序言
激光沉积制造技术是一种先进的快速凝固技术，能够直接通过三维模型直接加工获得近净形状和全致 密的金属构件[1]。其加工过程是通过一定功率的激光作为热源形成熔池，然后将金属粉末通过送粉器送 到熔池中，金属粉末在激光的作用下快速凝固成形。工作台带着激光束和送粉器沿着程序设定好的路径 移动，在不需要模具的情况下，能够实现接近三维模型逐层制作金属构件[2]。与传统加工方法相比，激 光沉积制造技术不但能够实现大型结构件的快速成形，而且还具有材料的利用率高、灵活性好和加工周期 短等优点，被广泛应用于航空航天、国防和能源等领域[3-4]。Ti65钛合金是国内研制的一种近α型高 温钛合金，设计使用温度为600~650℃[5]。Ti65钛合金在原有Ti60基础上增加了Ta元素的含量， 提高了材料的抗蠕变性能，并且添加了微量的W元素，增强了合金的持久性能[6]。Ti65钛合金多样化 的元素种类，进一步提高了其在强度—塑性和持久—抗蠕变—热稳定的匹配性，具有优良的综合力学性能 [7]。
Ti65钛合金常被应用于制造航空发动机的转子叶片和叶盘等零件，这些结构都比较复杂，对于加工 的要求较高，通过激光沉积技术制造Ti65钛合金能够节约大量成本[8]。目前，一些学者已经对Ti65钛 合金进行了一些研究。李晓丹等人[9]研究了热处理对激光沉积制造Ti65钛合金组织和力学性能的影 响，发现沉积态试样的显微组织均为片层组织，退火后，显微组织均为网篮组织，合金的抗拉强度和塑性 都得到了提高，固溶时效处理后，合金组织中出现双相组织，合金的塑性提高，抗拉强度降低。谭海兵 等人[10]研究了中温热处理对Ti65合金的淬火组织及室温拉伸性能的影响，发现了随着热处理温度和 时间的变化室温拉伸强度呈现快速降低、保持稳定和慢速降低3个阶段。Zhang等人 [11]研究了热轧Ti65钛合金板材拉伸变形的取向依赖行为，研究发现Ti65钛合金板材在不同取样方 向之间存在一定的各向异性。通过上述研究可知，目前对于Ti65钛合金的研究主要集中在Ti65钛合金 的显微组织和力学性能。考虑到Ti65钛合金经常被应用于航空发动机的叶片和叶盘上，长期承受着交 变载荷的作用，所以研究Ti65钛合金的疲劳性能是非常有必要的[12]。文中对激光沉积制造Ti65钛合金在不同功率和温度条件下的高周疲劳性能进行研究，为激光沉积制造Ti65钛合金的应用提供数据支持。
1、试验方法
试验用材为TA15锻件基板和Ti65球形粉末，基板为锻造退火态TA15钛合金板，Ti65粉末的粒度为75~250μm，粉末的质量分数如表1所示。试验前先将TA15基板进行抛光，然后使用丙酮进行 清洗，试验过程中持续通氩气作为保护气，控制保护罩内的氧含量，保证氧含量在100mg/m3以下，防 止沉积试件被氧化。激光工艺参数包括高功率为5000W、低功率为2000W、扫描速度为10mm/s，给 粉速率为15g/min、光斑直径为5mm和单层高度为0.7mm。制备出的沉积件的尺寸为250mm×85 mm×40mm，热处理工艺为950℃/2h，炉冷8h(冷却速率为50℃/h)，空冷至室温。试样A和试样 B为室温条件下低功率试样，试样C为室温条件下高功率试样。
