TA15鈦合金（Ti-6.5Al-1Mo-1V-2Vr）由于其優異的抗腐蝕性能、機械性能等特點在航空航天領域中應用非常廣泛[1,2]。但是 TA15 等鈦合金零件通常會被應用于較為惡劣的工作環境，長時間使用會造成損壞甚至報廢，造成很大的經濟損失。基于這一點，諸多學者提出了激光沉積修復技術對損壞的鈦合金零件進行修復。
激光沉積修復（Laser Deposition Repair）是以激光熔覆和快速成形技術為基礎，利用激光熱使熔覆材料與待修復基體形成冶金結合體，修復零件幾何尺寸并優化力學性能[3-5]。目前，激光沉積修復技術在不銹鋼[6]、鎳基高溫合金[7]、鋁金屬[8]等金屬材料領域內的研究非常廣泛，并且進行了大量實際應用。虞學超[9]對TC4 鈦合金材質航空零件經激光沉積修復后性能進行研究，發現修復后沉積層材料結構更為緊密，金相組織更加均勻，修復后的部位能夠滿足使用要求；SONG等[10]通過體修復和面修復兩種方式對鍛造 TA15鈦合金進行修復，發現面修復試樣疲勞裂紋擴展速率低于純鍛造試樣，修復區的網籃組織能夠有效阻止裂紋擴展；SUBRAMANIAM 等[11]利用鈷基合金 Stellite6 粉末對 R350HT 級鋼軌進行修復并研究了兩種不同合金間的相容性，結果表明沉積層稀釋程度低，硬度高，沒有缺陷。
激光沉積修復后的合金制件性能與組織與純鍛造合金件相比是不同的，因此對于不同種類激光沉積修復試件的熱處理工藝也存在差別。欽蘭云等[12]通過固溶+時效（T6：520 ℃、8 h+220 ℃、14 h）處理激光沉積修復 ZM6 合金，發現經T6 處理后其修復區的平均硬度提升 17.5%，抗拉強度和屈服強度分別提升了49.8%和 75.6%，但延伸率降低；LAVRYS 等[13]對經過后熱處理的快速成型（Additive Manufacturing）Ti6Al4V 鈦合金進行電化學腐蝕試驗，發現經 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鍛造鈦合金相當；姚佳彬[14]針對激光沉積修復后的 GH738/K417G 高溫合金組織內部存在殘余應力的問題進行了不同溫度時效熱處理，當時效溫度達 840 ℃時，修復區平均硬度可達 501HV0.3，摩擦系數為 0.38，磨損量為 0.71 mg，獲得了優異的耐磨性。
激光沉積修復 TA15鈦合金材料屬于非均質材料，其各區域的微觀組織形貌不同且不均勻，因而具有非常復雜的力學性能。文章針對激光沉積修復 TA15鈦合金不同退火處理后各區域的顯微組織演化及力學性能進行分析討論，采用不同的退火處理改善修復鈦合金組織，以獲得力學性能較優的激光沉積修復 TA15鈦合金材料。
1 、實驗方法
1.1 實驗設備
實驗采用的設備為 LDM800 激光增材制造系統，該系統由 6 000 W 半導體激光器、環境控制系統、載氣式送粉器、冷卻系統和數控工作臺等部分組成。激光沉積修復 TA15鈦合金工藝參數如表 1 所示。
1.2 實驗材料
試驗采用鈦合金球形粉，其主要由球形顆粒組成，粒寬 75~250 μm，化學成分如表2所示，使用前對粉末進行風干處理。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，試驗前對基體表面進行打磨和清洗，去除表面氧化層，基材與沉積區體積比為 1：1，沿沉積方向取樣。沉積過程采用短邊單項往復掃描方式。激光沉積修復方式、修復后實物圖以及試驗件尺寸如圖 1 所示。
1.3 熱處理
樣品后續熱處理在 800、840、890 ℃和 960 ℃的箱式電阻爐（SGM146）中進行常規退火(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 試樣保溫時間為 2 h，HT890 試樣和HT930 試樣保溫時間為 1 h，隨后從爐中取出在空氣環境中冷卻。
1.4 顯微結構分析
在進行顯微結構分析之前，先使用金相鑲嵌機（XQ-2B）對需要觀察的試件進行制塊操作，之后需使用拋光機對試樣塊進行研磨，然后使用金剛石研磨膏進行拋光，拋光后的試樣塊需使用 Kroll 試液（HF：HNO3：H2O 體積比為 1:6:7）進行腐蝕；使用光學顯微鏡（OM：Olympus GX51 光學顯微鏡）和掃描電鏡（SEM：KYKY-2800B 型掃描電鏡）對金相組織進行觀察分析，掃描電鏡工作電壓為 20KV；使用 ImageJ 軟件對α相和β相尺寸進行測量。
