TA15钛合金（Ti-6.5Al-1Mo-1V-2Vr）由于其优异的抗侵蚀机能、机械机能等特点在航空航天领域中利用极度宽泛[1,2]。但是 TA15 等钛合金零件通；岜焕糜诮衔窳拥墓ぷ骰肪，长功夫使用会造成败坏甚至报废，造成很大的经济损失；谡庖坏，诸多学者提出了激光沉积建复技术对败坏迪胙合金零件进行建复。

激光沉积建复（Laser Deposition Repair）是以激光熔覆和急剧成形技术为基础，利用激光热使熔覆资料与待建复基体形成冶金结合体，建复零件几何尺寸并优化力学机能[3-5]。目前，激光沉积建复技术在不锈钢[6]、镍基高温合金[7]、铝金属[8]等金属资料领域内的钻研极度宽泛，并且进行了大量现实利用。虞学超[9]对TC4 钛合金材质航空零件经激光沉积建复后机能进行钻研，发现建复后沉积层资料结构更为缜密，金相组织越发均匀，建复后的部位可能满足使用要求；SONG等[10]通过体建复和面建复两种方式对铸造 TA15钛合金进行建复，发现面建复试样委顿裂纹扩大速度低于纯铸造试样，建复区的网篮组织可能有效阻止裂纹扩大；SUBRAMANIAM 等[11]利用钴基合金 Stellite6 粉末对 R350HT 级钢轨进行建复并钻研了两种分歧合金间的相容性，了局批注沉积层稀释水平低，硬度高，没出缺点。

激光沉积建复后的合金造件机能与组织与纯铸造合金件相比是分歧的，因而对于分歧种类激光沉积建复试件的热处置工艺也存在差距。钦兰云等[12]通过固溶+时效（T6：520 ℃、8 h+220 ℃、14 h）处置激光沉积建复 ZM6 合金，发现经T6 处置后其建复区的均匀硬度提升 17.5%，抗拉强度和屈服强度别离提升了49.8%和 75.6%，但延长率降低；LAVRYS 等[13]对经过后热处置的急剧成型（Additive Manufacturing）Ti6Al4V 钛合金进行电化学侵蚀试验，发现经 800 ℃处置保温 2 h、冷却至 500 ℃并保温 0.5 h 后的 Ti6Al4V 钛合金形成了拥有更高抗侵蚀能力的β相，使其抗侵蚀能力与传统铸造钛合金相当；姚佳彬[14]针对激光沉积建复后的 GH738/K417G 高温合金组织内部存在残存应力的问题进行了分歧温度时效热处置，其时效温度达 840 ℃时，建复区均匀硬度可达 501HV0.3，摩擦系数为 0.38，磨损量为 0.71 mg，获得了优异的耐磨性。

激光沉积建复 TA15钛合金资料属于非均质资料，其各区域的微观组织描摹分歧且不均匀，因而拥有极度复杂的力学机能。文章针对激光沉积建复 TA15钛合金分歧退火处置后各区域的显微组织演化及力学机能进行分析会商，选取分歧的退火处置改善建复钛合金组织，以获得力学机能较优的激光沉积建复 TA15钛合金资料。

1 、尝试步骤

1.1 尝试设备

尝试选取的设备为 LDM800 激光增材造作系统，该系统由 6 000 W 半导体激光器、环境节造系统、载气式送粉器、冷却系统和数控工作台等部门组成。激光沉积建复 TA15钛合金工艺参数如表 1 所示。

1.2 尝试资料

试验选取钛合金球形粉，其重要由球形颗粒组成，
？ 75~250 μm，化学成分如表2所示，使用前对粉末进行风干处置；宀棵盼霻A15钛合金，850 ℃退火 2.5 h，尺寸为 160 mm×70 mm×40 mm，试验前对基体表表进行打磨和洗濯，去除表表氧化层，基材与沉积区体积比为 1：1，沿沉积方向取样。沉积过程选取短边单项往复扫描方式。激光沉积建复方式、建复后实物图以及试验件尺寸如图 1 所示。

1.3 热处置

样品后续热处置在 800、840、890 ℃和 960 ℃的箱式电阻炉（SGM146）中进行通例退火(以下别离称为“HT800”，“HT840”，“HT890”和“HT930”)，加热速度为 10 ℃/min。其中 HT800 试样和 HT840 试样保温功夫为 2 h，HT890 试样和HT930 试样保温功夫为 1 h，随后从炉中取出在空气环境中冷却。

1.4 显微结构分析

在进行显微结构分析之前，先使用金相镶嵌机（XQ-2B）对必要观察的试件进行造块操作，之后需使用抛光机对试样块进行研磨，而后使用金刚石研磨膏进行抛光，抛光后的试样块需使用 Kroll 试液（HF：HNO₃：H₂O 体积比为 1:6:7）进行侵蚀；使用光学显微镜（OM：Olympus GX51 光学显微镜）和扫描电镜（SEM：KYKY-2800B 型扫描电镜）对金相组织进行观察分析，扫描电镜工作电压为 20KV；使用 ImageJ 软件对α相和β相尺寸进行丈量。

