IPC分类号：
C22C14/00 | B22F10/25 | B22F10/366 | B22F10/38 | B33Y10/00 | B33Y70/00 | B33Y80/00 | C22C1/04
国民经济行业分类号：
C3516 | C4330 | C4320 | C4090 | C3493 | C3240 | C3140
当前申请(专利权)人地址：
710072 陕西省西安市碑林区友谊西路127号 (陕西,西安,碑林区)
工商统一社会信用代码：
12100000435231705W
发明人：
王猛 | 王亚光 | 谭雅松 | 王前 | 咸舒凡 | 李雪萍 | 林鑫
摘要：
本发明公开了一种Ti60‑Ti2AlNb梯度钛合金及其增材制造方法，属于增材制造技术领域。该发明通过在Ti60‑Ti2AlNb梯度钛合金中加入成分范围为Ti‑(15.8‑19.5)Al‑(33.6‑46.0)Nb(at％)的过渡层，能够在降低合金中Al当量抑制α2相析出的同时，促进O相析出，得到具有良好力学性能的Ti60‑Ti2AlNb梯度钛合金。
技术问题语段：
Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金在增材制造过程中，连接部位容易析出有害相，导致性能下降。
技术功效语段：
本发明提供了一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金及其增材制造方法，通过优化成分和组织结构，提高了合金的力学性能。
权利要求：
1.一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，其特征在于，从一侧到另一侧，包括依次连接的Ti60部分、Ti-Al-Nb部分和Ti2AlNb部分；
所述Ti-Al-Nb部分中Al原子的摩尔百分数为15.8-19.5％，Nb原子的摩尔百分数为33.6-46.0％，余量为Ti；
所述Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金通过激光定向能量沉积获得。
2.一种权利要求1所述Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤1，将Ti60粉末、Nb和Ti2AlNb的预混粉末，以及Ti2AlNb粉末分别置于送粉桶中；
步骤2，充入保护气体后，Ti60粉末通过激光定向能量沉积Ti60部分，Nb和Ti2AlNb的预混粉末通过激光定向能量沉积Ti-Al-Nb部分，Ti2AlNb粉末通过激光定向能量沉积Ti2AlNb部分，获得成形件；
步骤3，将成形件冷却。
3.根据权利要求2所述的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，步骤1中，所述Ti60粉末、Nb和Ti2AlNb的预混粉末，以及Ti2AlNb粉末均经过烘干处理。
4.根据权利要求2所述的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，步骤1中，Nb和Ti2AlNb的预混粉末中，Nb粉末质量占比为18％-40％。
5.根据权利要求2所述的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，步骤1中，烘干温度为100～150℃，烘干时间为60～180min。
6.根据权利要求2所述的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，步骤1中，所有类型的粉末粒径为53μm～153μm。
7.根据权利要求2所述的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，步骤2中，Ti60部分沉积时：激光功率为2600-2800W、激光扫描速度为8-10mm/s、送粉速率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.7mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
8.根据权利要求2所述的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，步骤2中，Ti2AlNb部分和Ti-Al-Nb部分沉积时，激光功率为3000-3200W、激光扫描速度为13-14mm/s、送粉率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.5mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
9.根据权利要求2所述的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，其特征在于，步骤3后，对成形件进行退火处理。
技术领域：
[0001]本发明属于增材制造领域，具体涉及一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金及其增材制造方法。
背景技术：
[0002]航空发动机内不同部位的服役条件存在较大差异，因此对发动机不同部位的性能要求也不同：叶片强调具有高屈服强度和低裂纹扩展速率，轮盘强调具有高的高温蠕变抗力和损伤容限性能，梯度材料通过特定过渡方式将两种或多种材料连接成形，能够满足同一构件不同部分的性能要求，在制备整体叶盘时，在轮盘部位使用密度小的Ti60合金，在叶片部位使用高工作温度的Ti2AlNb合金，两种材料之间通过梯度成分逐渐过渡实现梯度钛合金整体叶盘制造，可以实现轻量化设计，从而提高航空发动机的推重比。
