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(shí)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(qiáng)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(yùn)載火箭、飛機(jī)燃?xì)廨啓C(jī)與發(fā)動機(jī)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(shí)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(jìn)行連接。IRVING等[15]利用電子束焊接技術(shù)實(shí)現(xiàn)了50 mm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(jìn)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(jī)理。曠曉聰?shù)萚18]利用電子束焊接對大厚度TA15鈦合金(≥70mm)進(jìn)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 120 mm 厚Ti6321鈦合金電子束焊接接頭熔合區(qū)組織進(jìn)行深入研究，發(fā)現(xiàn)熔合區(qū)晶粒從頂部到 90 mm 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(hù)箱體尺寸的限制，因此其連接件的尺寸均在100 mm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 80 mm 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(jī)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(jī)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(jìn)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(jìn)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(qiáng)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(jìn)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(jìn)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(jī)制尚不明確。本文針對150 mm大厚度TC4鈦合金基材開展激光增材連接實(shí)驗(yàn)，研究不同工藝參數(shù)下增材連接試樣沉積區(qū)與細(xì)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(jìn)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(shí)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(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)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 6000 W 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(jī)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 24 mm，粉斑的焦距為20 mm。本試驗(yàn)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80~150 μm，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(jìn)行，加熱溫度保持在 102 ℃，保溫時間為 2 h，隨后在真空條件下爐冷卻至室溫。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用砂紙對TC4鈦合金基材坡口處進(jìn)行打磨，之后對其表面進(jìn)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 15 L/min 的氬氣作為保護(hù)氣，以避免鈦合金氧化。保護(hù)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 1.5 mm，每層抬槍量為 0.5 mm，逐層填充“X”型坡口，直到 TC4 鈦合金基材的頂端連接完成，150 mm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 4 mL HNO3+2 mL HF+100 mL H2O 的Kroll 試劑進(jìn)行腐蝕，之后采用光學(xué)顯微鏡(OM，Leica DM2700 M)與掃描電子顯微鏡(SEM，ZEISSEVO18)對不同區(qū)域微觀組織進(jìn)行觀察。在拉伸試驗(yàn)機(jī)(CMT 5305)上以 1 mm/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(jìn)行拉伸試驗(yàn)，確定各個試樣的抗拉強(qiáng)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(jìn)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(jìn)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(jìn)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10 mm/s。坡口底部采用的激光功率為 2000 W，該位置明顯分為基材區(qū)、細(xì)小等軸晶區(qū)(Equiaxed grain zone, 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(xì)小的等軸晶。之后，細(xì)小等軸晶向沉積 區(qū) 中 心 外 延 生 長 ， 形 成 細(xì) 小 柱 狀 晶 (Fine columnar grain, 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(Coarse columnar grain, 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1000 W。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1500 W，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(xì)小柱狀晶尺寸進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)，發(fā)現(xiàn)當(dāng)激光功率從 1000 W 增至2000 W 時，細(xì)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 1500 W 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 1000 W 時，該區(qū)域柱狀晶平均寬度最小，僅為0.65 mm。當(dāng)激光功率為1500 W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 1.34 mm 左右(見圖 3(b))。另外，當(dāng)激光功率為 2000 W 時，此時熔化邊界溫度梯度較大且過冷度較高，細(xì)小等軸晶形成區(qū)域也隨之增加，可達(dá) 1.01 mm 左右。但當(dāng)激光功率為 1000 和1500 W時，EQZ寬度下降至0.6 mm左右，這是因?yàn)樵谠霾闹疗驴谥胁窟^程中，溫度梯度較大導(dǎo)致細(xì)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 1000 W 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 1500 W，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(jìn)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 20 mm/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?yàn)樵搮^(qū)域內(nèi)等軸晶易轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罹虺练e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 10 mm/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(kuò)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15 mm/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(xì)化，但沉積區(qū)芯部柱狀晶細(xì)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(xì)小柱狀晶尺寸進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)，發(fā)現(xiàn)當(dāng)掃描速率從10 mm/s增至15 mm/s 時，細(xì)小柱狀晶長度與寬度均下降超過30%。