為滿足新一代飛行器輕量化、長壽命的需求，其結(jié)構(gòu)件逐步向大型化、整體化趨勢發(fā)展[1]。目前大型輕合金連接結(jié)構(gòu)在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用越來越廣泛[2-5]，但傳統(tǒng)鍛造工藝的難度隨著結(jié)構(gòu)件尺寸的增大而急劇增加，在后續(xù)加工過程中還存在周期長、成本高等問題，無法滿足當(dāng)前航空航天大型整體結(jié)構(gòu)的制造需求[6]。同時，傳統(tǒng)的鉚接和螺紋連接方式增加了結(jié)構(gòu)件的整體質(zhì)量，傳統(tǒng)的焊接過程帶來較大的熱輸入使得焊接區(qū)域的力學(xué)性能明顯受損，且易導(dǎo)致大型構(gòu)件變形，因此，亟待研發(fā)一種新型連接方式以滿足大型整體構(gòu)件制造需求[7-8]。激光增材連接技術(shù)是基于激光同軸送粉增材制造技術(shù)，在兩個結(jié)構(gòu)件的坡口間逐層填充材料，最終實現(xiàn)金屬基材的整體連接。同時，該技術(shù)也具有成形件尺寸及結(jié)構(gòu)幾乎不受限制、接頭內(nèi)部組織致密且力學(xué)性能良好、工藝柔性高且制造成本低等優(yōu)勢[9]。TC4鈦合金因其比強度高、耐腐蝕性好、韌性高而廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，目前已在飛行器大型框梁結(jié)構(gòu)成功應(yīng)用[10-13]。未來為了應(yīng)對運載火箭、飛機燃氣輪機與發(fā)動機等大型鈦合金構(gòu)件連接所帶來的挑戰(zhàn)，迫切需要引入激光增材連接技術(shù)，以實現(xiàn)大厚度結(jié)構(gòu)件連接高效率、高質(zhì)量的一體化制造[14]。

目前，大多數(shù)學(xué)者采用電子束焊接技術(shù)對大厚度結(jié)構(gòu)件進行連接。IRVING等[15]利用電子束焊接技術(shù)實現(xiàn)了50mm厚板TC4鈦合金的焊接，并優(yōu)化工藝參數(shù)以降低構(gòu)件整體殘余應(yīng)力。RAE等[16]進行了厚板鈦合金環(huán)的電子束焊接，研究了接頭中微觀組織與殘余應(yīng)力的關(guān)系。CHEN等[17]研究了鈦合金厚板電子束焊接接頭的力學(xué)性能，闡明了不同工藝參數(shù)對接頭組織形貌及拉伸性能的影響機理。曠曉聰?shù)萚18]利用電子束焊接對大厚度TA15鈦合金(≥70mm)進行焊接，分析了焊接接頭寬度及深度方向的組織與性能均勻性。高福洋等[19]對120mm厚Ti6321鈦合金電子束焊接接頭熔合區(qū)組織進行深入研究，發(fā)現(xiàn)熔合區(qū)晶粒從頂部到90mm處逐漸增大，而在焊縫底端逐漸減小。同時，劉暢等[20]也發(fā)現(xiàn)了鈦合金電子束焊接接頭組織具有不均勻性，最終影響整個接頭的力學(xué)性能。由于電子束焊接大厚度結(jié)構(gòu)件尺寸受保護箱體尺寸的限制，因此其連接件的尺寸均在100mm左右。而對于激光增材連接技術(shù)，連接件尺寸及結(jié)構(gòu)幾乎不受限制，因此可以一體化制造更大尺寸的結(jié)構(gòu)件。GAO等[21-22]制備了80mm大厚度激光增材連接TC4鈦合金結(jié)構(gòu)件，探究了梯度變化的激光功率對其微觀組織的影響，并結(jié)合有限元仿真技術(shù)揭示了熱積累對微觀結(jié)構(gòu)均勻性的影響機理。

LING等[23]闡明了大厚度鈦合金激光增材連接過程中缺陷的形成機制，且對焊接接頭不同區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)和元素分布進行了深入分析。XU等[24]研究了熱輸入對激光增材連接試樣的相組成、微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的變化規(guī)律。激光增材連接技術(shù)中快速熔化和凝固過程以及熱行為在很大程度上取決于激光功率、掃描速率等工藝參數(shù)[25-27]。高激光功率不僅使晶粒粗大，而且由于高能量輸入和低冷卻速率，降低了針狀馬氏體相的體積分?jǐn)?shù)，進而導(dǎo)致其拉伸性能下降[28-29]。另外，激光增材連接過程在較低的掃描速率下熱輸入較大，致使晶粒粗化且力學(xué)性能劣化[30]。相比之下，增加掃描速率可以提高冷卻速率，促使針狀馬氏體大量析出，最終提高材料的抗拉強度值[28,31]。綜上所述，國內(nèi)外已有大量學(xué)者通過焊接或增材的方式對大尺寸構(gòu)件進行連接，但其制造過程中由于熱累積效應(yīng)導(dǎo)致連接區(qū)域組織與性能劣化，因此，需要對大尺寸厚板不同區(qū)域的微觀組織進行精準(zhǔn)調(diào)控。目前，對于激光增材連接過程分區(qū)組織調(diào)控方法鮮有報道，激光有效能量對不同區(qū)域組織演變機制尚不明確。本文針對150mm大厚度TC4鈦合金基材開展激光增材連接實驗，研究不同工藝參數(shù)下增材連接試樣沉積區(qū)與細小等軸晶區(qū)的微觀組織演變規(guī)律。針對增材連接試樣不同位置進行分區(qū)組織調(diào)控，通過改變激光有效能量來定量控制不同區(qū)域的晶粒尺寸及析出相數(shù)量，避免由于熱累積造成的組織粗化現(xiàn)象，最終實現(xiàn)連接件整體力學(xué)性能的提升，為大厚度TC4鈦合金激光增材連接技術(shù)的工程應(yīng)用提供一定的理論支持。

