TA15鈦合金（Ti-6.5Al-1Mo-1V-2Vr）由于其優(yōu)異的抗腐蝕性能、機(jī)械性能等特點(diǎn)在航空航天領(lǐng)域中應(yīng)用非常廣泛[1,2]。但是 TA15 等鈦合金零件通常會(huì)被應(yīng)用于較為惡劣的工作環(huán)境，長(zhǎng)時(shí)間使用會(huì)造成損壞甚至報(bào)廢，造成很大的經(jīng)濟(jì)損失。基于這一點(diǎn)，諸多學(xué)者提出了激光沉積修復(fù)技術(shù)對(duì)損壞的鈦合金零件進(jìn)行修復(fù)。

激光沉積修復(fù)（Laser Deposition Repair）是以激光熔覆和快速成形技術(shù)為基礎(chǔ)，利用激光熱使熔覆材料與待修復(fù)基體形成冶金結(jié)合體，修復(fù)零件幾何尺寸并優(yōu)化力學(xué)性能[3-5]。目前，激光沉積修復(fù)技術(shù)在不銹鋼[6]、鎳基高溫合金[7]、鋁金屬[8]等金屬材料領(lǐng)域內(nèi)的研究非常廣泛，并且進(jìn)行了大量實(shí)際應(yīng)用。虞學(xué)超[9]對(duì)TC4 鈦合金材質(zhì)航空零件經(jīng)激光沉積修復(fù)后性能進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)修復(fù)后沉積層材料結(jié)構(gòu)更為緊密，金相組織更加均勻，修復(fù)后的部位能夠滿足使用要求；SONG等[10]通過(guò)體修復(fù)和面修復(fù)兩種方式對(duì)鍛造 TA15鈦合金進(jìn)行修復(fù)，發(fā)現(xiàn)面修復(fù)試樣疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于純鍛造試樣，修復(fù)區(qū)的網(wǎng)籃組織能夠有效阻止裂紋擴(kuò)展；SUBRAMANIAM 等[11]利用鈷基合金 Stellite6 粉末對(duì) R350HT 級(jí)鋼軌進(jìn)行修復(fù)并研究了兩種不同合金間的相容性，結(jié)果表明沉積層稀釋程度低，硬度高，沒(méi)有缺陷。

激光沉積修復(fù)后的合金制件性能與組織與純鍛造合金件相比是不同的，因此對(duì)于不同種類激光沉積修復(fù)試件的熱處理工藝也存在差別。欽蘭云等[12]通過(guò)固溶+時(shí)效（T6：520 ℃、8 h+220 ℃、14 h）處理激光沉積修復(fù) ZM6 合金，發(fā)現(xiàn)經(jīng)T6 處理后其修復(fù)區(qū)的平均硬度提升 17.5%，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提升了49.8%和 75.6%，但延伸率降低；LAVRYS 等[13]對(duì)經(jīng)過(guò)后熱處理的快速成型（Additive Manufacturing）Ti6Al4V 鈦合金進(jìn)行電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)經(jīng) 800 ℃處理保溫 2 h、冷卻至 500 ℃并保溫 0.5 h 后的 Ti6Al4V 鈦合金形成了具有更高抗腐蝕能力的β相，使其抗腐蝕能力與傳統(tǒng)鍛造鈦合金相當(dāng)；姚佳彬[14]針對(duì)激光沉積修復(fù)后的 GH738/K417G 高溫合金組織內(nèi)部存在殘余應(yīng)力的問(wèn)題進(jìn)行了不同溫度時(shí)效熱處理，當(dāng)時(shí)效溫度達(dá) 840 ℃時(shí)，修復(fù)區(qū)平均硬度可達(dá) 501HV0.3，摩擦系數(shù)為 0.38，磨損量為 0.71 mg，獲得了優(yōu)異的耐磨性。

激光沉積修復(fù) TA15鈦合金材料屬于非均質(zhì)材料，其各區(qū)域的微觀組織形貌不同且不均勻，因而具有非常復(fù)雜的力學(xué)性能。文章針對(duì)激光沉積修復(fù) TA15鈦合金不同退火處理后各區(qū)域的顯微組織演化及力學(xué)性能進(jìn)行分析討論，采用不同的退火處理改善修復(fù)鈦合金組織，以獲得力學(xué)性能較優(yōu)的激光沉積修復(fù) TA15鈦合金材料。