但當(dāng)掃描速率從 15 mm/s 增至 20 mm/s 時，細(xì)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(xì)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 10 mm/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15 mm/s和20 mm/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(xì)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1000 W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 0.22 mm。當(dāng)激光功率增至 1500 W 時，大部分晶粒直徑集中在0.2~0.25 mm 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2000 W時，EQZ中等 軸 晶 顯 著 粗 化 ， 平 均 晶 粒 直 徑 增 長 率 高 達(dá)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(jìn)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1500 W增至2000 W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(jìn)行調(diào)控會進(jìn)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 10 mm/s 時，EQZ 中大部分晶粒直徑在 0.1~0.4 mm 范圍內(nèi)，其平均晶粒尺寸為 0.27 mm。當(dāng)掃描速率增加至 15mm/s 時，大部分晶粒直徑集中在 0.15~0.25 mm 之間 ， 其 平 均 晶 粒 尺 寸 顯 著 減 小 ， 降 低 率 高 達(dá)22.2%。而掃描速率繼續(xù)增加至 20 mm/s 時，EQZ中等軸晶細(xì)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(jìn)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15 mm/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 1000 W 時，在 EQZ 中的塊狀 β 相上析出大量細(xì)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 1500 W 時，在 EQZ 中的塊狀 β 相邊緣析出部分細(xì)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 2000 W 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 1500 W。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10 mm/s時，在EQZ中的塊狀β相邊緣析出細(xì)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 15 mm/s時，在EQZ中的塊狀β相邊緣細(xì)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20 mm/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(jìn)入熔池的有效激光能量(Ee)也有所差異，因此，本節(jié)通過計(jì)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(jìn)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2000 W，掃描速率為10 mm/s，該參數(shù)對應(yīng)的Ee值為9.71×105 J，此時β晶界附近形成大量的平行生長的 α-Ti 團(tuán)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 1000 W，掃描速率為10 mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的 Ee 值為 2.43×105 J，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 1500 W，掃描速率為 20 mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的 Ee值為 4.33×105 J，此時也未在 β 晶界析出平行分布的α-Ti團(tuán)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 1500 W，掃描速率為 10 mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的 Ee值為 5.46×105 J，此時 β 晶界開始析出少量 α-Ti 團(tuán)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 1500 W，掃描速率為 15 mm/s，該參數(shù)組合對應(yīng)的Ee值為4.77×105 J，此時β晶界局部區(qū)域析出α-Ti團(tuán)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)摩?Ti團(tuán)簇束數(shù)量有利于提升TC4鈦合金強(qiáng)度[34]。

對不同工藝參數(shù)下沉積區(qū)針狀α相的尺寸進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)發(fā)現(xiàn)(固定掃描速率 15 mm/s)，隨著激光功率從 1000 W 增至 2000 W，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2.43×105 J增加至9.71×105 J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10 mm/s 增至 20 mm/s(固定掃描功率 1500 W)，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5.46×105 J 降至 4.33×105 J 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 2.43×105 J 增加至 9.71×105 J，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 4.33×105 J 時 α 相體積分?jǐn)?shù)最大，可達(dá)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(jì)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(jì)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(tuán)簇束，計(jì)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(qiáng)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(qiáng)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2.43×105 J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(qiáng)度僅為412.43 MPa，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(jìn)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4.33×105 J 時 ， 試 樣 中 部 抗 拉 強(qiáng) 度 顯 著 上 升 至919.01 MPa，但伸長率也僅提升 2.9% 左右，這是因?yàn)閿嗫谛蚊仓写嬖诳锥慈毕荩瑢?dǎo)致強(qiáng)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4.77×105 J時，試樣頂部的抗拉強(qiáng)度為902.74 MPa，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5.46×105 J時，試樣中上部強(qiáng)度降低至896.85 MPa，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(dá) 9.71×105 J 時，試樣底部強(qiáng)度提升至915 MPa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(jìn)行分區(qū)調(diào)控。當(dāng)激光功率高達(dá) 2000 W 時，各區(qū)域晶粒粗化嚴(yán)重，但當(dāng)激光功率驟降至 1000 W 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 1500 W。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20 mm/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(qiáng)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?yàn)榫Я３叽缗c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(xì)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(tuán)簇束。當(dāng)激光有效能量為 2.43×105 J時，由于熔化邊界出現(xiàn)明顯的裂紋，導(dǎo)致試樣抗拉強(qiáng)度僅為412.43 MPa，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9.71×105 J時，試樣的抗拉強(qiáng)度高達(dá)915 MPa左右，但材料的伸長率略有下降。

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