王永剛

(永城職業(yè)學院 機電工程系，河南 永城 476600)

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Ti-6Al-4V合金表面激光熔覆涂層組織和性能

王永剛

(永城職業(yè)學院 機電工程系，河南 永城 476600)

摘要：Ti-6Al-4V合金的力學性能好，得到了廣泛應用.在表面激光熔覆金屬-陶瓷復合涂層是改善鈦合金性能的重要方式，利用XRD、SEM和EDS等分析手段對NiCrBSi+5wt%BN熔覆層的微觀組織進行分析.

關鍵詞：Ti-6Al-4V合金；激光熔覆；微觀組織

合金激光熔覆實驗不僅具有較高的理論價值，而且有很大的實用價值.本文主要介紹在Ti-6Al-4V合金表面激光熔覆NiCrBSi+5wt%BN涂層，并通過X-射線衍射儀(X-ray diffraction,XRD)、能譜儀(energy dispersive spectroscopy,EDS)、掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)分析熔覆層的組織和成分，并分析其強化機制和能有效改善鈦合金的表面耐磨性的原因.總結了相應析出物的成分和微觀特征，以便為今后的研究提供有益的指導.

1激光熔覆實驗

實驗用基底材料為國產Ti-6Al-4V合金, 原始棒材在780 ℃保溫1 h后爐冷退火.鈦合金基底材料用線切割機切割為φ20×30 mm的圓片試樣.試樣待熔覆表面經(jīng)磨削加工，粗糙度為Ra=3.2 μm.預置粉末前用金相砂紙打磨以去除表面氧化膜，并用丙酮清洗.實驗用的預涂材料采用NiCrBSi+5wt%BN復合粉末.NiCrBSi粉末的粒度范圍為50～80 μm，熔點為1 100 ℃.BN粉末的粒度范圍為10～30 μm，熔點為3 000 ℃.在實驗中原位反應的Ti來自于Ti-6Al-4V，而為了減緩Ti和BN的反應程度，采用添加NiCrBSi自熔合金的方法，以獲得質量較好的復合涂層[1].

將配好的預涂粉末NiCrBSi+5wt%BN在滾筒式混粉機中進行混粉10 h，然后與調好的有機黏合劑(聚乙烯醇)混成膏劑，均勻涂在試樣表面，涂層厚度控制在0.8 mm左右，并在90℃下烘干2 h[1].激光實驗采用1.5 kW的JGC60型CO2固體激光器，選定激光熔覆工藝參數(shù)為：激光器功率為750 W，光斑直徑3 mm，掃描速度為5 mm/s.本次熔覆實驗是在空氣中進行，不用氬(Ar)氣吹掃保護[2].激光器固定不動，預涂過的工件以一定的速度向一個方向運動.

實驗在預置粉末層厚度δ=0.8 mm 的條件下，考察了激光熔覆工藝參數(shù)對Ti-6Al-4V合金表面NiCrBSi+5wt%BN熔覆層宏觀質量及熔覆材料不同比例混合的影響.在進行激光熔覆實驗時，首先探索了激光功率P=750 W，激光光斑直徑D=3 mm的條件下，以獲得連續(xù)、均勻的熔覆層所需要的掃描速度.

當掃描速度為V=5 mm/s時.可獲得連續(xù)、均勻的熔覆層.從上述實驗結果可以看出，在激光光斑直徑和激光功率一定時，掃描速度的大小，決定了熔覆材料和基底材料的加熱溫度[2].當激光掃描速度較快時，由于單位時間內，單位面積上激光輸出的能量較少，不足以使熔覆材料熔化，或熔覆材料雖然發(fā)生了熔化，但由于表面張力較大，冷卻時呈聚集收縮狀態(tài)，不能形成連續(xù)均勻的涂層.只有當激光掃描速度足以使熔覆材料和基底材料表層均發(fā)生熔化時，熔覆材料才能在基底材料表面鋪展，獲得連續(xù)、均勻且易與冶金結合的熔覆層[3].

2Ti-6Al-4V合金表面激光熔覆涂層組織分析

2.1激光熔覆涂層的微觀組織

通過SEM對涂層的橫截面進行觀察(見圖1).在最佳工藝參數(shù)下得到的涂層厚度大約為0.2 mm.靠近鈦合金基底處，熔覆的粉末熔化完全，形成涂層比較致密；涂層表面處，熱噴涂的粉末熔化不完全，組織呈現(xiàn)顆粒狀態(tài)，顆粒之間具有孔隙，結合強度較弱，容易脫落；涂層與鈦合金基底的界面清晰、平滑，無大的裂紋和氣孔，未發(fā)現(xiàn)不明夾雜物.