1、實驗

1.1實驗材料

采用激光增材連接技術(shù)連接兩塊厚度為150mm的“X”型坡口TC4鈦合金基材，所使用的設(shè)備主要包括最大輸出激光功率為6000W的光纖激光發(fā)生器、雙料斗送粉器、同軸激光熔覆噴嘴、六軸KUKA機器人系統(tǒng)。其中同軸激光熔覆噴嘴型號為D10-RF-T，其噴嘴末端直徑為24mm，粉斑的焦距為20mm。本試驗采用的粉末材料為長沙天久金屬材料有限公司利用等離子旋轉(zhuǎn)電極法制備的TC4球形粉末，粒徑為80~150μm，且該粉末的化學(xué)成分如表1所示。該粉末的除濕過程在真空爐中進行，加熱溫度保持在102℃，保溫時間為2h，隨后在真空條件下爐冷卻至室溫。

1.2實驗方法

采用砂紙對TC4鈦合金基材坡口處進行打磨，之后對其表面進行物理與化學(xué)清洗，使增材連接界面平整光滑且無污染。在激光增材連接過程中，使用純度為99.99%、氣流量為15L/min的氬氣作為保護氣，以避免鈦合金氧化。保護氣體在增材連接前需充滿手套箱室，以確保沉積室中的氧含量低于5×10^-5。增材過程采用“S”形掃描路徑，道間橫移量為1.5mm，每層抬槍量為0.5mm，逐層填充“X”型坡口，直到TC4鈦合金基材的頂端連接完成，150mm大厚度鈦合金激光增材連接試樣見圖1(a)，其增材連接過程見圖1(b)。采用線切割分別在激光增材連接大厚度鈦合金試樣的頂部、中上部、中部、中下部、底部熔化邊界區(qū)域及沉積層芯部切取金相試樣與拉伸試樣。金相試樣采用4mLHNO₃+2mLHF+100mLH₂O的Kroll試劑進行腐蝕，之后采用光學(xué)顯微鏡(OM，LeicaDM2700M)與掃描電子顯微鏡(SEM，ZEISSEVO18)對不同區(qū)域微觀組織進行觀察。在拉伸試驗機(CMT5305)上以1mm/min的加載速度對不同工藝參數(shù)下的激光增材連接大厚度鈦合金進行拉伸試驗，確定各個試樣的抗拉強度、伸長率和斷面收縮率，并使用掃描電鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌，拉伸件取樣位置及拉伸件具體尺寸見圖1(c)。

