摘要：激光沉积制造技术(LDM)是一种基于定向能量沉积(DED)成形的增材制造技术，通过同轴送粉逐层累积的方式制造近净成形零件。但零件表面质量差，还离开不开机械加工。本文研究了连续-脉冲激光复合抛光对激光沉积制造TC4钛合金零件表面粗糙度和显微组织的影响，分析了显微

激光沉积制造技术(LDM)是一种基于定向能量沉积(DED)成形的增材制造技术，通过同轴送粉逐层累积的方式制造近净成形零件。但零件表面质量差，还离开不开机械加工。本文研究了连续-脉冲激光复合抛光对激光沉积制造TC4钛合金零件表面粗糙度和显微组织的影响，分析了显微硬度、磨损性能和抗拉强度的变化。

连续激光照射到样品表面后，激光能量会熔化样品的表层材料。在表面过熔机制的作用下，LDM制备的样品表面的低频特征被削弱，重新凝固后的样品表面粗糙度显著降低，初始的低频波纹也被有效消除。由于连续激光抛光的熔池深度较大(>200μm)，熔池的存在时间较长且温度梯度较大，在熔池内部Marangoni对流作用下本该平整的熔池表面呈现弧线形，凝固后的样品表面呈现带有一定周期性的中高频波纹见图1 (a)。

图1 激光抛光原理 (a) 连续激光抛光; (b) 脉冲激光抛光

由于脉冲激光抛光的峰值功率密度远高于连续激光抛光的功率密度，照射在连续激光抛光后的样品表面时，极高的激光瞬时能量不仅会导致材料的熔化，也会在热效应的作用下产生烧蚀，这种烧蚀作用会以飞溅和气化的方式去除样品表面薄层。脉冲激光形成的熔池深度很小(

图2(a)显示了激光沉积制造(LDM)、连续激光抛光(CWLP)和连续-脉冲激光复合抛光(MLP)样品的宏观形貌。由于沉积层和表面粉末的粘附，沉积样品的表面质量粗糙。激光抛光可显著提高表面质量。激光复合抛光前后的表面比较表明，LDM样品的表面粗糙度显着降低。表1给出了原始沉积表面和抛光表面的详细表面粗糙度测量结果。Ra的采样长度为λ=2mm，Sa的采样面积为2mm × 2mm。

图2 (a) 激光抛光区宏观表面形貌；(b) LDM的表面形貌和共焦高度分布图；(c) CWLP的表面形貌和共焦高度分布图；(d) MLP表面形貌及共焦高度分布图

表1 LDM、CWLP和MLP样品的表面粗糙度(Ra，Sa)

在激光共聚焦显微镜中发现在LDM沉积态表面呈现图2(b)中的波纹形貌，可以观察到LDM表面波纹间距约0.2mm，这与LDM逐层制造的层厚相同。2(c)显示了经连续激光抛光后的材料表面，沉积态表面的沉积波纹被消除，但观察到连续激光抛光表面有裂纹样凹槽。图2(d)为MLP表面的高度形貌，从中可以观察到脉冲激光扫描产生了明显的脊状突起(见图3)，该现象产生的原因是样品表面吸收了激光能量，并在极短的时间内达到熔化温度形成小熔池，平滑材料表面沉积产生的峰谷，起到激光抛光的作用。为进一步了解裂纹样凹槽产生原因并分析影响，图3为100倍光学显微镜下连续激光抛光的表面形貌。由3可知，连续激光抛光表面呈现无明显取向的等轴状纹理，在之前的研究中该现象也多次被学者发现并研究，但对于该痕迹产生的原因各学者却持有不同意见。

图3 连续波激光抛光表面形貌

材料表面的微裂纹会导致力学性能特别是疲劳性能的显著下降，为进一步分析该痕迹产生的原因，采用了以下两种方法：图4(b)抛光平面与横截面展开图表明，材料抛光表面再结晶晶粒沿重熔层截面生长的晶粒在抛光表面与凹槽痕迹重合，且在两个截面方向上均未发现裂纹的扩展。另一方面，使用砂纸和SiO2悬浊液对激光抛光表面打磨并抛光至图4(b)中表面痕迹完全消失，在经过Kroll试剂腐蚀后，图4(e)中蚀刻出的晶粒形状与图4(c)中疑似裂纹的轮廓相同。两种结果相互佐证，可以判断该痕迹不是由激光抛光快速冷却产生的表面裂纹，而是金属凝固过程中相变与晶界移动形成的凹槽。

图4 激光抛光样品OM图像 (a) 激光抛光Ti-6Al-4V合金宏观形貌; (b) 抛光-横截界面放大图; (c) 激光抛光表面; (d) 机械抛光表面; (e) 机械抛光后Kroll试剂腐蚀表面

