，裂紋萌生的越快。

圖8(c)為室溫下高功率試樣的疲勞源，疲勞源萌生于駐留滑移帶，位錯在合適取向的面上進行滑移 ，產生擠出峰和擠入槽，使之成為疲勞裂紋萌生點，初始裂紋與應力加載方向約成45°，并沿其滑移面 擴展。由于高功率試樣內部氣孔直徑小，對疲勞性能影響不明顯，所以高功率試樣C的疲勞壽命(1.15 ×10⁶周次)要高于相同條件下的低功率試樣B的疲勞壽命(9.21×10⁵周次)。

高溫條件下高功率試樣和低功率試樣疲勞裂紋擴展區(qū)疲勞條帶的微觀形貌，如圖9所示。可以觀察 到，在裂紋擴展區(qū)存在大量的高低起伏的解理臺階，具有明顯的解理斷裂的典型特征。在解理面上存在 著清晰可見的疲勞條帶和二次裂紋，波浪狀的疲勞條紋是由于振動時上下表面相互擠壓摩擦所產生的，疲 勞條紋的方向垂直于主裂紋方向，每經(jīng)過一次循環(huán)都會向前產生新的疲勞條帶，疲勞條帶之間的間距在一 定程度上可以反映裂紋擴展的速率。從圖9可以看出，低功率試樣的疲勞條帶平均間距為2.877μm，高 功率試樣的疲勞條帶平均間距為1.067μm，低功率試樣的疲勞條帶平均間距更大，裂紋擴展速率更快。 裂紋擴展區(qū)二次裂紋的微觀形貌，如圖10所示。從圖10可以看出裂紋擴展區(qū)存在兩種二次裂紋，一 種為平行于裂紋擴展方向，一種為垂直于裂紋擴展方向。垂直于裂紋擴展方向的二次裂紋是主裂紋尖端 擴展至晶界處，遇較大阻力使之產生偏轉而形成的，這樣二次裂紋路徑長且深度大；平行于裂紋擴展方向 的二次裂紋是由于在加載過程中α片層受到的剪切應力的作用所形成的，這種二次裂紋路徑短且深度小。 雖然這兩種二次裂紋的形成方式和擴展方向不同，但是它們的形成都吸收了大量的主裂紋的能量，降低了 主裂紋的擴展速率，提高了試樣的疲勞壽命。

高功率和低功率試樣裂紋瞬斷區(qū)的微觀形貌，如圖11所示。從圖11中可以看出兩者都具有由空 洞在滑移的作用下長大或連接所形成的韌窩特征，屬于典型的韌性斷裂。高功率試樣的疲勞瞬斷區(qū)的面 積明顯小于低功率試樣的面積，這是因為高功率試樣的強度高，處于疲勞擴展區(qū)的時間長，裂紋擴展區(qū)的 面積大，相應的處于疲勞瞬斷區(qū)的時間短，所以疲勞瞬斷區(qū)的面積較小。

3、結論

(1)激光沉積Ti65鈦合金試樣經(jīng)退火后顯微組織為近乎平行于沉積方向的β柱狀晶，柱狀晶內部 是由不同取向α相和晶間β相所組成的網(wǎng)籃組織，高功率試樣α相的長寬比低于低功率試樣，組織 結構更加緊密。

(2)在不同溫度條件下，高功率試樣的疲勞極限均高于低功率式樣的疲勞極限，Ti65鈦合金具有組 織敏感性，高功率試樣的組織更加緊密，增加了裂紋擴展的阻力，提高了疲勞性能。

(3)低功率試樣內部缺陷大，疲勞源均萌生于氣孔缺陷，裂紋擴展速率快，疲勞壽命低。高功率試 樣內部缺陷小，疲勞源均形核于表面裂紋，裂紋擴展速率小，疲勞壽命高，不同功率試樣的疲勞斷裂方式 均為韌性斷裂。

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第一作者：李曉丹，博士，正高級工程師；主要從事金屬增 材方面的科研和教學工作；Email: lixd014@avic.com.通信作者：周松，教授；Email: zhousong23@163.com.