1.5 拉伸试验

室温环境下使用朗杰 100 型委顿试验机对试样进行拉伸试验，拉伸试验速度为 1 mm/min。分歧热处置前提下进行 3 个试样的拉伸试验。

1.6 全场应变尝试

拉伸试验中使用数字化图像处置技术（DIC 全称：XTDIC-CONST-SD 尺度型）对试样应变演化进行采集。

2 试验了局

2.1 分歧退火处置后试样宏观组织

图 2（a1，b1，c1，d1）所示为分歧退火处置后试样基材区（Substrate zone）的宏观组织描摹。四者显微组织描摹均出现出等轴α相、片层α相和条状β相的双态组织；HT800、HT840 和 HT890 试样α相含量无显著变动，而在 HT930 试样中等轴α相含量有所削减，片层α相含量增长。

图 2（a2，b2，c2，d2）所示为试样扰装响区（Heat affected zone）的宏观组织描摹。由于熔池的移动以及堆叠，激光沉积建复 TA15钛合金的扰装响区在宏观上阐发为柱状晶和等轴晶粒交替分列。其中 HT800、HT840、HT890 试样扰装响区的组织描摹重要为片层α相和“锯齿”状α相，HT930 的组织描摹重要为片层α相，其“锯齿”状α相较比前三者含量较少，未溶化的残留α相之间的β为亚不畸形。扰装响区中片层α相在激光沉积建复过程中经循环加热不休长大，其尺寸、长宽比力比铸造区的α相更大。

图 2（a3，b3，c3，d3）所示为试样激光建复区（Restoration zone）的宏观组织描摹。因激光热源及熔池的温度远高于钛合金β相转变点，且之后的 TA15钛合金沉积层经过激光热源的循环加热导致等轴状α相隐没，显微组织为网篮组织。由于钛合金表延成长强烈，并且激光沉积建复过程中温度梯度较大，柱状晶粒陆续成长，在宏观上阐发为贯通多个沉积层的β柱状晶组织[15]。

2.2 分歧退火处置后试样微观组织

图 3（a1，b1，c1，d1）为分歧退火处置后试样基材区的微观结构。四者的基材区微观结构仍出现为等轴α相、片层α相和条状β相的双态组织，与进行退火处置之前的组织描摹一致，注明经分歧退火处置后并不扭转非均质试样基材区的组织结构。

图 3（a2，b2，c2，d2）为试样扰装响区的微观结构。在整个激光沉积建复的过程中由于激光热源的高温以及建复层 TA15钛合金的急剧冷却，使整个扰装响区的微观结构变得复杂。随着退火温度的升高，HT930 试样钟装锯齿”状α相出现“球状”化，含量相迸宗前三者显著削减。

图 3（a3，b3，c3，d3）所示为试样激光建复区的微观结构。四者激光建复区的微观结构均出现为网篮组织，由交错的片层α相组成。HT800 试样激光建复区中由片层α相、少量的等轴α相以及β相组成，其中片层α相的均匀厚度约为 0.92μm；在 HT840 试样激光建复区中，片层α相的均匀厚度约为 2.39 μm，较比 HT800试样显著提高，且由于退火温度升高，β相厚度降低。HT800 试样的β晶粒均匀尺寸达到 8.43 μm，而随着退火温度的升高，HT840 试样的β晶粒均匀尺寸达到 10.15μm，相较于 HT800β晶粒均匀尺寸增长了 20.4%。HT890 试样建复区中β晶粒均匀尺寸约为 10.69 μm，而 HT930 试样的建复区β晶粒尺寸在 13.49 μm。

2.3 分歧退火处置后试样的拉伸机能

图 4 所示为分歧退火处置前提下激光沉积建复 TA15钛合金试样的拉伸了局，了局批注：HT800 试样抗拉强度为 906 MPa，延长率为 6.63%，HT840 试样抗拉强度为 981 MPa，相迸宗 HT800 试样提升了 8.3%，但延长率有所降低，仅为 5.7%。HT890 试样的抗拉强度别离 949 MPa，伸率为 5.4%，HT930 试样的抗拉强度 971 MPa，延长率为 8.4%。HT930 试样延长率大幅提升，较 HT890 试样提升 55.3%。综合思考分歧退火处置工艺，HT930 在保障高强度的同时又有优良的塑性，相比其他三者有着优良的力学机能。

2.4 分歧退火处置后试样的全场应变试验了局

图 5（a）所示为 HT800 试样的拉伸试验应变演化云图。在试验起头时，最大应变呈此刻应变云图的上半部门，即试件的基材区产生了塑性变形，而随着拉伸试验进行，最大应变区域逐步向下半部门转移，注明试验件的激光建复区产生塑性变形，并且试样最终断裂在激建复区。