圖1　涂層的截面形貌

圖2　涂層微觀組織低倍SEM圖像

圖2為低倍掃描電鏡下的涂層微觀組織SEM圖像.基體和熔覆層有一個明顯的分界面，涂層和基底的結合狀態(tài)良好，呈現(xiàn)一定的冶金結合狀態(tài)，界面結合強度很高.涂層的微觀組織中，熔覆層是在基體中均勻嵌著許多大、小塊狀的顆粒物及枝狀物，Ti-6Al-4V合金與鎳基體的界面浸潤良好.本實驗所用掃描電鏡為日本日立公司S-570型、S-3000n型和S-4700型掃描電鏡.熔覆層的組織是在Ni合金的基體上彌散分布著三種增強相：六邊形或四邊形的顆粒、呈枝狀和晶須狀，根據(jù)X射線衍射分析結果，可以確定塊狀小顆粒相為TiN，大顆粒為NiTi，呈枝狀和晶須狀為TiB2.基體組織以γ-Ni為主.由于激光熔覆是一個快速加熱并快速冷卻的過程，造成Ti、Cr、Si、Fe、Al等元素來不及析出和偏聚，而固溶到γ-Ni基體里，形成過飽和固溶體.

2.2激光熔覆涂層XRD分析及EDS分析

利用XRD對質量良好的涂層進行相分析.根據(jù)JCPDS卡片，對衍射譜進行標定時發(fā)現(xiàn)許多峰強重疊，經(jīng)過認真仔細的成分分析和比較，可分辨出的組成相有Ni、Ni3B、CrB、Cr23C6、Cr7C2.

經(jīng)過標定發(fā)現(xiàn)熔覆層中主要存在有γ-Ni、TiB2、NiTi化合物和氮化物TiN.經(jīng)與原始粉末的XRD射線譜進行比較發(fā)現(xiàn)，粉末中許多相的峰強消失或是下降了.這一方面是由于快速凝固過程造成固溶擴展，另一方面是涂層凝固過程的熱收縮引起拉伸應變畸變造成的.在所發(fā)現(xiàn)的相中，TiB2、TiN、NiTi的含量上升導致它們的峰強升高，由于熔覆層與基體發(fā)生了冶金結合，基體中的鈦滲入熔覆層中與原材料中的B、N發(fā)生化學反應生成TiB2、TiN，它們在熔覆層中起到原位加強相的加強作用，提高熔覆層的硬度和耐磨性.

通過研究高倍掃描電鏡下的涂層微觀組織SEM圖像，反應區(qū)由六邊形或是四邊形顆粒狀鈦的氮化物和枝狀及長條狀須狀鈦的硼化物組成.對這三相化學成分的能譜分析測不出輕元素B，而X-射線分析結果表明，熔覆層中含Ti化合物主要有TiN、TiB2.可以確定塊狀小顆粒相為TiN，塊狀大顆粒為NiTi，呈枝狀和晶須狀形態(tài)的為TiB2.

為進一步確認熔覆層各組成相，對各相進行能譜分析，如圖3所示，白色顆粒中鈦和鎳及氮的含量較多，由于白色顆粒比較小，所以鎳的原子百分比超過了10wt%，此相是在鎳基上的TiN.

激光熔覆時極高的冷卻速度容易產生固溶度較平衡狀態(tài)下高得多的擴展固溶體，同時，這些擴展固溶體是不穩(wěn)定的，在后期的余熱影響中可能析出一些過飽和元素形成細微彌散相.通過以上分析可知涂層主要含有γ-Ni、NiTi 、TiN和TiB2相.涂層是以γ-Ni為基體，TiN、NiTi、TiB2為增強相的復合涂層.

3原位反應機理及熱力學分析

BN的分解溫度為3 300 K，純鈦的熔點為1 970 K，當激光照射材料而形成熔池時，溫度遠在2 000 K以上.由于激光束導致涂層表面溫度很高，涂層元素和基底元素的完全蒸發(fā)可出現(xiàn)氣孔.由于BN的低擴散系數(shù)導致高絕緣性，因此BN涂層對激光束有15%的吸收率.一般表面溫度為2 700～4 500 ℃，低于鈦硼化物及鈦氮化物的熔點.激光熔覆過程中，基體中的鈦元素大量進入熔池中，在高溫下BN熔解分離成硼原子和氮原子，這些原子在熔融鈦中擴散，與鈦發(fā)生化學反應，其中TiB2細微形貌有利于氮的擴散.在液體Ti和固體BN界面接觸面發(fā)生化學反應，生成TiB2和TiN.在激光輻照加熱的過程中鈦合金基體表層將發(fā)生熔化，通過對流和擴散作用與熔覆材料相互混合.增強相的形成是通過如下反應實現(xiàn)的[4]：

3Ti+BN=TiN+2TiB2，

由此可知，鈦的硼化物比氮化物增量多.TiB2、TiN熔點分別為3 225 ℃、3 600 ℃.通過熔點比較，可知激光熔覆區(qū)鈦的氮化物先于鈦的硼化物形成.通過吉布斯自由能可以解釋鈦的氮化物及硼化物組成配比.TiN、TiB2和BN三種物質的生成自由能分別為-307.6 kJ/mol、-288.4 kJ/mol和-113.7 kJ/mol，可見TiN、TiB2的生成自由能遠低于BN，所以反應在熱力學上是可行的.熔覆過程中， BN分子獲得能量，以致分解成 B、N原子或各種離子，為 TiN、TiB2的生成提供動力學支持.TiN由于生成自由能最低，故應該首先生成.但由于N與 Ti形成化合物后，更使 B原子富裕.B原子的出路不外乎替代 N原子形成 TiB2.