[0003]作为一种典型的金属增材制造技术，激光定向能量沉积具有快速成形、逐层制造、高成形自由度等特点，易于满足梯度合金的成分梯度、组织梯度的控制要求，成形如图1所示的梯度钛合金。然而研究中发现，在Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的激光定向能量沉积过程中，不同成分合金之间的混合区中往往析出导致性能恶化的金属间化合物相，如α2相，导致连接部位成为性能薄弱区，这使得梯度合金的性能大幅下降，严重阻碍了梯度钛合金的实际应用。
[0004]中国发明专利CN 107138924 A公开了一种双金属双性能钛合金整体叶盘制造方法。该方法以等温锻造Ti60合金叶盘为基体，采用电子束熔丝沉积增材方法在基体上直接沉积Ti2AlNb合金，在叶片毛坯制作好之后进行整体的热处理，实现整体叶盘的快速成形。但该方法并未考虑到两合金连接部位的应力集中、成分剧烈变化而导致的有害相析出等问题，且整体叶盘的成形精度较低，仍需要进行大量的后加工。
[0005]中国发明专利CN 111570795 A公开了一种制备Ti2AlNb/Ti60双合金盘的方法。该方法采用粉-固热等静压扩散连接+等温锻造工艺制备双合金盘，可有效抑制双合金结合面缺陷，解决了Ti2AlNb合金可焊性差的技术难题。但Ti2AlNb粉末和Ti60合金在高温条件下长时间的热等静压，在两合金的连接部位元素相互扩散形成过渡区，仍有可能会析出有害相，且该方法的成形效率较低，难以实现整体叶盘的快速成形。
[0006]中国发明专利CN 113145851 A公开了一种钛铝基双合金叶盘的制备方法，该专利提出一种粉末冶金+粉末直接锻造成形+烧结的工艺路线。该方法首先在高温高压下成形Ti60叶轮，通过模具上的Ti2AlNb箔带在叶轮和叶盘部位形成初步的过渡组织，随后在高温高压下利用金属粉末良好的流动性实现固态的Ti60叶轮和半固态的Ti2AlNb叶盘的连接。该方法避免了成形后的加工和焊接，但得到的双合金叶盘在叶轮和叶盘的结合部位的抗拉强度为500MPa，延伸率为2.3％。
[0007]因此，目前亟需找到一种能够有效抑制Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金过渡区硬脆相析出的成分、组织及性能调控方法。
发明内容：
[0008]本发明的目的在于克服上述现有技术的缺点，提供一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金及其增材制造方法，以解决现有技术中Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金力学性能较差等问题。
[0009]为达到上述目的，本发明采用以下技术方案予以实现：
[0010]一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，从一侧到另一侧，包括依次连接的Ti60部分、Ti-Al-Nb部分和Ti2AlNb部分；
[0011]所述Ti-Al-Nb部分中Al原子的摩尔百分数为15.8-19.5％，Nb原子的摩尔百分数为33.6-46.0％，余量为Ti；
[0012]所述Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金通过激光定向能量沉积获得。
[0013]一种上述Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，包括以下步骤：
[0014]步骤1，将Ti60粉末、Nb和Ti2AlNb的预混粉末，以及Ti2AlNb粉末分别置于送粉桶中；
[0015]步骤2，充入保护气体后，Ti60粉末通过激光定向能量沉积Ti60部分，Nb和Ti2AlNb的预混粉末通过激光定向能量沉积Ti-Al-Nb部分，Ti2AlNb粉末通过激光定向能量沉积Ti2AlNb部分，获得成形件；
[0016]步骤3，将成形件冷却。
[0017]本发明的进一步改进在于：
[0018]优选的，步骤1中，所述Ti60粉末、Nb和Ti2AlNb的预混粉末，以及Ti2AlNb粉末均经过烘干处理。
[0019]优选的，步骤1中，Nb和Ti2AlNb的预混粉末中，Nb粉末质量占比为18％-40％。
[0020]优选的，步骤1中，烘干温度为100～150℃，烘干时间为60～180min。
[0021]优选的，步骤1中，所有类型的粉末粒径为53μm～153μm。
[0022]优选的，步骤2中，Ti60部分沉积时：激光功率为2600-2800W、激光扫描速度为8-10mm/s、送粉速率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.7mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
[0023]优选的，步骤2中，Ti2AlNb部分和Ti-Al-Nb部分沉积时，激光功率为3000-3200W、激光扫描速度为13-14mm/s、送粉率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.5mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
[0024]优选的，步骤3后，对成形件进行退火处理。
[0025]与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
[0026]本发明公开了一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，该梯度钛合金在Ti60和Ti2AlNb合金之间添加成分范围为Ti-(15.8-19.5)Al-(33.6-46.0)Nb(at％)的过渡层，能够在降低合金中Al当量抑制α2相析出的同时，促进O相析出，得到具有良好力学性能的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金。