2、結(jié)果與討論

2.1激光增材連接鈦合金晶粒形態(tài)分區(qū)調(diào)控研究

2.1.1激光功率對增材連接鈦合金沉積區(qū)晶粒形態(tài)的影響針對“X”型坡口鈦合金基材進行激光增材連接，采用不斷變化的工藝參數(shù)對不同區(qū)域的微觀組織進行定量調(diào)控，為提升激光增材連接大厚度鈦合金構(gòu)件整體力學(xué)性能提供技術(shù)支撐。圖2(a)所示為大厚度鈦合金激光增材連接試樣局部形貌，在該區(qū)域黃色虛線框處切取金相試樣，進一步分析熔化邊界附近晶粒形貌隨著激光功率的變化規(guī)律，此時掃描速率恒定為10mm/s。坡口底部采用的激光功率為2000W，該位置明顯分為基材區(qū)、細小等軸晶區(qū)(Equiaxedgrainzone,EQZ)與沉積區(qū)(見圖2(b))。由于基材溫度較低，熔化邊界過冷度較大，易在EQZ內(nèi)形成細小的等軸晶。之后，細小等軸晶向沉積區(qū)中心外延生長，形成細小柱狀晶(Finecolumnargrain,FC)。在沉積區(qū)芯部，由于散熱速度較慢，熱累積效應(yīng)明顯，形成粗大柱狀晶(Coarsecolumnargrain,CC)。為了防止外延生長的柱狀晶繼續(xù)粗化，需要降低熱輸入，因此在“X”型坡口中下部采用的激光功率為1000W。從圖2(c)可以看出，熱輸入降低后EQZ的寬度略有下降，且沉積區(qū)柱狀晶尺寸與前者相比有所減小。但該參數(shù)下熱輸入較低，導(dǎo)致熔化邊界處出現(xiàn)明顯未熔合缺陷，最終致使激光增材連接厚板的力學(xué)性能劣化。因此，在“X”型坡口中部采用的激光功率為1500W，提升熱輸入后熔化邊界處未出現(xiàn)未熔合缺陷(見圖2(d))。但該位置柱狀晶尺寸在熱累積作用下，沉積區(qū)邊緣與芯部的柱狀晶尺寸均有一定程度的長大。對不同激光功率下的沉積區(qū)邊緣細小柱狀晶尺寸進行定量統(tǒng)計，發(fā)現(xiàn)當(dāng)激光功率從1000W增至2000W時，細小柱狀晶長度與寬度均增加10.5%左右，其長寬比增加5.6%左右，證明激光功率增加時柱狀晶沿長度方向的生長速率大于沿寬度方向。但當(dāng)激光功率為1500W時，柱狀晶長度與寬度均大于前兩種工藝參數(shù)獲得的柱狀晶尺寸。這是由于使用該參數(shù)打印至坡口中部時熱累積效應(yīng)顯著，導(dǎo)致柱狀晶尺寸粗化(見圖3(a))。同理，沉積區(qū)芯部的柱狀晶尺寸變化規(guī)律與沉積區(qū)邊緣相同，當(dāng)激光功率為1000W時，該區(qū)域柱狀晶平均寬度最小，僅為0.65mm。當(dāng)激光功率為1500W時，在熱輸入與熱累積同時增加的情況下，柱狀晶平均寬度顯著增大至1.34mm左右(見圖3(b))。另外，當(dāng)激光功率為2000W時，此時熔化邊界溫度梯度較大且過冷度較高，細小等軸晶形成區(qū)域也隨之增加，可達1.01mm左右。但當(dāng)激光功率為1000和1500W時，EQZ寬度下降至0.6mm左右，這是因為在增材至坡口中部過程中，溫度梯度較大導(dǎo)致細小等軸晶直接外延生長形成柱狀晶，EQZ寬度有所降低。

2.1.2掃描速率對激光增材連接鈦合金沉積區(qū)晶粒形態(tài)的影響

基于第2.1.1節(jié)的研究結(jié)果，發(fā)現(xiàn)通過改變激光功率可調(diào)控不同區(qū)域的組織形態(tài)，但采用2000W的激光功率時熱輸入太高導(dǎo)致柱狀晶粗化嚴(yán)重，采用1000W時熱輸入較低易出現(xiàn)未熔合缺陷。這說明通過改變激光功率來調(diào)控組織形態(tài)的參數(shù)靈敏度較高。因此，本節(jié)將激光功率恒定為1500W，通過改變掃描速率來調(diào)控不同區(qū)域的組織形態(tài)。圖4(a)所示為大厚度鈦合金激光增材連接試樣局部形貌，在該區(qū)域黃色虛線框處切取金相試樣，進一步分析熔化邊界附近晶粒形貌隨著掃描速率的變化規(guī)律。由于前期熱累積現(xiàn)象明顯，導(dǎo)致柱狀晶粗化嚴(yán)重，因此在“X”型坡口中部采用20mm/s的掃描速率，使增材熱輸入量降低。由圖4(b)可知，該工藝參數(shù)下沉積區(qū)邊緣與芯部的柱狀晶尺寸顯著下降。同時由于在該工藝參數(shù)下熔化邊界溫度梯度較大，EQZ寬度有所減小，這是因為該區(qū)域內(nèi)等軸晶易轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罹�向沉積區(qū)芯部生長。另外，由于該參數(shù)下熱輸入量較小，導(dǎo)致熔化邊界出現(xiàn)連續(xù)分布的孔洞缺陷。因此，在打印至坡口中上部時，將掃描速率降低至10mm/s以增大熱輸入量，保證熔化邊界無明顯缺陷(見圖4(c))。在該工藝參數(shù)下，沉積區(qū)邊緣與芯部的柱狀晶尺寸粗化嚴(yán)重，且EQZ寬度也隨著熱輸入的增加而擴增。為了防止柱狀晶繼續(xù)粗化，在打印至坡口頂層時掃描速率增加至15mm/s，此時由于熱輸入降低致使沉積區(qū)邊緣柱狀晶尺寸明顯細化，但沉積區(qū)芯部柱狀晶細化現(xiàn)象不明顯(見圖4(d))。對不同掃描速率下的沉積區(qū)邊緣細小柱狀晶尺寸進行定量統(tǒng)計，發(fā)現(xiàn)當(dāng)掃描速率從10mm/s增至15mm/s時，細小柱狀晶長度與寬度均下降超過30%。但當(dāng)掃描速率從15mm/s增至20mm/s時，細小柱狀晶長度與寬度減小量不超過4%(見圖5(a))。同時，隨著掃描速率的增加，細小柱狀晶的長寬比顯著增加，說明熱輸入降低后沉積區(qū)邊緣冷卻速率與溫度梯度增加，柱狀晶沿長度方向的生長速率大于沿寬度方向。同理，隨著掃描速率的增加，沉積區(qū)芯部的熱累積效應(yīng)減小，柱狀晶寬度逐步減小(見圖5(b))。另外，當(dāng)掃描速率為10mm/s時，此時熱輸入量較大，熔化邊界溫度較高且溫度梯度較小，有利于形成等軸晶，致使EQZ寬度有所增加。但隨著掃描速率增加至15mm/s和20mm/s時，熔化邊界冷卻速率加快且溫度梯度增加，有利于繼續(xù)生長形成細小柱狀晶，最終導(dǎo)致EQZ寬度有所下降。