由于在激光沉积过程中熔池的不稳定性，沉积样品的侧表面不是均一稳定的，在熔池失稳的状态下，沉积表面会出现超过熔化层深度的表面起伏。本文采用的激光参数的熔化层约200μm，对于如图6 (a)中LDM沉积层间存在深度超过200μm的开放形应力集中缺陷，在相同的激光能量密度下，材料表面熔池深度不足，且孔隙内部的气体没有足够的时间逃逸出熔体内部，凝固后会转变为图6 (b)所示存在于亚表面的封闭气孔，虽然减轻了高应力集中问题，但气孔的出现对抛光后的部件性能仍是不利的。为保证工件表面的完整性，将激光功率提高至500W，如图6 (c)中显示，激光重熔层深度增大到400μm，不仅消除了沉积表面的起伏，也没有产生亚表面封闭气孔。结果证明通过适当的提高激光能量密度，可以增加重熔层深度并延长熔池存在的时间，提高气体逃逸出熔体的机会消除位于亚表面深处的缺陷。然而提高激光功率会增大熔池内部Marangoni 对流的强度，导致抛光表面产生更明显的周期性波纹使表面粗糙度增加。

图6 LDM样品激光抛光前后OM截面对比图。(a) 沉积态截面;(b) 300W连续激光抛光。(c) 500W连续激光抛光

从图7 (a)中可以明显观察到连续激光抛光后的样品沿表面深度方向分为三个区域，分别是连续激光重熔层，热影响区和LDM基体。其中重熔深度约200μm，连续激光抛光可以有效的降低在该尺度范围内的表面粗糙度并消除此深度的亚表面孔隙。图7 (c)为连续激光抛光后的Ti-6Al-4V样品显微硬度分布，从图中可以发现，连续激光抛光使基材区显微硬度从335Hv提升至464Hv。图6 (b)为脉冲激光抛光后样品截面图，从中可以发现产生的重熔层深度仅15μm左右。经过脉冲激光抛光后的样品显微硬度分布见图7 (d)，从中可以明显观察到脉冲激光重熔层硬度降低至428Hv，低于连续激光抛光样品重熔层，但由于脉冲激光抛光对样品表面的软化层不足10μm，对于材料整体的力学性能影响影响非常小。

图7 (a) 激光抛光样品截面; (b) LDM基材区显微组织; (c) 连续激光抛光表面显微硬度分布; (d) 激光抛光重熔区显微组织

图8中显示了不同激光抛光处理前后的Ti-6Al-4V样品磨损轨迹的截面高度曲线，LDM样品、CWLP样品和MLP样品的磨痕深度分别约25μm、22μm和18μm。这些结果表明激光抛光样品表面的耐磨性能皆优于LDM沉积样品表面，且连续-脉冲复合抛光样品的耐磨性能明显高于其他样品，根据Archard的磨损理论，摩擦性能与表面的硬度呈正比，表面硬度的提高会显著的提升材料表面的耐磨性

图8 样品磨损痕迹截面曲线及表面形貌

图9中为LDM、CWLP、MLP试样的磨损形貌，由图可见，磨损机理以疲劳剥落和塑性变形为主。在图9 (a)中磨损表面出现塑性变形和撕裂痕迹以及沿滑动方向的塑性犁沟，由于GCr15钢球的硬度(约850Hv)远高于LDM基体(约350Hv)，基体在与钢球摩擦时，承载能力较差，基体在磨损过程中发生硬化。在往复摩擦过程中，LDM基体表面产生擦伤，犁出沟槽，犁沟两侧的金属发生塑性变形，产生堆积，在随后的摩擦过程中，堆积的金属被压平，如此反复地塑性变形，导致裂纹形成并引起剥落，形成磨屑，这些磨屑会加剧磨损。随着摩擦的进行，磨损逐渐向内深入，游离产生的磨屑对接触表面犁削，使磨损表面形成宽且深的犁沟。主要表现为犁沟较深，磨损表面出现大量碎屑。与LDM和MLP样品不同的是，在图9 (b)中可以发现CWLP样品表面的犁沟较浅，出现轻微剥层现象，CWLP样品耐磨性提高的原因是CWLP样品硬度(约440Hv)高于LDM基体(约350Hv)，能够显著减轻塑性犁沟的产生，降低磨粒磨损发生的几率，磨痕较轻微，犁沟较浅。在图9 (c)中， MLP表面重熔层的硬度低于CWLP重熔层。随着摩擦深度的增加，抗剪强度较低的软层消失，在球头和硬化层之间产生碎屑。这些碎片可以起到润滑剂的作用，促进较浅深度的平衡状态。