[0027]更为具体的分析，本发明向梯度钛合金过渡区中加入合金化元素Nb，调控合金的相析出和显微组织，进而影响过渡区的力学性能。相较于Ti60与Ti2AlNb直接连接，成功去除了梯度钛合金中以α2相析出为主的危险成分区，压缩了过渡区中危险部分的宽度，提高了梯度钛合金整体的力学性能。而相较于传统的线性连接方式(即过渡区中以两种合金中的某一种合金成分连续变化，例如Ti60、80％Ti60+20％Ti2AlNb、60％Ti60+40％Ti2AlNb、40％Ti60+60％Ti2AlNb、20％Ti60+80％Ti2AlNb、Ti2AlNb)，可以更为精准地调控过渡区中硬脆相/强化相的析出。
[0028]本发明还公开了一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的增材制造方法，该方法通过激光定向能量沉积技术可以灵活准确调节过渡区成分的优势，严格控制过渡区成分变化，使过渡区得到较为理想的相组成，相较于采用焊接、粉末冶金、锻造等方法成形Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，本方法在操作上更加简单和灵活，所需的后加工更少，得到的梯度钛合金力学性能较好。
具体实施方式：
[0039]本发明提出了一种Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金及其相应的增材制造方法，在激光定向能量沉积Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金过程中，存在熔池内对流和元素扩散，使过渡区成分介于Ti60和Ti2AlNb之间，过渡区中析出相以α、β/B2、α2和O相为主，其中β/B2为基体相，α2相为密排六方结构，可滑动的滑移系较少，是该部分析出的主要脆硬相，O相为有序正交结构，塑性优于α2相，是该部分的主要强化相，因此想要改善过渡区的力学性能，可以通过优化过渡区中α2相和O相所占比例，其中α2相的析出与α稳定元素Al含量相关，根据Rosenberg公式([Al]eq＝[Al]+[Zr]/6+[Sn]/3+10[O]+[Ga]/2)，其中[Al]、[Zr]、[Sn]、[O]和[Ga]分别代表Al元素、Zr元素、Sn元素、O元素和Ga元素的质量分数，当Al当量小于9wt％时，才能抑制α2相在合金中析出，而过渡区中O相的析出主要与β相稳定元素有关，通过向过渡区中加入β相稳定元素，如Nb、Mo、V等元素，能够在降低合金中Al当量抑制α2相析出的同时，促进O相析出，得到具有良好力学性能的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金。
[0040]由Thermo-Calc计算得到的Ti-15Al-xNb和Ti-17Al-xNb伪二元相图可知(图2)，该过渡层成分在平衡凝固条件下，最终将进入O+B2双相区，研究表明，O+B2双相Ti-Al-Nb合金具有良好的高温力学性能，从图中可以看出，随着合金中Nb元素含量的增加，O相析出增多。但在增材制造过程中，由于合金的冷速极快，且Nb元素作为β稳定元素，增加B2相的稳定性，使O相难以析出，容易得到B2单相合金，使得该种合金的综合力学性能较差，实验过程中发现，当Ti2AlNb+Nb粉末中占Nb粉末质量占比超过40％，即过渡层中Nb元素含量超过46at％，最终将得到B2单相合金；在直接连接和线性过渡Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金试样拉伸过程中，试样总是在α2相大量析出的位置断裂，直接连接梯度钛合金在沉积过程中的反复重熔和熔池内部的马兰戈尼对流的作用下形成的过渡区成分范围为Ti-(16.6-19.2)Al-(14.0-19.3)Nb(at％)，在该成分范围内，α2相大量析出，最终导致梯度钛合金在此处断裂，在线性过渡梯度钛合金的过渡区内同样存在该成分区，本发明通过在Ti60和Ti2AlNb合金之间引入Ti2AlNb+Nb过渡层，成功将Ti60与过渡层和Ti2AlNb与过渡层之间混合区域中的Al元素含量降低到19at％以下，Nb元素含量提高到20at％以上，避开了以α2相析出为主的危险成分区，实验过程中发现，当Ti2AlNb+Nb粉末中占Nb粉末质量占比达到18％以上，即可达到该目的。
[0041]钛合金及其相应的增材制造制备方法。其核心是在Ti60和Ti2AlNb合金之间添加成分范围为Ti-(15.8-19.5)Al-(33.6-46)Nb(at％)的过渡层，以形成如图2所示的成分过渡，从而抑制硬脆α2相的析出、促进强化O相析出，得到力学性能较好的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金。
[0042]上述梯度合金材料的增材制造实现方法包括以下步骤：
[0043]步骤1，制备Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金各部分所需粉末。
[0044]梯度钛合金中Ti60、Ti2AlNb部分和过渡层粉末优选粒径在30-200μm，其中Ti60、Ti2AlNb部分采用通过对应预合金制备的粉末，过渡层粉末可以使用预合金粉末，或者采用预混粉的方式获得特定比例的混合粉末，亦或者采用多路送粉的方式原位混合获得成分为Ti-(15.8-19.5)Al-(33.6-46)Nb(at％)的合金粉末；所有粉末在成形前需进行烘干处理，以去除粉末中的水分提高其流动性，进一步提升成形质量，所述烘干温度为100～150℃，所述烘干时间为60～180min。
