7系铝合金以其优异的强度被广泛应用于航空航天、轨道交通等领域，但其在焊接时易产生缺陷且焊接接头力学性能下降严重。笔者通过添加Ti金属中间层，采用激光光束摆动焊接技术制备了7075铝合金接头，并对接头的显微组织和力学性能进行了系统研究。焊缝区域主要为α-Al相。Ti金属中间层在焊缝中反应生成了TiAl₃相，细小且弥散的TiAl₃相成为Al晶粒异质形核的基底，促进了晶粒细化。添加Ti中间层后，焊缝区域的组织为细小的等轴晶。添加的Ti中间层的厚度为0.03 mm时，焊缝等轴晶区晶粒的平均等效圆直径为3.34 μm，晶粒面积加权平均值为母材晶粒的1.7%，接头的平均抗拉强度最大，为（377.8±6.1）MPa，达到了母材强度的69%。添加0.02 mm厚Ti中间层时，接头断裂位置在熔合区和热影响区晶粒的晶界处；添加0.03 mm厚Ti中间层时，断裂位置在焊缝两侧的细等轴晶区；添加0.04 mm厚Ti中间层时，断裂位置在焊缝中部的Ti元素聚集区。

针对TiAl基合金激光焊接过程中出现的裂纹问题，利用扫描电镜(SEM)及电子背散射衍射(EBSD)等方法研究了TiN相对接头焊缝相变织构及晶粒细化的影响。研究结果表明：当焊缝中没有TiN相时，焊接接头成形良好且没有缺陷，焊缝组织主要为Burgers α₂相，焊缝区域的完整凝固路径为L→L＋β→β＋α→α＋γ→α₂＋γ；当焊缝中存在TiN相时，焊接接头产生了贯穿性裂纹缺陷，主要原因是TiN是一种脆硬相，在激光焊接过程中极易引发裂纹。焊缝组织主要由TiN枝晶相及non-Burgers α₂相组成，同时TiN相和α₂相之间存在一定的取向关系即{111}TiN//{0001}α2。TiN相对焊缝组织有晶粒细化作用。焊缝区域的完整凝固路径为L→TiN＋L→TiN＋β→TiN＋α＋γ→TiN＋α₂＋γ。

加工效率低、表面完整性差以及严重的刀具磨损是微细铣削TiAl金属间化合物的主要原因。提出一种激光诱导可控氧化辅助微细铣削的复合加工方法,针对纳秒脉冲激光诱导氧化TiAl金属间化合物开展研究。主要分析了不同激光参数以及辅助气体对材料氧化行为的影响规律,揭示了TiAl材料的氧化机理以及氧化层与过渡层的形成规律与特征,为后续微细铣削加工中的参数选择提供了理论依据和数据支持。研究结果表明:TiAl材料在激光辐照下发生氧化反应并生成了疏松易去除的氧化物,生成的氧化层与过渡层随着激光能量密度的增大而变得越厚;随着激光扫描速度的加快,氧化层厚度逐渐减小,而激光扫描速度对过渡层厚度的影响不显著。此外,在相同的激光参数下,富氧环境对材料的氧化效果最佳。TiAl金属间化合物在优化的激光参数(激光能量密度为8.82 J/cm ²和扫描速度为1 mm/s)和富氧环境氛围下获得的氧化效果较优,生成的氧化层与过渡层厚度分别达到了66 μm与22 μm。

为了实现TC4钛合金表面TiAl合金涂层的大面积制备及实际应用, 采用激光熔覆的方法在TC4钛基体上制备单道和搭接的TiAl合金涂层。通过表面形貌和界面特征分析了涂层的熔覆质量, 对涂层的物相组成与显微组织进行研究, 测试了熔覆层界面及搭接层之间的硬度分布。结果表明, 涂层与基体之间属于冶金结合, 涂层内部没有裂纹和孔隙等缺陷, 涂层中Ti/Al主要以TiAl(γ)、Ti3Al(α2)以及与微量元素的化合物形式存在, 涂层主要由双态组织和片层组织组成, 测试得到单道熔覆涂层和搭接涂层平均硬度是基体的1.44倍以上, 多道搭接涂层的组织分布相比单道涂层更加均匀; 涂层可进行大范围的多道搭接熔覆, 证明了TiAl涂层对TC4基体表面改性方法可行性。该研究对于实现涂层的实际应用具有重要意义。