2.1.3激光功率對激光增材連接鈦合金EQZ內(nèi)晶粒尺寸的影響

圖6所示為不同激光功率調(diào)控下增材連接大厚度鈦合金EQZ內(nèi)晶粒形貌及尺寸分布。當(dāng)激光功率為1000W時，EQZ中大部分晶粒直徑在0.1~0.2mm范圍內(nèi)，其平均晶粒尺寸僅為0.22mm。當(dāng)激光功率增至1500W時，大部分晶粒直徑集中在0.2~0.25mm之間，其平均晶粒尺寸略有增加，增長率僅為9.1%。而激光功率為2000W時，EQZ中等軸晶顯著粗化，平均晶粒直徑增長率高達27.3%。為了探索激光增材連接過程中EQZ內(nèi)等軸晶的生長動力學(xué)，采用經(jīng)典的晶粒生長動力方程進行深入分析[32]：

式中：G為晶粒受熱長大后的尺寸；G0為初始晶粒尺寸；n為晶粒生長動力學(xué)指數(shù)；K0為常數(shù)；t為激光在某個位置的保持時間；R為摩爾氣體常數(shù)；T為局部區(qū)域溫度；Q為晶粒生長活化能。當(dāng)掃描速率恒定不變，激光在某個位置的保持時間t也不變，此時激光功率增大導(dǎo)致EQZ溫度上升，根據(jù)式(1)可知晶粒尺寸也會隨之粗化。同時，由式(1)還可以發(fā)現(xiàn)，隨著溫度T上升，晶粒尺寸G呈指數(shù)增長，這解釋了激光功率從1500W增至2000W時平均晶粒直徑劇增的原因。

2.1.4掃描速率對激光增材連接鈦合金

EQZ內(nèi)晶粒尺寸的影響當(dāng)激光增材至坡口中上部時，由于熱累積作用易導(dǎo)致晶粒急劇生長，若采用激光功率進行調(diào)控會進一步促使晶粒粗化，因此，采用參數(shù)靈敏度較小(調(diào)整掃描速率)的分區(qū)調(diào)控方法。圖7所示為不同掃描速率調(diào)控下增材連接大厚度鈦合金EQZ內(nèi)晶粒形貌及尺寸分布。當(dāng)掃描速率為10mm/s時，EQZ中大部分晶粒直徑在0.1~0.4mm范圍內(nèi)，其平均晶粒尺寸為0.27mm。當(dāng)掃描速率增加至15mm/s時，大部分晶粒直徑集中在0.15~0.25mm之間，其平均晶粒尺寸顯著減小，降低率高達22.2%。而掃描速率繼續(xù)增加至20mm/s時，EQZ中等軸晶細化程度不明顯，平均晶粒直徑僅降低14.3%。由式(1)可知，隨著掃描速率不斷加快，激光在某個位置的保持時間t明顯縮短，致使EQZ中等軸晶生長速度較緩。同時還可以發(fā)現(xiàn)，隨著保持時間t上升，晶粒尺寸G呈線性增長。這表明相比于改變激光功率而言，改變掃描速率對晶粒尺寸的影響程度較低，因此在激光增材連接至坡口中上部時應(yīng)選用加快掃描速率的方法進行分區(qū)調(diào)控。

2.2激光增材連接鈦合金析出相分區(qū)調(diào)控研究

2.2.1激光功率對增材連接鈦合金析出相形態(tài)的影響

圖8所示為經(jīng)激光功率調(diào)控后大厚度鈦合金激光增材連接試樣不同區(qū)域的析出相形貌，此時掃描速率固定為15mm/s。從激光增材連接試樣熔化邊界處切取金相試樣，通過金相顯微鏡觀察發(fā)現(xiàn)該位置明顯分為沉積區(qū)、EQZ和基材(見圖8(a)和(b))。當(dāng)激光功率為1000W時，在EQZ中的塊狀β相上析出大量細小針狀α相，而在沉積區(qū)的β晶粒中針狀α相的長度明顯增大(見圖8(c)和(f))。這是由于該參數(shù)下EQZ與沉積區(qū)冷卻速率較快，導(dǎo)致針狀α相析出尺寸較大且數(shù)量較多。當(dāng)激光功率增至1500W時，在EQZ中的塊狀β相邊緣析出部分細小針狀α相，相比于上一工藝參數(shù)，沉積區(qū)中β晶粒中針狀α相寬度略有上升(見圖8(d)和(g))。當(dāng)激光功率繼續(xù)增至2000W時，由于此時熱輸入較大，EQZ與沉積區(qū)冷卻速率較慢，致使這些區(qū)域內(nèi)的針狀α相析出尺寸減小，且數(shù)量與減少(見圖8(c)和(h))。

