趙欣鑫,肖華強，游川川，馮進宇,肖 易

(貴州大學 機械工程學院，貴陽 550025)

引 言

TC4(Ti6Al4V)鈦合金比重小、強度大，有很好的耐磨和耐蝕性，是目前最常用的鈦合金，主要運用在航天航空發(fā)動機壓縮機葉片、葉輪;海洋工程的耐壓殼體;火箭導彈的外殼、船艙等等，被譽為“海洋金屬”和“航天金屬”[1-4]。高溫氧化磨損和腐蝕磨損是TC4鈦合金最主要的失效形式，所以對于它的表面性能如抗腐蝕性能、抗高溫氧化性、耐磨性等要求越來越高，提升TC4合金的表面性能有很強的現(xiàn)實意義。常用的表面處理技術有等離子噴涂、電子束熔覆、微弧氧化、氣相沉積、激光熔覆等等[5-7]。其中激光熔覆是一種將粉末通過高溫激光熔化凝固在基體上的先進、高效的表面改性技術。激光熔覆的精度高、熱效應低、涂層厚且可控，有優(yōu)異的冶金結(jié)合性，還可以進行選擇性區(qū)域熔覆用于零件增材再制造，廣泛應用于TC4合金的表面改性[8-11]。TC4合金常用表面改性涂層有金屬及金屬合金涂層、陶瓷涂層、金屬-陶瓷復合涂層幾種。HUANG等人[12]在TC4鈦合金上熔覆了純鐵粉，涂層上形成多種化合物，有效提高表面硬度。XU等人[13]在TC4鈦合金上激光熔覆了NiCoCrAlY涂層，研究激光掃描速率對涂層質(zhì)量的影響，發(fā)現(xiàn)涂層裂紋隨掃描速率的增加而增加。KOOI等人[14]在TC4合金上激光熔覆了Ti與TiB2混合粉末，制備了Ti-TiB復合涂層，研究其組織的生長演變過程。ZHANG等人[15]通過激光熔覆的方法在TC4鈦合金基體上熔覆了TiC增強鈦基涂層,有效改善了TC4合金耐磨性。

TiAl合金比普通鈦合金具有更好的耐磨耐蝕性能、抗高溫氧化性和抗蠕變抗疲勞性能，且其與鈦合金基體界面相容性好，是鈦合金表面理想的防護涂層。利用激光熔覆技術制備TiAl合金涂層成為表面改性及增材修復的前沿研究熱點[16]。LIU等人[17]通過在鋁合金表面熔覆無裂紋氣孔的TiAl合金涂層，增強基體的抗高溫氧化性。MALIUTINA等人[18]通過激光熔覆方法制備了γ-TiAl涂層，研究了涂層不同溫度下的抗氧化性能。CRCEL等人[19]通過同步送粉熔覆的方式制備了TiAl合金涂層，研究了工藝參量與涂層性能之間影響。上述研究多采用原位合成的方法來制備TiAl合金涂層，雖然可以節(jié)約成本，但會出現(xiàn)中間產(chǎn)物或未完全反應的原材料，導致涂層性能差異大，穩(wěn)定性差且難以控制[20]。

本文中直接采用商用Ti4822粉末，采用激光熔覆工藝制備出與TC4鈦合金界面相容性好并滿足強韌耐磨、高穩(wěn)定的TiAl金屬間化合物涂層，克服了常用原位合成工藝條件下反應不完全導致的涂層組織性能不均勻、穩(wěn)定性差的問題；系統(tǒng)研究了熔覆工藝、熔覆層組織特征及物相組成及多道搭接工藝下界面及涂層內(nèi)部的組織性能演變，為激光熔覆制備高強韌、耐磨損TiAl合金涂層及其工業(yè)應用提供參考。

1 實驗過程

基材為Ti-6Al-4V(TC4)板，熔覆粉末為Ti48Al2Cr2Nb粉末(15μm～53μm)。利用線切割得到40mm×20mm×10mm的單道熔覆基板和80mm×40mm×10mm的多道搭接基板，將熔覆面用砂輪機打磨，去掉表面的氧化層，用超聲波清洗機在酒精中清洗去掉油污。