1.5 拉伸試驗
室溫環境下使用朗杰 100 型疲勞試驗機對試樣進行拉伸試驗，拉伸試驗速率為 1 mm/min。不同熱處理條件下進行 3 個試樣的拉伸試驗。
1.6 全場應變實驗
拉伸試驗中使用數字化圖像處理技術（DIC 全稱：XTDIC-CONST-SD 標準型）對試樣應變演化進行采集。
2 試驗結果
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（Substrate zone）的宏觀組織形貌。四者顯微組織形貌均呈現出等軸α相、片層α相和條狀β相的雙態組織；HT800、HT840 和 HT890 試樣α相含量無明顯變化，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（Heat affected zone）的宏觀組織形貌。由于熔池的移動以及堆疊，激光沉積修復 TA15鈦合金的熱影響區在宏觀上表現為柱狀晶和等軸晶粒交替排列。其中 HT800、HT840、HT890 試樣熱影響區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為亞穩定態。熱影響區中片層α相在激光沉積修復過程中經循環加熱不斷長大，其尺寸、長寬比較比鍛造區的α相更大。
圖 2（a3，b3，c3，d3）所示為試樣激光修復區（Restoration zone）的宏觀組織形貌。因激光熱源及熔池的溫度遠高于鈦合金β相轉變點，且之后的 TA15鈦合金沉積層經過激光熱源的循環加熱導致等軸狀α相消失，顯微組織為網籃組織。由于鈦合金外延生長強烈，而且激光沉積修復過程中溫度梯度較大，柱狀晶粒連續生長，在宏觀上表現為貫穿多個沉積層的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的微觀結構。四者的基材區微觀結構仍呈現為等軸α相、片層α相和條狀β相的雙態組織，與進行退火處理之前的組織形貌一致，說明經不同退火處理后并不改變非均質試樣基材區的組織結構。
圖 3（a2，b2，c2，d2）為試樣熱影響區的微觀結構。在整個激光沉積修復的過程中由于激光熱源的高溫以及修復層 TA15鈦合金的快速冷卻，使整個熱影響區的微觀結構變得復雜。隨著退火溫度的升高，HT930 試樣中“鋸齒”狀α相呈現“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區的微觀結構。四者激光修復區的微觀結構均呈現為網籃組織，由交錯的片層α相組成。HT800 試樣激光修復區中由片層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 試樣激光修復區中，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晶粒平均尺寸達到 10.15μm，相較于 HT800β晶粒平均尺寸增長了 20.4%。HT890 試樣修復區中β晶粒平均尺寸約為 10.69 μm，而 HT930 試樣的修復區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條件下激光沉積修復 TA15鈦合金試樣的拉伸結果，結果表明：HT800 試樣抗拉強度為 906 MPa，延伸率為 6.63%，HT840 試樣抗拉強度為 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 試樣的抗拉強度分別 949 MPa，伸率為 5.4%，HT930 試樣的抗拉強度 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 在保證高強度的同時又有良好的塑性，相比其他三者有著良好的力學性能。
2.4 不同退火處理后試樣的全場應變試驗結果
圖 5（a）所示為 HT800 試樣的拉伸試驗應變演化云圖。在試驗開始時，最大應變出現在應變云圖的上半部分，即試件的基材區產生了塑性變形，而隨著拉伸試驗進行，最大應變區域逐漸向下半部分轉移，說明試驗件的激光修復區發生塑性變形，并且試樣最終斷裂在激修復區。