将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金粉和铌粉进行机械混合,然后采用激光增材制造工艺成功制备出γ-TiAl合金样品,研究了激光功率、扫描速率和送粉量对沉积成形的影响规律,分析了沉积层的显微组织、相组成、断口形貌及沉积层的硬度分布。研究结果表明:随着激光功率增大,沉积层宽和层高均增大;随着扫描速率增大,沉积层宽和层高均减小;随着送粉量增大,沉积层的宽度增大,沉积层的高度基本不变;最佳工艺参数下得到的沉积试样成形良好,无冶金缺陷存在,沉积层由大量γ相和少量α₂相组成;沿沉积试样Z方向的室温压缩屈服强度为905 MPa,抗压强度为1542 MPa,压缩率14.7%,抗拉强度为425 MPa,断后伸长率为3.3%;压缩试样和拉伸试样的断口均为准解理断口。

采用激光沉积制造(LDM)技术制备了γ-TiAl合金(Ti-48Al-2Cr-2Nb)试样, 并对不同工艺条件(激光功率和扫描速度)下试样的相组成、显微组织及显微硬度进行了分析。结果表明, 经LDM工艺制备的γ-TiAl合金显微组织特征为等轴状的初生晶粒内包含有细小层片状的γ、α2相和B2相; 扫描速度恒定, 随着激光功率的增加, 初生等轴晶晶粒尺寸逐渐增大, 晶内的α2相和B2相含量逐渐增加, γ相含量降低, 合金显微硬度逐渐增大; 激光功率恒定, 随着扫描速度的增加, 初生等轴晶晶粒尺寸逐渐减小, 晶内的α2相和B2相含量逐渐减少, γ相含量增加, 合金显微硬度逐渐增大。经综合分析认为激光功率1 200 W、扫描速度7 mm/s为最佳的γ-TiAl合金LDM工艺参数。

为研究激光冲击强化对TiAl合金组织和性能的影响, 利用波长为1 064 nm、脉宽为20 ns、单脉冲能量为0~22 J的Nd:YAG激光器对TiAl合金试件进行了实验研究。采用显微硬度计、表面粗糙度仪和扫描电镜分别测量了激光冲击强化前后的表面显微硬度、粗糙度和表面微观形貌, 利用X射线应力分析仪测量了激光冲击强化表面残余应力和晶面极性, 并分析了其高温稳定性。实验结果表明: 当单脉冲能量增加到9 J时, 表面显微硬度增加了33.4%, 粗糙度由0.042 μm增大到了0.285 μm, 表面残余压应力由20 MPa增加到了297 MPa, 表面微观形貌出现了凸凹不平, 局部纹理和层状微结构。将9 J激光冲击强化后的试件在650 ℃下保温4 h后, 残余压应力值从297 MPa降到230 MPa, 显微硬度值从377 HV0.2降到345 HV0.2, (002)晶面取向有向中心移回的趋势。得到的数据显示, 激光冲击强化能够极大地改善TiAl合金的组织和性能, 且具有一定的高温稳定性。

研究了激光冲击强化前后TiAl合金显微硬度的分布变化情况，利用波长为1064 nm、脉宽为14 ns，能量范围为2～6 J的Nd:YAG激光器对合金进行冲击强化。经过对表面显微硬度分布系统的研究，包括表面、断面及单光斑进行显微硬度的测试，并绘制相应的变化曲线，实验结果显示，显微硬度可以提高31.2%；同时显微硬度的峰值并不在试样表面，而是在其内部；对单点的显微硬度进行分析可以看出，单光斑的硬度分布满足高斯定理，与单光斑的能量分布测试结果一致。

主要研究航空常用材料TiAl合金激光冲击强化效果，当激光诱导产生的冲击波大于TiAl合金的动态屈服强度时，材料表面发生塑性变形，并引入大量的位错等晶体缺陷，从而达到表面强化的目的。通过调整激光冲击的次数和激光的能量等因素，得到不同工艺参数下TiAl合金的显微硬度和表面粗糙度。对其微观结构进行透射电镜观察，并与未进行冲击的试样进行对比分析，可以看出激光冲击强化可以有效地提高受冲击表面的位错密度，当位错运动受阻形成位错线的塞积，导致位错缠结；位错受到晶界的阻碍在晶界堆积，形成位错墙，位错墙与位错缠结最终导致亚晶界的形成，为后期晶粒细化做准备，通过分析激光冲击强化机制，揭示了位错密度是材料表面力学性能提高的本质。