熔覆設備為YLS-6000型光纖激光器，激光光斑尺寸10mm×2mm，熔覆過程在自制氬倉中進行，氬氣流量為10L/min。采用預制方式在基板上鋪設1.5mm厚的合金粉末，為研究激光參量對熔覆效果的影響，控制不同的激光功率和掃描速率，得到不同功率、不同掃描速率下的熔覆涂層；多道搭接選擇的搭接率為30%，40%和50%。

圖1為激光熔覆示意圖和涂層截面幾何量。熔覆后利用線切割得到8mm×10mm×10mm的試樣，用100目～2000目的砂紙打磨截面，拋光得到涂層的金相表面，在V(H2O)∶V(HF)∶V(HNO3)=10∶1∶4的腐蝕液中腐蝕5s～10s，在光學顯微鏡下觀察組織形貌；用QuantaFEG 250場發(fā)射掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)和能量色散譜(energy dispersive spectrometer，EDS)對其進行顯微結(jié)構(gòu)表征；采用D8-Advance,Bruker X射線衍射(X-ray diffraction，XRD)對涂層物相組成進行分析。利用Buehler維氏硬度儀測試基體和涂層的硬度，加載載荷為1kg，保壓時間為10s。圖中，H是熔覆高度，W是熔覆寬度。

Fig.1 Schematic illustration of laser cladding and geometry of coating section

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 單道熔覆TiAl涂層的組織性能

2.1.1 工藝參量對涂層質(zhì)量的影響 表1是6種不同工藝參量下的涂層寬度、厚度。圖2為涂層表面形貌。A2～A5涂層表面光滑沒有明顯裂紋和氣孔等缺陷，沒有出現(xiàn)過燒或粉末不充分熔化現(xiàn)象，說明功率和掃描速率在此范圍較為合理，而A1和A6的功率過高和過低，導致熔池冷卻凝固過慢和過快，造成堆疊現(xiàn)象，涂層表面粗糙。分別對比A1，A2，A3，A6，A4和A5涂層的寬度和厚度可以看出，在相同的光斑直徑及熔覆速率下，功率越大涂層寬度越大、厚度越薄，這是由于功率大，熔池溫度高，存在時間長，向兩側(cè)的流動越多，涂層寬度越寬厚度越薄。涂層的寬度都接近11mm，與激光直徑相差不大；涂層厚度都在1.5mm～2.0mm之間，與鋪粉厚度接近。這說明盡管涂層的寬度和厚度主要取決于光斑直徑和鋪粉厚度，但其亦受到激光功率和掃描速率的影響，對實際生產(chǎn)中制定合理的工藝參量具有指導意義。

Table 1 Cladding parameters

Fig.2 Surface morphology of coating

2.1.2 物相及微觀組織分析 選擇涂層質(zhì)量較好的A4號試樣進行物相及微觀組織分析。圖3為涂層截面金相圖。由圖3a可以看出，涂層分布均勻，沒有裂紋。交界處有一條明顯過渡層(見圖3e)，也就是涂層稀釋區(qū)，寬度不到50μm，說明稀釋率低且均勻，屬于冶金結(jié)合，結(jié)合性強。

Fig.3 Optical microscopy images

鈦鋁可以形成Ti3Al，TiAl和TiAl33種金屬間化合物，化學反應式為：

Ti+Al=TiAl

(1)

3Ti+Al=Ti3Al

(2)

Ti+3Al=TiAl3

(3)