1 、實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)設(shè)備

實(shí)驗(yàn)采用的設(shè)備為 LDM800 激光增材制造系統(tǒng)，該系統(tǒng)由 6 000 W 半導(dǎo)體激光器、環(huán)境控制系統(tǒng)、載氣式送粉器、冷卻系統(tǒng)和數(shù)控工作臺(tái)等部分組成。激光沉積修復(fù) TA15鈦合金工藝參數(shù)如表 1 所示。

1.2 實(shí)驗(yàn)材料

試驗(yàn)采用鈦合金球形粉，其主要由球形顆粒組成，粒寬 75~250 μm，化學(xué)成分如表2所示，使用前對(duì)粉末進(jìn)行風(fēng)干處理。基體部分為鍛造TA15鈦合金，850 ℃退火 2.5 h，尺寸為 160 mm×70 mm×40 mm，試驗(yàn)前對(duì)基體表面進(jìn)行打磨和清洗，去除表面氧化層，基材與沉積區(qū)體積比為 1：1，沿沉積方向取樣。沉積過(guò)程采用短邊單項(xiàng)往復(fù)掃描方式。激光沉積修復(fù)方式、修復(fù)后實(shí)物圖以及試驗(yàn)件尺寸如圖 1 所示。

1.3 熱處理

樣品后續(xù)熱處理在 800、840、890 ℃和 960 ℃的箱式電阻爐（SGM146）中進(jìn)行常規(guī)退火(以下分別稱為“HT800”，“HT840”，“HT890”和“HT930”)，加熱速率為 10 ℃/min。其中 HT800 試樣和 HT840 試樣保溫時(shí)間為 2 h，HT890 試樣和HT930 試樣保溫時(shí)間為 1 h，隨后從爐中取出在空氣環(huán)境中冷卻。

1.4 顯微結(jié)構(gòu)分析

在進(jìn)行顯微結(jié)構(gòu)分析之前，先使用金相鑲嵌機(jī)（XQ-2B）對(duì)需要觀察的試件進(jìn)行制塊操作，之后需使用拋光機(jī)對(duì)試樣塊進(jìn)行研磨，然后使用金剛石研磨膏進(jìn)行拋光，拋光后的試樣塊需使用 Kroll 試液（HF：HNO₃：H₂O 體積比為 1:6:7）進(jìn)行腐蝕；使用光學(xué)顯微鏡（OM：Olympus GX51 光學(xué)顯微鏡）和掃描電鏡（SEM：KYKY-2800B 型掃描電鏡）對(duì)金相組織進(jìn)行觀察分析，掃描電鏡工作電壓為 20KV；使用 ImageJ 軟件對(duì)α相和β相尺寸進(jìn)行測(cè)量。

1.5 拉伸試驗(yàn)

室溫環(huán)境下使用朗杰 100 型疲勞試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸試驗(yàn)速率為 1 mm/min。不同熱處理?xiàng)l件下進(jìn)行 3 個(gè)試樣的拉伸試驗(yàn)。

1.6 全場(chǎng)應(yīng)變實(shí)驗(yàn)

拉伸試驗(yàn)中使用數(shù)字化圖像處理技術(shù)（DIC 全稱：XTDIC-CONST-SD 標(biāo)準(zhǔn)型）對(duì)試樣應(yīng)變演化進(jìn)行采集。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 不同退火處理后試樣宏觀組織

圖 2（a1，b1，c1，d1）所示為不同退火處理后試樣基材區(qū)（Substrate zone）的宏觀組織形貌。四者顯微組織形貌均呈現(xiàn)出等軸α相、片層α相和條狀β相的雙態(tài)組織；HT800、HT840 和 HT890 試樣α相含量無(wú)明顯變化，而在 HT930 試樣中等軸α相含量有所減少，片層α相含量增加。

圖 2（a2，b2，c2，d2）所示為試樣熱影響區(qū)（Heat affected zone）的宏觀組織形貌。由于熔池的移動(dòng)以及堆疊，激光沉積修復(fù) TA15鈦合金的熱影響區(qū)在宏觀上表現(xiàn)為柱狀晶和等軸晶粒交替排列。其中 HT800、HT840、HT890 試樣熱影響區(qū)的組織形貌主要為片層α相和“鋸齒”狀α相，HT930 的組織形貌主要為片層α相，其“鋸齒”狀α相較比前三者含量較少，未溶解的殘留α相之間的β為亞穩(wěn)定態(tài)。熱影響區(qū)中片層α相在激光沉積修復(fù)過(guò)程中經(jīng)循環(huán)加熱不斷長(zhǎng)大，其尺寸、長(zhǎng)寬比較比鍛造區(qū)的α相更大。