2.2.2掃描速率對增材連接鈦合金析出相形態(tài)的影響

經(jīng)掃描速率調(diào)控后大厚度鈦合金激光增材連接試樣不同區(qū)域的析出相形貌如圖9(a)所示，此時固定激光功率1500W。從激光增材連接試樣熔化邊界處切取金相試樣，通過金相顯微鏡觀察發(fā)現(xiàn)，該位置經(jīng)掃描速率調(diào)控后的EQZ寬度比激光功率調(diào)控后的寬度明顯增大(見圖9(a)和(b))。當(dāng)掃描速率為10mm/s時，在EQZ中的塊狀β相邊緣析出細小針狀α相，而在沉積區(qū)的β晶粒中針狀α相尺寸略有增大(見圖9(c)和(f))。當(dāng)掃描速率增至15mm/s時，在EQZ中的塊狀β相邊緣細小針狀α相尺寸與數(shù)量均有增加。另外，在沉積區(qū)的β晶粒中針狀α相體積分?jǐn)?shù)顯著增加，但該相尺寸相比于上一工藝參數(shù)下的情況無顯著變化(見圖9(d)和(g))。當(dāng)掃描速率增加至20mm/s時，此時熱輸入較低且EQZ與沉積區(qū)冷卻速率較快，致使這些區(qū)域內(nèi)的針狀α相析出尺寸與數(shù)量與前兩組參數(shù)下的情況相比均明顯增加(見圖9(e)和(h))。

2.2.3分區(qū)組織調(diào)控對激光增材連接鈦合金力學(xué)性能的影響

由于不同工藝參數(shù)組合下激光進入熔池的有效激光能量(Ee)也有所差異，因此，本節(jié)通過計算不同區(qū)域的Ee值，探索不同區(qū)域組織差異對激光增材連接鈦合金力學(xué)性能的影響。大厚度鈦合金激光增材連接過程中進入熔池的Ee值可以描述為[33]：

式中：P為激光功率；v為激光掃描速率；F為送粉率。激光增材連接試樣底部采用的激光功率為2000W，掃描速率為10mm/s，該參數(shù)對應(yīng)的Ee值為9.71×10⁵J，此時β晶界附近形成大量的平行生長的α-Ti團簇束，而在β晶粒內(nèi)形成針狀相交叉分布的網(wǎng)籃狀組織(見圖10(f))。激光增材連接試樣中下部采用的激光功率為1000W，掃描速率為10mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的Ee值為2.43×10⁵J，此時β晶界與晶內(nèi)均為針狀相交叉分布的網(wǎng)籃狀組織(見圖10(b))。增材至坡口中部時采用的激光功率為1500W，掃描速率為20mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的Ee值為4.33×10⁵J，此時也未在β晶界析出平行分布的α-Ti團簇束，且晶內(nèi)仍為網(wǎng)籃狀組織(見圖10(c))。繼續(xù)增材至坡口中上部時，采用的激光功率為1500W，掃描速率為10mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的Ee值為5.46×10⁵J，此時β晶界開始析出少量α-Ti團簇束(見圖10(e))。最終激光增材連接試樣頂部采用的激光功率為1500W，掃描速率為15mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的Ee值為4.77×10⁵J，此時β晶界局部區(qū)域析出α-Ti團簇束，晶內(nèi)主要以網(wǎng)籃狀組織為主(見圖10(d))，且適當(dāng)?shù)?alpha;-Ti團簇束數(shù)量有利于提升TC4鈦合金強度[34]。對不同工藝參數(shù)下沉積區(qū)針狀α相的尺寸進行定量統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)(固定掃描速率15mm/s)，隨著激光功率從1000W增至2000W，該析出相的平均長度減小40%以上，而平均寬度增加20%左右(見圖11(a))。這說明在有效激光能量從2.43×10⁵J增加至9.71×10⁵J過程中熔池內(nèi)部溫度急劇升高，導(dǎo)致凝固速度顯著減緩，α相呈短棒狀析出，與圖8(h)所示析出相形貌相符。另外，隨著掃描速率從10mm/s增至20mm/s(固定掃描功率1500W)，該析出相的平均長度增加僅13%左右，而平均寬度增加80%左右(見圖11(b))。這說明有效激光能量從5.46×10⁵J降至4.33×10⁵J過程中熔池內(nèi)部溫度降低，導(dǎo)致凝固速度顯著加快，α相呈長針狀析出，與圖9(h)所示的析出相形貌相符。由圖11(c)可知，隨著有效激光能量從2.43×10⁵J增加至9.71×10⁵J，激光增材連接鈦合金EQZ中α相體積分?jǐn)?shù)呈下降趨勢，且在該區(qū)域內(nèi)析出相數(shù)量的降幅較小。而在沉積區(qū)，隨著有效激光能量的增加，α相體積分?jǐn)?shù)呈先上升后下降的趨勢，且Ee值為4.33×10⁵J時α相體積分?jǐn)?shù)最大，可達22.60%。圖11(d)所示為激光增材連接鈦合金CCT曲線，該曲線是由Jmatpro熱力學(xué)計算軟件獲取并繪制的。