[0045]优选的，Ti60粉末、Ti2AlNb粉末和过渡层粉末可以由气雾化法、旋转电极法等方法制备；若要大批量生产Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，可以通过预合金化制得过渡区成分的合金棒料，再进行制粉，以保证产品成分和性能的稳定性。
[0046]优选的，制备梯度的粉末为Nb和Ti2AlNb的预混粉末，干燥后处理。
[0047]步骤2，激光定向能量沉积成形Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金。
[0048]完成基板预处理、放置基板、定义坐标系、充保护气和放入粉末等操作之后，设定Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金的成形参数，在基板上依次沉积Ti60粉末、过渡层粉末和Ti2AlNb粉末。
[0049]根据不同的成形设备调整工艺参数，其中Ti60合金优选参数：激光功率为2600-2800W、激光扫描速度为8-10mm/s、送粉速率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.7mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm；Ti2AlNb合金的优选参数：激光功率为3000-3200W、激光扫描速度为13-14mm/s、送粉率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.5mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
[0050]为保证样品在成形过程中不被氧化，整个成形过程应在充满保护气体的环境中进行，基板优选为TA2合金(TA2合金是一种高强高塑的钛合金，由纯度高达99.5％以上的钛组成)，以保证基板与试样能够实现紧密的冶金结合且不会影响Ti60的元素组成，基板的厚度优选为10mm以上，以保证在成形过程中基板不会发生翘曲，三种粉末分别放在三个不同的送粉桶中，为保证粉末能够顺利送出，优选送粉桶转盘转速为8-10r/min。
[0051]在步骤2中，如果成形大尺寸梯度钛合金，成形过程中梯度钛合金各部分的温度差异很大，在步骤2之后可对材料进行退火处理。
[0052]实施例1
[0053]本实施例中通过Nb金属粉末质量占比18％的Ti2AlNb和Nb预混粉末沉积Ti-Al-Nb，得到成分路径为Ti60→Ti2AlNb+Nb(Ti-19.5Al-33.6Nb)→Ti2AlNb的梯度钛合金，使用的成形设备为万瓦光纤激光立体成形设备，基板为TA2合金，尺寸为100*60*20(mm)，为保证粉末具有良好的流动性，实验用粉末均采用等离子旋转电极法制得，粉末颗粒尺寸在53μm～153μm之间。
[0054]主要步骤如下：
[0055]步骤1，制备Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金各部分所需粉末。
[0056]本实施例中Ti60粉末、Ti2AlNb粉末和Nb粉末优选形度高、空心粉数量少和流动性好的粉末，最优选粉末粒径在53-150μm，粉末的成分如表1所示，从图4中可以看出，粉末的球形度良好；在利用行星式球磨机进行混粉时，混合时间为2h，正反转各5min交替；粉末的烘干温度为120℃，烘干时间为120min。
[0057]表1Ti60、Ti2AlNb合金粉末成分
[0058]
[0059]步骤2，确定梯度钛合金的成形参数
[0060]梯度钛合金Ti60部分的激光功率为2800W、激光扫描速度为10mm/s、送粉速率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.7mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm，Ti2AlNb部分的激光功率为3200W、激光扫描速度为14mm/s、送粉率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.5mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm，在成形过渡部分时采用Ti2AlNb合金的成形参数。
[0061]步骤3，成形Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金
[0062](1)基板预处理
[0063]用砂纸将TA2基板表面氧化层打磨干净，并用丙酮清洗以去除油污，排除氧化膜和油污对成形试样的影响
[0064](2)放置基板，定义坐标系
[0065]节激光器与基板之间的距离，定激光原点，规划激光扫描路径，本实施例中，相邻层间的激光扫描方向偏转90°，如图5所示。
[0066](3)放入粉末，设定成形参数
[0067]将Ti60、Ti2AlNb+Nb、Ti2AlNb粉末分别放入1号、2号和3号送粉桶，并设置成形参数。
[0068](4)充入保护气
[0069]给成形室内充入纯度为99.99％的高纯氩气作为保护气，当工作室中的氧含量低于1000ppm开始工作。
[0070](5)成形开始
[0071]依次成形Ti60部分、过渡区部分和Ti2AlNb部分，整个成形过程应时刻关注激光器与试样表面之间的距离并及时调整以保证能够成形顺利，切换粉末时应关闭激光，避免已沉积部分被重熔。
[0072](6)成形结束
[0073]成形结束之后，让试样在充满氩气的成形室中自然冷却，待冷却到室温后取出，得到Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，如图6所示，从图中可以看出，在合金连接的位置没有出现裂纹，梯度合金各部分结合良好，试样整体尺寸为32*9.2*67.3(mm)。