高周疲劳试样如图1所示。图1(a)为试样取样方向。高周疲劳试验在QCY-100疲劳试验机上进 行，采用棒材试样，试验过程参照HB5287-1996《金属材料轴向加载疲劳试验方法》标准进行。试验温 度为室温(23℃)和高温(650℃)，载荷类型采用正弦波，应力比R为0.06，应力集中系数Kt为1， 室温试验频率为150Hz，高温试验频率为85Hz。
图1(b)为高周疲劳光滑试样的尺寸。对试验后的试样沿平行于沉积方向取样制块进行金相研磨，首 先在金相研磨机上通过240~3000目的砂纸进行粗磨，然后采用金刚石研磨膏在抛光布上进行抛光， 最后通过HF，HNO3和H2O的体积比为1∶1∶50的Kroll试剂进行腐蚀。使用水浸式超声波探测仪对 激光沉积制造Ti65钛合金试样的内部缺陷进行无损探伤。通过光学显微镜和SEM分别观察金相试样 的显微组织和高周疲劳试样的断口。
2、试验结果与分析
2。1显微组织与疲劳性能
激光沉积制造Ti65钛合金经过退火处理后β柱状晶形貌，如图2所示。从图2可以看出高功率 和低功率试样都表现为粗大的β柱状晶形貌，柱状晶的方向沿平行于沉积方向，向激光扫描方向有一定 的倾斜，相邻的柱状晶之间有明显的晶界(虚线)。
在激光沉积过程中，熔池处的温度最高，产生的热量沿基体向下传递，凝固最先开始于基材的一端， 沿着最大温度梯度的方向进行生长，形成柱状晶形貌，由于采用的是逐层沉积的方式，所以柱状晶的形貌 呈现为连续不断生长[13-14]。
激光沉积制造Ti65钛合金经过退火处理后网篮组织形貌，如图3所示。从图3(a)和图3(b)可 以看出高功率试样和低功率试样柱状晶的内部均为由不同取向的α相和晶间β相所组成的网篮组织， 晶粒内的α相明显多于β相，颗粒状的α相聚集在β晶界处，在冷却过程中相互连接，形成晶界α 相[15]。在退火处理后的空冷过程中，β相分解产生次生α相，附着在晶界α相和一次α相上继 续生长[16]。通过Image-J软件测定可知，低功率试样中α相的平均长度为13。6μm、厚度为2.5 μm、长宽比为5.44，α相的体积分数约为71.5%；高功率试样中α相的平均长度为15.1μm、厚 度为3.8μm、长宽比为3.97，α相的体积分数约为71.6%。在逐层沉积的过程，激光在熔融粉末的 同时，也会对下层组织进行再加热，这个过程相当于热处理过程，高功率试样由于其激光功率较大，产生 的温度较高，其初生α相的生长速度比低功率试样初生α相更快，生长的更充分，结构更加紧密[17 -18]。图3(c)和图3(d)分别为高温下高功率和低功率试样的显微组织。高温条件下，低功率试样的 α相的体积分数为78.3%，α相的平均长度为13.6μm，厚度为4.8μm，高功率试样的α相的体积 分数为77.9%，α相的平均长度为12.3μm，厚度为4.7μm。高温条件下试样的α相有一定的粗 化，有的变成粗大的条状α相，有的形成块状α相，组织的均匀性下降。在进行高温高周疲劳试验时 ，试样一直处在高温环境中，相当于对试样进行二次热处理，试验结束后，采用先在高温炉中冷却至500 ℃以下，再进行空冷，冷却速率较慢，易于形成块状α相[19]。
室温(23℃)和高温(650℃)条件下高功率试样和低功率试样的高周疲劳试验S-N曲线，如图4 所示。从图4中可以看出，功率和温度对于Ti65钛合金的疲劳寿命具有很大影响。相同温度下，高功 率试样的疲劳寿命高于低功率试样的疲劳寿命，相同功率下，室温试样的疲劳寿命高于高温试样的疲劳寿命。