由圖11(d)可以看出，當(dāng)有效激光能量較低時，沉積區(qū)冷卻速率較快，此時只有針狀α相大量析出，交錯形成網(wǎng)籃狀組織，計算結(jié)果與圖10(b)和(c)中的微觀組織一致。而當(dāng)有效激光能量較高時，沉積區(qū)冷卻速率較慢，此時可析出針狀α相與晶界α-Ti團簇束，計算結(jié)果與圖10(d)、(e)和(f)中的微觀組織形貌一致。另外，定量分析不同冷卻速率下析出相體積分?jǐn)?shù)變化規(guī)律，發(fā)現(xiàn)當(dāng)沉積區(qū)冷卻速率較慢時，析出的針狀α相體積分?jǐn)?shù)較少，僅為95.61%。而沉積區(qū)冷卻速率較快時，析出的針狀α相體積分?jǐn)?shù)顯著增至99.85%。同時，當(dāng)冷卻速率增加時，針狀馬氏體轉(zhuǎn)變溫度從835℃升高至840℃，致使針狀α相更易從基體β晶粒中大量析出，有利于鈦合金強度的提升(見圖11(e)與(f))。圖12(a)所示為不同有效激光能量下激光增材連接鈦合金試樣的抗拉強度與塑性指標(biāo)的變化規(guī)律。由圖12(a)可以看出，當(dāng)激光有效能量為2.43×10⁵J時，由于熔化邊界出現(xiàn)明顯的裂紋，導(dǎo)致試樣中下部抗拉強度僅為412.43MPa，伸長率與斷面收縮率也僅為2%左右。由圖12(b)可知，該區(qū)域斷口形貌中存在大量未熔化粉末顆粒，證明該工藝參數(shù)組合下熱輸入較低，粉末無法完全熔化進入熔池，導(dǎo)致沉積區(qū)與基材接合較差。當(dāng)激光有效能量為4.33×10⁵J時，試樣中部抗拉強度顯著上升至919.01MPa，但伸長率也僅提升2.9%左右，這是因為斷口形貌中存在孔洞缺陷，導(dǎo)致強度與塑性指標(biāo)仍較低(見圖12(c))。當(dāng)激光有效能量增加至4.77×10⁵J時，試樣頂部的抗拉強度為902.74MPa，且斷口韌窩數(shù)量較多，材料塑韌性有所提升(見圖12(d))。當(dāng)激光有效能量繼續(xù)增至5.46×10⁵J時，試樣中上部強度降低至896.85MPa，這與該參數(shù)下針狀α相析出量與前者相比較少有關(guān)，同時斷口韌窩尺寸較大，材料塑韌性較好(見圖12(e))。當(dāng)激光有效能量高達9.71×10⁵J時，試樣底部強度提升至915MPa左右，同時材料伸長率與前一參數(shù)相比略有下降(見圖12(f))。

3、結(jié)論

1)通過改變激光功率對試樣中下部及底部沉積區(qū)與EQZ區(qū)晶粒形態(tài)與尺寸進行分區(qū)調(diào)控。當(dāng)激光功率高達2000W時，各區(qū)域晶粒粗化嚴(yán)重，但當(dāng)激光功率驟降至1000W時，熔化邊界出現(xiàn)明顯缺陷，導(dǎo)致力學(xué)性能顯著下降，因此激光功率需維持在1500W。通過改變激光功率來調(diào)控組織形態(tài)的參數(shù)靈敏度偏高，需改變掃描速率來調(diào)控試樣中上部及頂部的組織形態(tài)。

2)隨著掃描速率的增加，激光增材連接過程的熱累積效應(yīng)減小，沉積區(qū)與EQZ區(qū)晶粒尺寸生長緩慢。但掃描速率為20mm/s時，熱輸入量偏小導(dǎo)致熔化邊界出現(xiàn)連續(xù)分布的孔洞缺陷，不利于該區(qū)域強度與塑性的提升。通過改變激光功率調(diào)控晶粒尺寸時，晶粒直徑與溫度呈指數(shù)增長，而掃描速率對晶粒尺寸的影響程度較低，因為晶粒尺寸與熱源停留時間僅呈線性增長關(guān)系。

3)激光功率較低時，在EQZ中的塊狀β相周圍析出大量細小針狀α相，而在沉積區(qū)的β晶粒中形成長針狀的α相。隨著激光功率的增加，EQZ與沉積區(qū)冷卻速率逐漸減小，致使這些區(qū)域內(nèi)的針狀α相析出尺寸減小，且數(shù)量顯著減少。隨著掃描速率的增加，熱輸入逐漸降低且EQZ與沉積區(qū)冷卻速率加大，致使這些區(qū)域內(nèi)的針狀α相析出尺寸粗化，且數(shù)量有所增加。

4)當(dāng)有效激光能量較低時，沉積區(qū)冷卻速率為100℃/s左右，此時只有針狀α相大量析出，交錯形成網(wǎng)籃狀組織。而當(dāng)有效激光能量較高時，沉積區(qū)冷卻速率僅為10℃/s左右，此時可析出針狀α相與晶界α-Ti團簇束。當(dāng)激光有效能量為2.43×10⁵J時，由于熔化邊界出現(xiàn)明顯的裂紋，導(dǎo)致試樣抗拉強度僅為412.43MPa，伸長率與斷面收縮率也僅為2%左右。當(dāng)激光有效能量增至9.71×10⁵J時，試樣的抗拉強度高達915MPa左右，但材料的伸長率略有下降。

REFERENCES

[1] 王文理. 大型整體鈦合金框的數(shù)控加工技術(shù)[J]. 航空制造 技術(shù), 2010, 53(24): 65-67.