熔覆粉末中鋁元素的摩爾分數(shù)不大于0.48，由Al-Ti二元合金相圖(見圖4)[17]并結(jié)合相關文獻中物相形貌分析[21-22]可知這時生成的是TiAl(γ相)和Ti3Al(α2相)。TiAl(γ相)中Al的摩爾分數(shù)比Ti3Al(α2相)高，在金相腐蝕中先析出的是TiAl(γ相)顏色較深。由圖3b～圖3d可以看出，涂層組織主要為雙態(tài)組織(見圖3b，等軸γ相+片層γ/α2相)，近片層組織(見圖3c，片層γ/α2相和細小的等軸γ相)和單相的α2相(見圖3d)[22]。在熔覆過程中Al元素由內(nèi)向外揮發(fā)，涂層由邊緣到交界，Al元素不斷減少，使得TiAl(γ相)呈現(xiàn)不斷減少的趨勢；同時，圖3e為涂層和基體交界屬于稀釋區(qū)，Ti元素增加最多，涂層組織基本為Ti3Al(α2相)。微量元素Nb和Cr有固溶強化的作用，可有效提高TiAl合金的蠕變抗性、改善合金室溫延性等合金性能[22]，形成新的化合物分布在涂層中?；w熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)(見圖3f)屬于沉積態(tài)TC4合金，微觀組織主要為β相冷卻時成核長大或馬氏體分解形成的針狀α相；基體組織(見圖3g)是在α-β相區(qū)加熱保留下來的α相。

Fig.4 Al-Ti binary alloy phase diagram[17]

圖5為涂層表面的XRD譜圖。其主要物相為Ti3Al，TiAl金屬間化合物，微量元素化合物為Ti4Cr和Ti2AlNb，其中TiAl含量相對較少，這一方面是因粉末中Al含量較少和基體稀釋造成，另一方面熔覆過程中Al元素揮發(fā)進一步使其偏離了原始粉末的成分，這與組織分布結(jié)果基本一致。圖6是圖3c的SEM形貌。圖7a和圖7b分別對應圖6中1和2處的EDS譜及其元素化學組成。由以上分析可知，圖6為近片層組織，1處為等軸γ/α2相，2處為α2相和少量細小γ相，2處Ti的相對含量(原子摩爾比)比1處高，EDS的鈦鋁元素組成結(jié)果與組織分布和XRD結(jié)果相符合。

Fig.5 XRD patterns of laser cladding coating

Fig.6 SEM image of laser cladding coating

Fig.7 EDS spectra and element chemical composition corresponding to positions of point 1 and point 2

2.1.3 硬度分析 通過間隔0.25mm直線測量從基體到涂層的硬度，得到硬度變化曲線如圖8所示。基體平均硬度為328.05HV，熱影響區(qū)的平均硬度為338.93HV，涂層平均硬度為474.74HV，涂層硬度比基體高出144.67HV，是基體的1.44倍。LIU等人[23]通過激光增材制造技術，即同步送粉沉積方式制備TiAl合金涂層，涂層硬度隨沉積層數(shù)增加而減小，最高可達520HV，但平均硬度不到450HV，相比之下,激光熔覆涂層的平均硬度更高且更均勻。

Fig.8 Microhardness testing

2.2 多道搭接涂層的組織性能

2.2.1 多道搭接涂層的宏觀形貌 搭接涂層是熔覆在實際生產(chǎn)中的關鍵步驟之一[24]。為了研究TiAl搭接涂層的質(zhì)量，制備了TiAl的搭接式樣。圖9為3種不同搭接率下的搭接樣品。熔覆功率為2300W、掃描速率為4mm/s、搭接率分別為50%(見圖9a)、40%(見圖9b)、30%(見圖9c)?？梢钥闯?，搭接率為30%時，涂層厚度不均勻，熔覆凸起搭接成波浪狀，導致涂層表面凹凸不平；而搭接率為40%和50%時，涂層搭接痕跡不明顯，截面基本看不出單道熔覆的軌跡。搭接率為50%時,涂層較厚，搭接鋪粉厚度均為1.5mm，此時粉末的利用率最高，涂層質(zhì)量也相對較好。