圖 2（a3，b3，c3，d3）所示為試樣激光修復(fù)區(qū)（Restoration zone）的宏觀組織形貌。因激光熱源及熔池的溫度遠(yuǎn)高于鈦合金β相轉(zhuǎn)變點(diǎn)，且之后的 TA15鈦合金沉積層經(jīng)過(guò)激光熱源的循環(huán)加熱導(dǎo)致等軸狀α相消失，顯微組織為網(wǎng)籃組織。由于鈦合金外延生長(zhǎng)強(qiáng)烈，而且激光沉積修復(fù)過(guò)程中溫度梯度較大，柱狀晶粒連續(xù)生長(zhǎng)，在宏觀上表現(xiàn)為貫穿多個(gè)沉積層的β柱狀晶組織[15]。

2.2 不同退火處理后試樣微觀組織

圖 3（a1，b1，c1，d1）為不同退火處理后試樣基材區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)。四者的基材區(qū)微觀結(jié)構(gòu)仍呈現(xiàn)為等軸α相、片層α相和條狀β相的雙態(tài)組織，與進(jìn)行退火處理之前的組織形貌一致，說(shuō)明經(jīng)不同退火處理后并不改變非均質(zhì)試樣基材區(qū)的組織結(jié)構(gòu)。

圖 3（a2，b2，c2，d2）為試樣熱影響區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)。在整個(gè)激光沉積修復(fù)的過(guò)程中由于激光熱源的高溫以及修復(fù)層 TA15鈦合金的快速冷卻，使整個(gè)熱影響區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)變得復(fù)雜。隨著退火溫度的升高，HT930 試樣中“鋸齒”狀α相呈現(xiàn)“球狀”化，含量相比于前三者顯著減少。

圖 3（a3，b3，c3，d3）所示為試樣激光修復(fù)區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)。四者激光修復(fù)區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)均呈現(xiàn)為網(wǎng)籃組織，由交錯(cuò)的片層α相組成。HT800 試樣激光修復(fù)區(qū)中由片層α相、少量的等軸α相以及β相組成，其中片層α相的平均厚度約為 0.92μm；在 HT840 試樣激光修復(fù)區(qū)中，片層α相的平均厚度約為 2.39 μm，較比 HT800試樣明顯提高，且由于退火溫度升高，β相厚度降低。HT800 試樣的β晶粒平均尺寸達(dá)到 8.43 μm，而隨著退火溫度的升高，HT840 試樣的β晶粒平均尺寸達(dá)到 10.15μm，相較于 HT800β晶粒平均尺寸增長(zhǎng)了 20.4%。HT890 試樣修復(fù)區(qū)中β晶粒平均尺寸約為 10.69 μm，而 HT930 試樣的修復(fù)區(qū)β晶粒尺寸在 13.49 μm。

2.3 不同退火處理后試樣的拉伸性能

圖 4 所示為不同退火處理?xiàng)l件下激光沉積修復(fù) TA15鈦合金試樣的拉伸結(jié)果，結(jié)果表明：HT800 試樣抗拉強(qiáng)度為 906 MPa，延伸率為 6.63%，HT840 試樣抗拉強(qiáng)度為 981 MPa，相比于 HT800 試樣提升了 8.3%，但延伸率有所降低，僅為 5.7%。HT890 試樣的抗拉強(qiáng)度分別 949 MPa，伸率為 5.4%，HT930 試樣的抗拉強(qiáng)度 971 MPa，延伸率為 8.4%。HT930 試樣延伸率大幅提升，較 HT890 試樣提升 55.3%。綜合考慮不同退火處理工藝，HT930 在保證高強(qiáng)度的同時(shí)又有良好的塑性，相比其他三者有著良好的力學(xué)性能。

2.4 不同退火處理后試樣的全場(chǎng)應(yīng)變?cè)囼?yàn)結(jié)果

圖 5（a）所示為 HT800 試樣的拉伸試驗(yàn)應(yīng)變演化云圖。在試驗(yàn)開始時(shí)，最大應(yīng)變出現(xiàn)在應(yīng)變?cè)茍D的上半部分，即試件的基材區(qū)產(chǎn)生了塑性變形，而隨著拉伸試驗(yàn)進(jìn)行，最大應(yīng)變區(qū)域逐漸向下半部分轉(zhuǎn)移，說(shuō)明試驗(yàn)件的激光修復(fù)區(qū)發(fā)生塑性變形，并且試樣最終斷裂在激修復(fù)區(qū)。