WANG W L. NC machining technology of large integral titanium alloy frame[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2010, 53(24): 65-67.

[2] 郎利輝, 劉寶勝, 曾元松. 鈦合金板材成形技術(shù)及其在航空 領(lǐng)域的應(yīng)用[J]. 航空制造技術(shù), 2009, 52(10): 28-31.

LANG L H, LIU B S, ZENG Y S. Titanium alloy plate forming technology and its application in aviation industry[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2009, 52(10): 28-31.

[3] BRANDL E, BAUFELD B, LEYENS C, et al. Additive manufactured Ti-6Al-4V using welding wire: Comparison of laser and arc beam deposition and evaluation with respect to aerospace material specifications[J]. Physics Procedia, 2010, 5: 595-606.

[4] 張春杰, 齊超琪, 趙 凱, 等. 大型航空航天鋁合金承力構(gòu)件 增材制造技術(shù)[J]. 電焊機, 2021, 51(8): 39-54, 177.

ZHANG C J, QI C Q, ZHAO K, et al. Additive manufacturing technology for large load carrying component of aluminum alloy in aeronautics and astronautics[J]. Electric Welding Machine, 2021, 51(8): 39-54, 177.

[5] 李曉謙, 蔣日鵬 . 航空航天用高性能輕合金大型復(fù)雜結(jié) 構(gòu)件制造基礎(chǔ)研究進展[J]. 中國基礎(chǔ)科學(xué), 2015, 17(1): 11-20.

LI X Q, JIANG R P. Progress of the basic research on the manufacture of high-performance light alloy large complex structural components used in aerospace and aeronautics[J]. China Basic Science, 2015, 17(1): 11-20.

[6] 高 旭, 沈淑馨, 何 蓓, 等 . 激光增材連接 TC4-DT 鈦合金 的組織及力學(xué)性能[J]. 材料工程, 2023, 51(5): 27-35.

GAO X, SHEN S X, HE B, et al. Structure and mechanical properties of TC4-DT titanium alloy by laser additive joining[J]. Journal of Materials Engineering, 2023, 51(5): 27-35.

[7] 楊 光, 鄒文北, 王 超, 等. 激光增材連接異質(zhì)鋁合金的組 織及性能研究[J]. 中國激光, 2022, 49(22): 129-136.

YANG G, ZOU W B, WANG C, et al. Microstructure and properties of laser additive jointing heterogeneous aluminum alloys[J]. Chinese Journal of Lasers, 2022, 49(22): 129-136.

[8] 林 鑫, 黃衛(wèi)東. 應(yīng)用于航空領(lǐng)域的金屬高性能增材制造技 術(shù)[J]. 中國材料進展, 2015, 34(9): 684-688, 658.

LIN X, HUANG W D. High performance metal additive manufacturing technology applied in aviation field[J]. Materials China, 2015, 34(9): 684-688, 658.

[9] 王華明. 高性能大型金屬構(gòu)件激光增材制造: 若干材料基 礎(chǔ)問題[J]. 航空學(xué)報, 2014, 35(10): 2690-2698.

WANG H M. Materials' fundamental issues of laser additive manufacturing for high-performance large metallic components[J]. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica, 2014, 35(10): 2690-2698.

[10] HE L J, DEHGHAN-MANSHADI A, DIPPENAAR R J. The evolution of microstructure of Ti-6Al-4V alloy during concurrent hot deformation and phase transformation[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 549: 163-167.

[11] WANG S G, WU X Q. Investigation on the microstructure and mechanical properties of Ti-6Al-4V alloy joints with electron beam welding[J]. Materials & Design, 2012, 36: 663-670.

[12] WON J W, PARK C H, HONG S G, LEE C S. Deformation anisotropy and associated mechanisms in rolling textured high purity titanium[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015, 651: 245-254.

[13] 于 君, 覃 拓, 林 鑫, 等. 元素偏析和相分布控制的激光增 材制造Ti6Al4V合金的電化學(xué)溶解與鈍化[J]. 中國有色金 屬學(xué)報, 2021, 31(12): 3739-3751.

YU J, QIN T, LIN X, et al. Electrochemical dissolution and passivation of laser additive manufactured Ti6Al4V controlled by elements segregation and phases distribution[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2021, 31(12): 3739-3751.

[14] WANG W, WANG D, LI C F, et al. Effect of post heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti6Al-4V jointing parts proceeded by laser additive manufacturing[J]. Materials Science and Engineering A, 2020, 788: 139544.

[15] IRVING B. EB Welding joins the titanium fuselage of Boeing’s F-22 fighter[J]. Welding Journal, 1994, 73: 31-36.

[16] RAE W, LOMAS Z, JACKSON M, et al. Measurements of residual stress and microstructural evolution in electron beam welded Ti-6Al-4V using multiple techniques[J]. Materials Characterization, 2017, 132: 10-19.