在激光熔覆過程中，熔覆材料BN首先熔化.鈦是典型的負電性元素，與熔覆材料中的非金屬元素氮具有極大的親和力，故熔覆層中氮和鈦反應生成氮化鈦.由于氮化鈦的結構，反應生成的TiN形成后將不斷吸收周圍的Ti、N原子而長大，而周圍區(qū)域的N是有限的，集中在一定區(qū)域.同時向周圍排出B原子，隨著TiN晶體的不斷反應長大，其周圍將貧N富B，熔池中游離的B和Ti便結合形成晶核TiB2，余下元素固溶到鈦中形成了固溶體，由于激光熔覆冷卻速度較快，冷卻時在鈦中析出細微相.由于此反應的生成焓很高，Gibbs自由能為負值，所以該反應為放熱反應，反應能夠自發(fā)進行.同時，反應中放出的大量熱會進一步加快反應的進行.這樣，在涂層中生成了大量的TiN和TiB2增強相.由于TiN的熔點(3 600 ℃)比TiB2的熔點(3 225 ℃)高[5]，TiN優(yōu)先形核長大，而TiB2以TiN為核側向生長，最后形成TiB2包裹TiN的形態(tài).密排六方結構的TiB2與結晶相雖具有不同的晶體結構，但兩者密排面上的原子排列方式相近，原子間距相近，也能有效促進非均質形核.總之，激光熔覆原位生成的細小彌散析出相有利于快速凝固中的非均質形核，顯著細化表層組織.

4激光熔覆層的硬度及強化機制

由于涂層中存在大量的高硬度增強相，使得其硬度比原來的鎳基合金還高.涂層的顯微維氏硬度表明，涂層的平均硬度達到1 300 HV左右，鈦合金基體的平均硬度為340 HV，在界面處硬度發(fā)生陡降.由數(shù)據(jù)比較可以看出，激光涂層的硬度比鈦合金基體高出很多，約為鈦合金的4倍.

在激光熔覆過程中，TiB2、TiN、NiTi顆粒全部溶解在Ti液相中，在隨后冷卻過程中以樹枝晶形式析出，形成網(wǎng)絡狀結構，構成了承載的骨架.而Ti相填充在TiN樹枝晶間隙中，起到連接和傳遞載荷的作用.由于TiN硬度較高，而其周圍的基體相較軟，形成軟基體上彌散分布細小硬質點的彌散強化效果.這些強化因素的綜合作用使鎳基復合涂層的硬度比鈦合金提高很多，相應地提高了其表面的耐磨性.

5結語

用NiCrBSi+5wt%BN合金粉末在Ti-6Al-4V上進行激光熔覆涂層.在無保護氣的情況下，采用較低的激光功率，能得到無裂紋和氣孔且與基體間為冶金結合的涂層.激光涂層是含有γ-Ni、TiB2、TiN、NiTi等相的多元組織[5].復合涂層的基體以過飽和固溶多種元素的γ-Ni為主，復合涂層的增強相是原位反應產生的高硬度TiB2和TiN、NiTi.激光熔覆產生固溶強化和細晶強化效應，加上高硬度的增強相，使得鎳基復合涂層的硬度比鈦合金提高很多，是鈦合金基體的4倍，相應地提高了表面的耐磨性[4].

參考文獻

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Microstructure and Properties of Ti-6Al-4V Alloy Laser Cladding Coating

WANG Yonggang

(Department of Mechanical and Electrical Engineering, YongCheng Vocational College， Yongcheng 476600， China)

Abstract:Ti-6Al-4V alloy has good mechanical properties and is widely used.Microstructure of the NiCrBSi and NiCrBSi+5wt%BN cladding layers was characterized by XRD, SEM and EDS. The microhardness of the cladding layers was measured by micro-sclerometer and the parameters were optimized.

Key words:Ti-6Al-4V alloy; laser cladding; microstructure

收稿日期：2016-01-30

作者簡介：王永剛(1983—)，男，河南柘城人，永城職業(yè)學院機電工程系講師.

doi：10.3969/j.issn.1007-0834.2016.02.009

中圖分類號：TG178

文獻標志碼：A

文章編號：1007-0834(2016)02-0036-03