Fig.9 Macro-profile of overlapped specimen

2.2.2 多道搭接涂層的顯微組織 圖10為搭接率50%的涂層截面金相。圖11為圖10c的SEM圖。由圖10a可知，涂層無裂紋、孔隙，涂層組織主要為全片層組織(見圖10b)，雙態(tài)組織(見圖10c)和近片層組織(見圖10d)。相比單道涂層，搭接涂層的單相α2相減少，這是由于多道熔覆過程中涂層受熱影響作用，TiAl合金在α+γ兩相區(qū)退火，γ相細化擴散到其它相區(qū)，使得γ和α2相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?α2相[25]，生成片層組織，導致涂層交界處(見圖10e)的稀釋區(qū)不明顯，TiAl和Ti3Al的分布更均勻；而搭接涂層的熱影響區(qū)(見圖10f)和基體組織(見圖10g)與單道熔覆組織相同。對比圖11和圖6，兩處均為近片層組織，但明顯單道涂層的γ相較為粗大，搭接涂層片層狀組織分布更加均勻，這是γ和α2相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?α2相的結(jié)果[26]。

Fig.10 Microstructure of lap coating

Fig.11 SEM image of lap coating

2.2.3 多道搭接涂層的硬度分布 圖12為搭接涂層截面宏觀形貌示意圖(見圖12a)及其硬度分布曲線(見圖12b、圖12c)。以間隔為0.25mm的距離測試搭接試樣的硬度，涂層平均硬度為484HV。圖12b為涂層截面從一條脊線到下一條脊線的橫向硬度曲線，可以看出，在接近脊線位置涂層硬度較高，平均硬度可達到494HV，而兩道脊線中間位置的平均硬度只有472HV，與單道涂層硬度相差不大。原因可能是兩次熔覆接痕位置(如圖12中B點處)的粉末很少甚至沒有，搭接熔覆只是對接痕位置做了一次激光熔凝從而提高了涂層硬度，而其它位置的硬度與單道涂層的硬度相同。圖12c為脊線下方AB和兩脊線中部CD從基體到涂層的豎向硬度曲線，可以看出，CD處的涂層硬度與單道涂層的相差不大，涂層的平均硬度為470HV，AB處的涂層平均硬度為492HV，兩處結(jié)果與涂層橫向硬度分布結(jié)果一致。搭接涂層的熱影響區(qū)平均硬度為339.87HV，與單道熔覆熱影響區(qū)相比幾乎無變化。但搭接涂層AB和CD處的基體平均硬度分別為382.64HV和375.98HV，與單道熔覆基體相比提升了超過50HV，提升原因是多次熔覆高溫，使得基體在氬氣環(huán)境下進行了一次短暫熱處理。

Fig.12 Microhardness testing

3 結(jié) 論

(1)在激光功率為2.1kW～2.5kW、掃描速率為2.5mm/s～4mm/s之間都可獲得較好的熔覆表面質(zhì)量，搭接率為50%時，可獲得最佳的搭接表面質(zhì)量，涂層內(nèi)沒有裂紋和孔隙，且涂層與基體有結(jié)合過渡帶，屬于結(jié)合性強的冶金結(jié)合，證明了Ti4822粉末與TC4有很好的冶金性能。

(2)單道涂層的微觀組織主要為雙態(tài)組織、近片層組織和單相α2相，搭接涂層的微觀組織主要為全片層組織、近片層組織和雙態(tài)組織；搭接涂層組織比單道涂層組織分布均勻，片層組織分布更廣，這增加了組織的抗蠕變性。單道涂層平均硬度可達到470HV以上，是基體的1.44倍。多道搭接涂層硬度呈交替分布，高硬度區(qū)在脊線附近可達到490HV以上，低硬度區(qū)在兩脊線之間平均為470HV左右。

(3)無論是從表面質(zhì)量、涂層組織或是涂層硬度，搭接涂層的質(zhì)量都比單道熔覆的有所提升。證明了采用激光熔覆制備TiAl金屬間化合物涂層，可以保證大范圍熔覆時的涂層質(zhì)量，是一種實際可行的基體表面改性方法。