高周疲劳数据具有很大的离散性在低应力水平下更加明显，特别是在接近疲劳极限处，同一应力水平 下，不同试样之间的疲劳寿命相差能够达到上百万周次。通过升降法测得试样的疲劳极限，在室温条件 下，低功率试样的疲劳极限为398。5MPa，高功率试样的疲劳极限为454MPa，与低功率试样疲劳极限相 比提高了13.9%。在高温条件下，低功率试样的疲劳极限为336.25MPa，高功率试样件的疲劳极限为 371.5MPa，与低功率试样疲劳极限相比提高了10.48%。疲劳行为具有较高的组织敏感性，高功率试样 的组织结构更加紧密，裂纹不易扩展，在一定程度上提高了疲劳寿命。试验温度的变化会影响试样内部 显微组织结构，进而影响试样的疲劳性能。高温下试样的组织发生粗化，而且出现了块状α相，大幅 降低了组织的均匀性，组织抵抗裂纹扩展的能力降低，使得疲劳寿命明显降低[20]。
2。2讨论与分析
激光沉积是一个十分复杂的热力耦合过程，在成形过程无法避免材料中出现打印缺陷，例如未熔合缺 陷和气孔等[19]。这些缺陷的存在很大程度上降低了材料的疲劳寿命，限制了材料的应用[21]。利用水 浸式超声波探测仪对激光沉积制造Ti65钛合金试样的内部缺陷进行探伤，不同功率试样的无损检测结果 ，如图5所示。从图5中可以看出高功率和低功率试样内部均存在一定数目的气孔缺陷(图5中白点) ，气孔缺陷的尺寸在微米级，低功率试样中的气孔的数目明显高于高功率试样。气孔缺陷的产生主要是 由于在激光沉积过程中保护气随着金属粉末进入熔池，粉末在激光的作用下快速凝聚成形，保护气来不及 逸出形成气孔[22]。
为进一步观察高功率和低功率试样的内部缺陷大小，对试样进行制块研磨，结果如图6所示。气孔 形状近似圆形，中心明亮。通过Image-J软件测得低功率试样中的气孔平均直径为46.8μm，高功率 试样中的气孔平均直径为12.8μm，高功率试样中的气孔比低功率试样中的气孔要小的多。造成这种差 异的主要原因是在沉积过程中低功率熔池温度较低，Marangoni对流减弱，对流强度下降，使得气泡容易 被熔体吸附形成气孔，而高功率熔池的温度较高，对流强度高，有利于气泡的流动，使得气泡不利于被熔 体吸附形成气孔[23-24]。
通过SEM观察发现，功率对于断口的形貌特征影响较大，而温度对于断口的形貌特征影响不大，所以接下来断口分析将以功率为主进行讨论。
通过SEM观察到低功率高温试样的疲劳断口微观形貌，如图7所示。疲劳断口形貌可以分为疲劳源 区、裂纹扩展区和裂纹瞬断区3个区域。裂纹源通常起始于试样的表面或者有缺陷处，呈放射状形貌； 裂纹扩展区断面比较平坦，通常具有疲劳条纹(疲劳辉纹)等特征；与裂纹扩展区相比裂纹瞬断区断口呈现 粗糙暗沉特征且两区域之间有明显的台阶状分界线。
低功率试样的疲劳源均起始于材料内部的缺陷，高功率试样疲劳源均萌生于表面裂纹。在进行高周 疲劳试验时，低功率试样中缺陷的存在会造成应力集中现象，同时在外力的作用下产生位错滑移，使得塑 性变形增大，加快裂纹萌生的速度，使得试样的疲劳寿命大幅度降低。疲劳源区的微观形貌，如图8所 示。图8(a)和图8(b)为室温下低功率试样的疲劳源，试样A的疲劳源来源于试样表面的气孔缺陷， 气孔的直径约为125μm，试样B的疲劳源来源于试样内部的的气孔缺陷，气孔直径约为26.3μm。可 以观察到大量的河流状花纹以气孔为圆心呈放射状延伸出来，气孔中心光滑且明亮，断面具有明显的晶体 学特征。试样A的疲劳寿命(3.06×105周次)远低于试样B的疲劳寿命(9.21×105周次)，气孔 的直径越大，位置越靠近试样表面，对试样疲劳寿命的影响越大，裂纹萌生的越快。