图9 LDM、CWLP和MLP试样的磨损形貌SEM图像(a) LDM试样；(b) CWLP样本；(c) MLP样本

拉伸试样的取样位置与几何尺寸如图10 (a)所示，由于增材制造的各向异性对力学性能的影响，分别测试了样品在横向和纵向的抗拉强度。其中LDM沉积态的拉伸试样采取图10 (b)所示的双侧机械加工的方式，激光抛光的拉伸试样采用图10 (c)所示的单侧机械加工。在图10 中可以发现，激光抛光表面平整度低于机械加工表面，使得截面积的理论值高于实际，从而低估了MLP样品的抗拉强度和塑性。

图11 (a)拉伸试样的取样位置；(b)LDM基材拉伸试样；(c)MLP拉伸试样

图11显示了LDM和MLP样品在横向和纵向上的抗拉强度和伸长率。LDM试样的横向极限抗拉强度为979.9 MPa，纵向极限抗拉强度为1060.9 MPa。相比之下，MLP样品的横向抗拉强度为1082.9 MPa，纵向抗拉强度为1171.9 MPa（图11 (b)）。这表明，当将MLP样品与LDM样品进行比较时，两个方向的拉伸强度都增加了约10.5%。

图12 (a)横向试样应力-应变曲线；(b)纵向试样应力-应变曲线。

为了研究试样的断裂行为，本研究分析了MLP试样拉伸断裂处的形貌，如图12所示。拉伸强度的增加和塑性的降低可归因于表面重熔层中马氏体的形成。这种形成了试样塑性的梯度差异。网篮组织中有不同取向的α相板条，导致裂纹扩展方向发生改变。这种针状α板方向的变化导致了曲折的断裂路径。

图13 断口形貌：(a)断口宏观截面；(b) MLP表面拉伸裂纹及截面延伸；(c) LDM试样裂纹的显微组织

在图14 (a)中，抛光表面的XOY截面光学显微镜图像显示，激光抛光表面的一些晶粒穿过重熔层和热影响区，最终与LDM基板的原始晶粒连接。如图14 (c)所示，LDM样品的XOZ横截面主要由沿沉积方向生长的柱状晶体组成。在图14 (d)中LDM成形样品的显微组织主要为无明显晶界的细小网篮组织，晶粒内部主要是针状α相交错组成。样品抛光层内为针状马氏体α'相，其中同一母相晶粒内针状长轴取向呈90°垂直交错形成如图14 (e)所示的网篮状，原因是重熔层温度在低于1273K时，β相转变成亚稳态α'相，原始β相与转变后的马氏体α'相满足严格的伯格斯(Burges)晶面取向关系(0001) α//(110) β和(1120) α//(111) β，按照此关系以HCP结构堆积生长的同取向α'相会呈现明显垂直分布。

图14 激光抛光试样的微观结构：(a) XOZ截面；(b) 连续激光扫描及截面取样方式；(c) XOY截面；(d) LDM基板微观结构；(e)激光重熔层显微组织。

图15 显示了连续-脉冲激光复合抛光过程中显微组织演变和氧元素分布变化，在基材区的α相是以板条状均匀分布于初始β晶内部，连续激光抛光后，重熔区由于快速冷却产生大量马氏体α'相，面氧化层在激光熔池的搅动下分散成氧化物颗粒分布在重熔层内。脉冲激光抛光后材料表面富氧层在烧蚀作用下以飞溅物形式去除，脉冲激光重熔层的部分马氏体α'相分解为次生αs。

图15 激光抛光过程的显微组织转变及硬度增强机理

(1)通过连续-脉冲激光复合抛光工艺，将LDM样品的表面粗糙度从Sa33.79 μm降低至4.79 μm，在连续激光抛光表面出现与Ti-6Al-4V表面晶粒形状相同的晶界凹槽，但由于深度很小不会影响材料的抗拉强度，并有效的消除LDM样品表面的高应力缺陷。

(2)重熔层内α'相的形成和氧元素的均匀化导致MLP样品比LDM样品拥有更优异的性能，与LDM样品335Hv的显微硬度相比，CWLP样品表面的显微硬度提高到464Hv，提高了38.5%，MLP样品表面的显微硬度为428Hv，提高了27.8%。与LDM样品相比，MLP样品磨损深度降低了26%。连续-脉冲激光复合抛光后横向(979.9MPa增大到1082.9MPa)与纵向(1060.9MPa增大到1171.9MPa)抗拉强度均提升了10.5%。

论文原文：沈阳航空航天大学，钦兰云，肖永杰等。Multi-step laser polishing for Laser Deposition Manufacturing formed Ti-6Al-4V alloy, Journal of Laser Applications, Volume 37, Aprill 2025, 022022. https://doi.org/10.2351/7.0001728.

来自：沈航增材

长三角G60激光联盟陈长军转载

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来源：江苏激光联盟