圖 5（b）所示為 HT840 試樣的拉伸試驗應變演化云圖。在拉伸試驗開始時，最大應變出現在應變云圖中間區域的左下角和右上角，即試件的熱影響區發生塑性變形。隨著拉伸試驗的進行，當應力超過屈服極限的區域受力時，最大應變逐漸向激光修復區轉移，最后，最大應變出現在激光修復區，試樣在此區域斷裂。圖 5（c）所示為 HT890 試樣的拉伸試驗應變演化云圖。在試驗開始時試件的熱影響區和修復區出現了最大應變。而當應力超過試件屈服極限的區域時，試件整體應變分布逐漸穩定且均勻。在屈服后，試件的修復區域產生強烈的塑性變形，即最大拉伸應變集中在修復區。
圖 5（d）所示為 HT930 試樣的拉伸試驗應變演化云圖。在試驗開始時試件的熱影響區出現了最大應變。隨著試驗推進，HT930 試樣靠近熱影響區的基材區域與修復區域出現了最大應變區域，之后最大應變區域逐漸向試樣的修復區轉移并最終斷裂在修復區。
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，可以看出其中有細小的孔洞，孔洞堆積形成裂紋，在拉伸試驗中容易生成裂紋并在滑移過程中聚攏成韌窩[13]，斷裂機制屬韌性斷裂。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，在力學性能上表現為 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，說明本文的不同退火處理對激光沉積修復 TA15鈦合金的斷裂機制無影響。
3、 分析討論
3.1 力學性能分析
經不同熱處理后的試樣基材區均為雙態組織。雙態組織中存在等軸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相轉變組織結構中，阻礙β相位錯運動，能提高基材區強度使得基材區獲得良好的力學性能，而試樣修復區抗拉強度的改善主要與晶粒長大有關。
以 HT800 試樣和 HT840 試樣為例，溫度較高時α晶粒長大粗化，HT840 試樣修復區中的α晶粒較 HT800 試樣更加粗大，其修復區中α相體積分數增加，從α相晶體結構來看，其滑移系數總數為 3 個，滑移距離更小，能有效阻礙位錯滑移，使修復試樣的強度提高，塑性降低。HT890 修復區存在長棒形狀的α相晶粒，長寬比較大的α晶粒阻礙位錯的能力較弱，不利于拉伸,而 HT930 因退火溫度升高，α晶粒繼續生長互相截斷，生成短棒狀α晶粒，使α晶粒長寬比減小，組織更為均勻，因此使試件變形更加協調，有更高的塑性[13]，使 HT930 獲得了延伸率與強度的良好組合。α晶粒生長及被截斷示意圖如圖 7 所示。
3.2 不同退火處理后試樣的全場應變分析
通過對 DIC 全場應變試驗結果分析，試樣均斷在修復區，說明激光沉積修復 TA15鈦合金的修復區力學性能要弱于基材區和熱影響區。這是因為修復區占整個試件的 50%，占比較大，在拉伸試驗中激光修復區β轉變組織中的α/β界面容易產生空洞，在低應變作用下就可以擴展至臨界尺寸，導致修復區強度低于基材區強度并斷裂在修復區[13]，因此對于非均質材料的試樣來說應變一般會集中在力學性能較弱的區域并導致該區域斷裂。對比不同退火處理，HT840 試樣和 HT930試樣經退火處理后的力學性能分較于 HT800 試樣和 HT890 試樣都有明顯提升，并且從DIC記錄拉伸過程中可以說明激光沉積修復TA15鈦合金的力學性能由修復區的力學性能決定。
4、 結論
文章研究了經不同退火處理后的激光沉積修復TA15鈦合金顯微組織和力學性能，結果表明：
1）經不同退火處理后試件的基材區組織結構均為α相與β相的雙態組織，熱影響區表現為為較復雜的異質結構，激光修復區為網籃組織，宏觀上表現為貫穿多個沉積層的β柱狀晶組織。
2）對比經不同退火處理后的試樣力學性能，HT930 試樣較比其他熱處理后的試樣在保證具有較高的強度同時又有良好的塑性，其抗拉強度為 971 MPa，延伸率為 8.4%。
3）通過 DIC 全場應變分析得到激光沉積修復 TA15鈦合金的力學性能取決于激光修復區，其貢獻了塑性變形中的大部分應變。異質結構中，應變往往會集中在較弱的區域，并在該區域斷裂。
4）不同退火處理后的試樣在力學性能上均表現出了塑性低、強度高的特點。
不同退火處理對激光沉積修復 TA15鈦合金的斷裂機制無明顯影響，均為韌性斷裂，HT930 試樣的韌窩明顯變大變深。
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