图8(c)为室温下高功率试样的疲劳源，疲劳源萌生于驻留滑移带，位错在合适取向的面上进行滑移 ，产生挤出峰和挤入槽，使之成为疲劳裂纹萌生点，初始裂纹与应力加载方向约成45°，并沿其滑移面 扩展。由于高功率试样内部气孔直径小，对疲劳性能影响不明显，所以高功率试样C的疲劳寿命(1.15 ×106周次)要高于相同条件下的低功率试样B的疲劳寿命(9.21×105周次)。
高温条件下高功率试样和低功率试样疲劳裂纹扩展区疲劳条带的微观形貌，如图9所示。可以观察 到，在裂纹扩展区存在大量的高低起伏的解理台阶，具有明显的解理断裂的典型特征。在解理面上存在 着清晰可见的疲劳条带和二次裂纹，波浪状的疲劳条纹是由于振动时上下表面相互挤压摩擦所产生的，疲 劳条纹的方向垂直于主裂纹方向，每经过一次循环都会向前产生新的疲劳条带，疲劳条带之间的间距在一 定程度上可以反映裂纹扩展的速率。从图9可以看出，低功率试样的疲劳条带平均间距为2.877μm，高 功率试样的疲劳条带平均间距为1.067μm，低功率试样的疲劳条带平均间距更大，裂纹扩展速率更快。 裂纹扩展区二次裂纹的微观形貌，如图10所示。从图10可以看出裂纹扩展区存在两种二次裂纹，一 种为平行于裂纹扩展方向，一种为垂直于裂纹扩展方向。垂直于裂纹扩展方向的二次裂纹是主裂纹尖端 扩展至晶界处，遇较大阻力使之产生偏转而形成的，这样二次裂纹路径长且深度大；平行于裂纹扩展方向 的二次裂纹是由于在加载过程中α片层受到的剪切应力的作用所形成的，这种二次裂纹路径短且深度小。 虽然这两种二次裂纹的形成方式和扩展方向不同，但是它们的形成都吸收了大量的主裂纹的能量，降低了 主裂纹的扩展速率，提高了试样的疲劳寿命。
高功率和低功率试样裂纹瞬断区的微观形貌，如图11所示。从图11中可以看出两者都具有由空 洞在滑移的作用下长大或连接所形成的韧窝特征，属于典型的韧性断裂。高功率试样的疲劳瞬断区的面 积明显小于低功率试样的面积，这是因为高功率试样的强度高，处于疲劳扩展区的时间长，裂纹扩展区的 面积大，相应的处于疲劳瞬断区的时间短，所以疲劳瞬断区的面积较小。
3、结论
(1)激光沉积Ti65钛合金试样经退火后显微组织为近乎平行于沉积方向的β柱状晶，柱状晶内部 是由不同取向α相和晶间β相所组成的网篮组织，高功率试样α相的长宽比低于低功率试样，组织 结构更加紧密。
(2)在不同温度条件下，高功率试样的疲劳极限均高于低功率式样的疲劳极限，Ti65钛合金具有组 织敏感性，高功率试样的组织更加紧密，增加了裂纹扩展的阻力，提高了疲劳性能。
(3)低功率试样内部缺陷大，疲劳源均萌生于气孔缺陷，裂纹扩展速率快，疲劳寿命低。高功率试 样内部缺陷小，疲劳源均形核于表面裂纹，裂纹扩展速率小，疲劳寿命高，不同功率试样的疲劳断裂方式 均为韧性断裂。
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第一作者：李晓丹，博士，正高级工程师；主要从事金属增 材方面的科研和教学工作；Email: lixd014@avic.com.通信作者：周松，教授；Email: zhousong23@163.com.
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