圖 5（b）所示為 HT840 試樣的拉伸試驗(yàn)應(yīng)變演化云圖。在拉伸試驗(yàn)開始時(shí)，最大應(yīng)變出現(xiàn)在應(yīng)變?cè)茍D中間區(qū)域的左下角和右上角，即試件的熱影響區(qū)發(fā)生塑性變形。隨著拉伸試驗(yàn)的進(jìn)行，當(dāng)應(yīng)力超過(guò)屈服極限的區(qū)域受力時(shí)，最大應(yīng)變逐漸向激光修復(fù)區(qū)轉(zhuǎn)移，最后，最大應(yīng)變出現(xiàn)在激光修復(fù)區(qū)，試樣在此區(qū)域斷裂。圖 5（c）所示為 HT890 試樣的拉伸試驗(yàn)應(yīng)變演化云圖。在試驗(yàn)開始時(shí)試件的熱影響區(qū)和修復(fù)區(qū)出現(xiàn)了最大應(yīng)變。而當(dāng)應(yīng)力超過(guò)試件屈服極限的區(qū)域時(shí)，試件整體應(yīng)變分布逐漸穩(wěn)定且均勻。在屈服后，試件的修復(fù)區(qū)域產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性變形，即最大拉伸應(yīng)變集中在修復(fù)區(qū)。

圖 5（d）所示為 HT930 試樣的拉伸試驗(yàn)應(yīng)變演化云圖。在試驗(yàn)開始時(shí)試件的熱影響區(qū)出現(xiàn)了最大應(yīng)變。隨著試驗(yàn)推進(jìn)，HT930 試樣靠近熱影響區(qū)的基材區(qū)域與修復(fù)區(qū)域出現(xiàn)了最大應(yīng)變區(qū)域，之后最大應(yīng)變區(qū)域逐漸向試樣的修復(fù)區(qū)轉(zhuǎn)移并最終斷裂在修復(fù)區(qū)。

2.5 不同退火處理后試樣的斷口形貌

如圖 6（a1，b1）所示為 HT800 試樣和 HT840 試樣的斷口宏觀形貌。由圖6 可以看出，二者表面均呈現(xiàn)出撕裂棱形貌，a2，b2 為試樣斷口的微觀形貌，可以看出其中有細(xì)小的孔洞，孔洞堆積形成裂紋，在拉伸試驗(yàn)中容易生成裂紋并在滑移過(guò)程中聚攏成韌窩[13]，斷裂機(jī)制屬韌性斷裂。c1，d1 所示為 HT890 試樣和HT930 試樣的斷口宏觀形貌，與前兩者斷口形貌類似呈現(xiàn)出撕裂棱形貌。HT890試樣斷口表面較為平整，而 HT930 試樣的斷口形貌更為不規(guī)則。c2，d2 所示為HT890 試樣和 HT930 試樣的斷口微觀形貌，HT890 試樣韌窩較淺且尺寸小，HT930 試樣的韌窩要更大更深，在力學(xué)性能上表現(xiàn)為 HT930 試樣的延伸率要比HT890 試樣高。不同退火處理后的試樣斷裂之后均為韌性斷裂，說(shuō)明本文的不同退火處理對(duì)激光沉積修復(fù) TA15鈦合金的斷裂機(jī)制無(wú)影響。

3、 分析討論

3.1 力學(xué)性能分析

經(jīng)不同熱處理后的試樣基材區(qū)均為雙態(tài)組織。雙態(tài)組織中存在等軸α相晶粒，有非常明顯的塑性變形能力，可有效承受塑性變形[17]。且較小尺寸的α相分布在β相轉(zhuǎn)變組織結(jié)構(gòu)中，阻礙β相位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，能提高基材區(qū)強(qiáng)度使得基材區(qū)獲得良好的力學(xué)性能，而試樣修復(fù)區(qū)抗拉強(qiáng)度的改善主要與晶粒長(zhǎng)大有關(guān)。