[0074]本实施例中得到的Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金过渡区的成分变化曲线如图7所示，各部分的显微组织如图8所示，通过添加高Nb含量过渡层，减少了过渡区中α2相的体积分数。从图9中可以看出，通过该实施例制备出的样品抗拉强度为1043MPa，延伸率为6.43％，相较于抗拉强度为917MPa、延伸率为2.00％的直接连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金和抗拉强度为992MPa、延伸率为2.25％的线性连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，强度和塑性均得到提升。
[0075]表2梯度钛合金的拉伸性能测试数据
[0076]
[0077]实施例2
[0078]本实施例中，过渡层混合粉末中，Nb金属粉末质量占比为24％，成分路径为Ti60→Ti2AlNb+Nb(Ti-18.6Al-36.7Nb)→Ti2AlNb，所有的粉末在140℃下烘干80min。
[0079]梯度钛合金Ti60沉积时的激光功率为2600W、激光扫描速度为9mm/s、送粉速率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.7mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
[0080]Ti2AlNb部分沉积时的激光功率为3000W、激光扫描速度为13mm/s、送粉率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.5mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm，在成形过渡部分时采用Ti2AlNb合金的成形参数。
[0081]最终得到的梯度钛合金的抗拉强度为1006MPa，屈服强度为935MPa，延伸率为3.50％，相较于抗拉强度为917MPa、延伸率为2.00％的直接连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金和抗拉强度为992MPa、延伸率为2.25％的线性连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，强度和塑性均得到提升。
[0082]表3梯度钛合金的拉伸性能测试数据
[0083]
[0084]实施例3
[0085]本实施例中，过渡层混合粉末中，Nb金属粉末质量占比为30％，成分路径为Ti60→Ti2AlNb+Nb(Ti-16.7Al-40.1Nb)→Ti2AlNb，所有的粉末在140℃下烘干80min。
[0086]梯度钛合金Ti60沉积时的激光功率为2700W、激光扫描速度为9mm/s、送粉速率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.7mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
[0087]Ti2AlNb部分沉积时的激光功率为3100W、激光扫描速度为13mm/s、送粉率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.5mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm，在成形过渡部分时采用Ti2AlNb合金的成形参数。
[0088]最终得到的梯度钛合金的抗拉强度为929MPa，屈服强度为905MPa，延伸率为2.53％，相较于抗拉强度为917MPa、延伸率为2.00％的直接连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，强度和塑性均得到提升，相较于抗拉强度为992MPa、延伸率为2.25％的线性连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，在略微降低强度的情况下，有效提升了梯度材料塑性。
[0089]表4梯度钛合金的拉伸性能测试数据
[0090]
[0091]实施例4
[0092]本实施例中，过渡层混合粉末中，Nb金属粉末质量占比为40％，成分路径为Ti60→Ti2AlNb+Nb(Ti-15.8Al-46Nb)→Ti2AlNb，所有的粉末在140℃下烘干80min。
[0093]梯度钛合金Ti60沉积时的激光功率为2800W、激光扫描速度为10mm/s、送粉速率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.7mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm。
[0094]Ti2AlNb部分沉积时的激光功率为3200W、激光扫描速度为14mm/s、送粉率为10g/min、送气流量为4L/min、喷嘴每层抬升高度为0.5mm，相邻道搭接率为50％、光斑直径为5mm，在成形过渡部分时采用Ti2AlNb合金的成形参数。
[0095]最终得到的梯度钛合金的抗拉强度为922MPa，屈服强度为763MPa，延伸率为6.22％，相较于抗拉强度为917MPa、延伸率为2.00％的直接连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，强度和塑性均得到提升，相较于抗拉强度为992MPa、延伸率为2.25％的线性连接Ti60-Ti2AlNb梯度钛合金，在轻微降低强度的条件下，大幅提升了梯度材料塑性。
[0096]表5梯度钛合金的拉伸性能测试数据
[0097]
[0098]以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内