[17] CHEN X H, ZHANG J, CHEN X, et al. Electron beam welding of laser additive manufacturing Ti-6.5Al-3.5Mo1.5Zr-0.3Si titanium alloy thick plate[J]. Vacuum, 2018, 151: 116-121.

[18] 曠小聰, 卜文德, 付鵬飛, 等. TA15鈦合金電子束焊縫形貌 及其組織研究[J]. 航空制造技術(shù), 2017, 60(5): 105-109.

KUANG X C, BU W D, FU P F, et al. Study on the morphology and microstructure of TA15 titanium alloy EBW welded joint[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2017, 60(5): 105-109.

[19] 高福洋, 高 奇, 蔣 鵬, 等. 超大厚度鈦合金電子束焊接熔 合區(qū)精細組織表征[J]. 中國科學(xué)(技術(shù)科學(xué)), 2017, 47(9): 941-945.

GAO F Y, GAO Q, JIANG P, et al. Fine microstructure of electron beam welding joint in fusion zone of large thickness titanium alloy[J]. Scientia Sinica (Technologica), 2017, 47(9): 941-945.

[20] 劉 暢, 鄧彩艷, 龔寶明, 等. 組織不均勻性對TA15鈦合金 電子束焊焊接接頭熱影響區(qū)應(yīng)變集中的影響[J]. 焊接學(xué) 報, 2019, 40(9): 49-52, 81, 163.

LIU C, DENG C Y, GONG B M, et al. Effects of microstructure inhomogeneity on strain concentration of heat affected zone of TA15 titanium alloy electron beam weld joint[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2019, 40(9): 49-52, 81, 163.

[21] GAO Z N, BU H C, FENG Y, et al. Strengthening mechanism of Y2O3 nanoparticles on microstructure and mechanical properties of the laser additive manufacturing joint for large thickness TC4 titanium alloy[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 71: 37-55.

[22] GAO Z N, SHI H Z, YANG X Y, et al. Influence of heat accumulation on the distribution uniformity of microstructure and mechanical properties of laser additive manufacturing joint of 80mm thick Ti6Al4V titanium alloy plates[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2022, 310: 117774.

[23] LING W L, WANG X P, WANG L L, et al. Defect formation mechanism of laser additive manufacturing joint for largethickness Ti6Al4V titanium alloy with Y2O3 nanoparticles[J]. Optics & Laser Technology, 2023, 157: 108648.

[24] XU Y, ZHANG C, ZHANG S, et al. Scanning velocity influence on microstructure evolution and mechanical properties of laser melting deposited 12CrNi2 low alloy steel[J]. Vacuum, 2020, 177: 109387.

[25] RAJU R, DURAISELVAM M, PETLEY V, et al. Microstructural and mechanical characterization of Ti6Al4V refurbished parts obtained by laser metal deposition[J]. Materials Science and Engineering A, 2015, 643: 64-71.

[26] KOBRYN P A, SEMIATIN S L. The laser additive manufacture of Ti-6Al-4V[J]. JOM, 2001, 53(9): 40-42.

[27] KUMMAILIL J, SAMMARCO C, SKINNER D, et al. Effect of select LENS™ processing parameters on the deposition of Ti-6Al-4V[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2005, 7(1): 42-50.

[28] MOK S H, BI G J, FOLKES J, et al. Deposition of Ti-6Al4V using a high power diode laser and wire, Part Ⅰ : Investigation on the process characteristics[J]. Surface and Coatings Technology, 2008, 202(16): 3933-3939.

[29] ZHAI Y W, LADOS D A, BROWN E J, et al. Fatigue crack growth behavior and microstructural mechanisms in Ti-6Al4V manufactured by laser engineered net shaping[J]. International Journal of Fatigue, 2016, 93: 51-63.

[30] MAHAMOOD R M, AKINLABI E T. Scanning speed influence on the microstructure and micro hardness properties of titanium alloy produced by laser metal deposition process[J]. Materials Today: Proceedings, 2017, 4(4): 5206-5214.

[31] BRANDL E, MICHAILOV V, VIEHWEGER B, et al. Deposition of Ti-6Al-4V using laser and wire, part Ⅱ : Hardness and dimensions of single beads[J]. Surface and Coatings Technology, 2011, 206(6): 1130-1141.

[32] LÜ C, AI Y L, YU Q L, et al. Study on the growth kinetics of Al2O3 columnar crystal in Al2O3 matrix composite ceramics prepared by microwave sintering[J]. Journal of Crystal Growth, 2019, 507: 395-401.

[33] FU D, LI X, ZHANG M, et al. Influence of effective laser energy on the structure and mechanical properties of laser melting deposited Ti6Al4V alloy[J]. Materials, 2020, 13(4): 962.

[34] 朱智浩, 陳志鵬, 劉田雨, 等 . 基于不同 α/β 團簇式比例的Ti-AI-V 合金的鑄態(tài)組織和力學(xué)性能[J]. 金屬學(xué)報, 2023, 59(12): 1581-1589.

ZHU Z H, CHEN Z P, LIU Y T, et al. Microstructure and mechanical properties of as-cast Ti-Al-V alloys with different proportion of α/β clusters[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2023, 59(12): 1581-1589.

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