图 5（b）所示为 HT840 试样的拉伸试验应变演化云图。在拉伸试验起头时，最大应变呈此刻应变云图中央区域的左下角和右上角，即试件的扰装响区产生塑性变形。随着拉伸试验的进行，当应力超过屈服极限的区域受力时，最大应变逐步向激光建复区转移，最后，最大应变呈此刻激光建复区，试样在此区域断裂。图 5（c）所示为 HT890 试样的拉伸试验应变演化云图。在试验起头时试件的扰装响区和建复区出现了最大应变。而当应力超过试件屈服极限的区域时，试件整体应变散布逐步不变且均匀。在屈服后，试件的建复区域产生强烈的塑性变形，即最大拉伸应变集中在建复区。

图 5（d）所示为 HT930 试样的拉伸试验应变演化云图。在试验起头时试件的扰装响区出现了最大应变。随着试验推动，HT930 试样靠近扰装响区的基材区域与建复区域出现了最大应变区域，之后最大应变区域逐步向试样的建复区转移并最终断裂在建复区。

2.5 分歧退火处置后试样的断口描摹

如图 6（a1，b1）所示为 HT800 试样和 HT840 试样的断口宏观描摹。由图6 能够看出，二者表表均出现出扯破棱描摹，a2，b2 为试样断口的微观描摹，能够看出其中有藐幼的孔洞，孔洞堆积形成裂纹，在拉伸试验中容易天生裂纹并在滑移过程中聚拢成韧窝[13]，断裂机造属韧性断裂。c1，d1 所示为 HT890 试样和HT930 试样的断口宏观描摹，与前两者断口描摹类似出现出扯破棱描摹。HT890试样断口表表较为平坦，而 HT930 试样的断口描摹更为不规定。c2，d2 所示为HT890 试样和 HT930 试样的断口微观描摹，HT890 试样韧窝较浅且尺寸幼，HT930 试样的韧窝要更大更深，在力学机能上阐发为 HT930 试样的延长率要比HT890 试样高。分歧退火处置后的试样断裂之后均为韧性断裂，注明本文的分歧退火处置对激光沉积建复 TA15钛合金的断裂机造无影响。

3、 分析会商

3.1 力学机能分析

经分歧热处置后的试样基材区均为双态组织。双态组织中存在等轴α相晶粒，有极度显著的塑性变形能力，可有效接受塑性变形[17]。且较幼尺寸的α相散布在β相转变组织结构中，故障β相位错活动，能提高基材区强度使得基材区获得优良的力学机能，而试样建复区抗拉强度的改善重要与晶粒长大有关。

以 HT800 试样和 HT840 试样为例，温度较高时α晶粒长大粗化，HT840 试样建复区中的α晶粒较 HT800 试样越发粗壮，其建复区中α相体积分数增长，从α相晶体结构来看，其滑移系数总数为 3 个，滑移距离更幼，能有效故障位错滑移，使建复试样的强度提高，塑性降低。HT890 建复区存在长棒状态的α相晶粒，长宽比力大的α晶粒故障位错的能力较弱，不利于拉伸,而 HT930 因退火温度升高，α晶粒持续成长相互截断，天生短棒状α晶粒，使α晶粒长宽比减幼，组织更为均匀，因而使试件变形越发协调，有更高的塑性[13]，使 HT930 获得了延长率与强度的优良组合。α晶粒成长及被截断示意图如图 7 所示。

3.2 分歧退火处置后试样的全场应变分析

通过对 DIC 全场应变试验了局分析，试样均断在建复区，注明激光沉积建复 TA15钛合金的建复区力学机能要弱于基材区和扰装响区。这是由于建复区占整个试件的 50%，占比力大，在拉伸试验中激光建复区β转变组织中的α/β界面庞易产生浮泛，在低应变作用下就能够扩大至临界尺寸，导致建复区强度低于基材区强度并断裂在建复区[13]，因而对于非均质资料的试样来说应变通常会集中在力学机能较弱的区域并导致该区域断裂。对比分歧退火处置，HT840 试样和 HT930试样经退火处置后的力学机能分较于 HT800 试样和 HT890 试样都有显著提升，并且从DIC纪录拉伸过程中能够注明激光沉积建复TA15钛合金的力学机能由建复区的力学机能决定。

4、 结论

文章钻研了经分歧退火处置后的激光沉积建复TA15钛合金显微组织和力学机能，了局批注：

1）经分歧退火处置后试件的基材区组织结构均为α相与β相的双态组织，扰装响区阐发为为较复杂的异质结构，激光建复区为网篮组织，宏观上阐发为贯通多个沉积层的β柱状晶组织。

2）对比经分歧退火处置后的试样力学机能，HT930 试样较比其他热处置后的试样在保障拥有较高的强度同时又有优良的塑性，其抗拉强度为 971 MPa，延长率为 8.4%。

3）通过 DIC 全场应变分析得到激光沉积建复 TA15钛合金的力学机能取决于激光建复区，其贡献了塑性变形中的大部门应变。异质结构中，应变往往会集中在较弱的区域，并在该区域断裂。

4）分歧退火处置后的试样在力学机能上均阐发出了塑性低、强度高的特点。

分歧退火处置对激光沉积建复 TA15钛合金的断裂机造无显著影响，均为韧性断裂，HT930 试样的韧窝显著变大变深。

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