以 HT800 試樣和 HT840 試樣為例，溫度較高時(shí)α晶粒長(zhǎng)大粗化，HT840 試樣修復(fù)區(qū)中的α晶粒較 HT800 試樣更加粗大，其修復(fù)區(qū)中α相體積分?jǐn)?shù)增加，從α相晶體結(jié)構(gòu)來(lái)看，其滑移系數(shù)總數(shù)為 3 個(gè)，滑移距離更小，能有效阻礙位錯(cuò)滑移，使修復(fù)試樣的強(qiáng)度提高，塑性降低。HT890 修復(fù)區(qū)存在長(zhǎng)棒形狀的α相晶粒，長(zhǎng)寬比較大的α晶粒阻礙位錯(cuò)的能力較弱，不利于拉伸,而 HT930 因退火溫度升高，α晶粒繼續(xù)生長(zhǎng)互相截?cái)啵啥贪魻瞀辆Я＃功辆ЯｉL(zhǎng)寬比減小，組織更為均勻，因此使試件變形更加協(xié)調(diào)，有更高的塑性[13]，使 HT930 獲得了延伸率與強(qiáng)度的良好組合。α晶粒生長(zhǎng)及被截?cái)嗍疽鈭D如圖 7 所示。

3.2 不同退火處理后試樣的全場(chǎng)應(yīng)變分析

通過(guò)對(duì) DIC 全場(chǎng)應(yīng)變?cè)囼?yàn)結(jié)果分析，試樣均斷在修復(fù)區(qū)，說(shuō)明激光沉積修復(fù) TA15鈦合金的修復(fù)區(qū)力學(xué)性能要弱于基材區(qū)和熱影響區(qū)。這是因?yàn)樾迯?fù)區(qū)占整個(gè)試件的 50%，占比較大，在拉伸試驗(yàn)中激光修復(fù)區(qū)β轉(zhuǎn)變組織中的α/β界面容易產(chǎn)生空洞，在低應(yīng)變作用下就可以擴(kuò)展至臨界尺寸，導(dǎo)致修復(fù)區(qū)強(qiáng)度低于基材區(qū)強(qiáng)度并斷裂在修復(fù)區(qū)[13]，因此對(duì)于非均質(zhì)材料的試樣來(lái)說(shuō)應(yīng)變一般會(huì)集中在力學(xué)性能較弱的區(qū)域并導(dǎo)致該區(qū)域斷裂。對(duì)比不同退火處理，HT840 試樣和 HT930試樣經(jīng)退火處理后的力學(xué)性能分較于 HT800 試樣和 HT890 試樣都有明顯提升，并且從DIC記錄拉伸過(guò)程中可以說(shuō)明激光沉積修復(fù)TA15鈦合金的力學(xué)性能由修復(fù)區(qū)的力學(xué)性能決定。

4、 結(jié)論

文章研究了經(jīng)不同退火處理后的激光沉積修復(fù)TA15鈦合金顯微組織和力學(xué)性能，結(jié)果表明：

1）經(jīng)不同退火處理后試件的基材區(qū)組織結(jié)構(gòu)均為α相與β相的雙態(tài)組織，熱影響區(qū)表現(xiàn)為為較復(fù)雜的異質(zhì)結(jié)構(gòu)，激光修復(fù)區(qū)為網(wǎng)籃組織，宏觀上表現(xiàn)為貫穿多個(gè)沉積層的β柱狀晶組織。

2）對(duì)比經(jīng)不同退火處理后的試樣力學(xué)性能，HT930 試樣較比其他熱處理后的試樣在保證具有較高的強(qiáng)度同時(shí)又有良好的塑性，其抗拉強(qiáng)度為 971 MPa，延伸率為 8.4%。

3）通過(guò) DIC 全場(chǎng)應(yīng)變分析得到激光沉積修復(fù) TA15鈦合金的力學(xué)性能取決于激光修復(fù)區(qū)，其貢獻(xiàn)了塑性變形中的大部分應(yīng)變。異質(zhì)結(jié)構(gòu)中，應(yīng)變往往會(huì)集中在較弱的區(qū)域，并在該區(qū)域斷裂。

4）不同退火處理后的試樣在力學(xué)性能上均表現(xiàn)出了塑性低、強(qiáng)度高的特點(diǎn)。

不同退火處理對(duì)激光沉積修復(fù) TA15鈦合金的斷裂機(jī)制無(wú)明顯影響，均為韌性斷裂，HT930 試樣的韌窩明顯變大變深。

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