激光快速成形TC4－Ni60A梯度功能涂層的試驗研究*

田鳳杰 宋建新

(沈陽理工大學機械工程學院，遼寧沈陽 110159)

鈦合金具有低密度、高比強度、小熱膨脹系數、優異的高溫力學性能和耐蝕性能等優點，在航空、航天、冶金、化工等工業部門具有重要的應用價值和廣闊的應用前景。但鈦合金具有摩擦系數大、耐磨性差、高溫高速摩擦易著火等缺點，嚴重制約了其應用［1－2］。表面強化是提高鈦合金耐磨性能的有效途徑。傳統的鈦合金表面強化方法主要有化學熱處理、化學鍍、熱噴涂、氣相沉積等，但這些方法或由于受固態溶解度小以及擴散速度慢的限制，或由于受涂層與基體結合力弱的限制，效果常常不理想。大功率激光器的開發和工業應用，為鈦合金材料表面改性提供了新的手段［3－6］。盡管激光熔覆層具有高的耐磨性能，但在激光熔覆層與基材之間的結合界面的脆性阻礙了其工業應用［7］。本文采用高功率CO2激光器在TC4合金表面熔覆質量比不同的TC4－Ni60A功能梯度強化層，并對熔覆成形層的微觀組織結構和硬度進行了分析和測試，旨在為提高鈦合金的耐磨性能提供技術途徑。

1 試驗材料和方法

TC4基材采用冷軋板，基體厚度10 mm，粉末分別采用TC4和Ni60A，TC4粒度 －200目，Ni60A粒度－150～300目，化學成分見表1。熔覆成形工藝參數如下:激光功率1.8 kW，激光光斑直徑3 mm，掃描速度5 mm/s，輸送Ni60A粉末的載氣流量為3 L/min，輸送TC4粉末的載氣流量為2.5 L/min，試驗在密閉氬氣保護箱中進行。掃描方式采用交叉成形，成形三層，每層采用不同的送粉量，第一層TC4送粉量為9 g/min，Ni60A送粉量為3 g/min;第二層TC4送粉量為6 g/min，Ni60A送粉量為6 g/min;第三層TC4送粉量為3 g/min，Ni60A送粉量為9 g/min。實驗前，粉末在100℃干燥箱進行烘干2 h處理，基材表面用砂紙打磨后再用丙酮清洗干凈，試驗后成形試件在保護箱內隨箱體冷卻到室溫。將制備得到的功能梯度材料樣件制成金相試樣，經過HF(10%)+HNO3(90%)溶液腐蝕后，使用德國徠卡金相顯微鏡和劍橋S360掃描電鏡對成形層進行顯微組織觀察和分析;采用FM－300型顯微硬度儀測試強化層表面的顯微硬度分布，加載0.1 N，保荷時間10 s。

表1 材料化學成分表 wt%

2 試驗結果和分析

圖1為熔覆成形層與基材及成形層之間結合區組織的SEM照片，成形層存在明顯的分層現象。基材與第一成形層之間，以及各成形層之間形成了起伏交錯的鋸齒狀界面，均形成了良好的冶金結合，成形層成形良好，組織致密、均勻，不存在孔洞和裂紋缺陷。由于后層的熔覆，使得前層再次受熱而使組織在一定程度上細化，再次成形時，前層上表面少量枝晶重新熔化、凝固結晶，雖然兩成形層的化學成分及晶體結構不完全相同，但結合區前一成形層表面未完全熔化枝晶繼續以外延式向后層生長，部分枝晶的生長方向繼承了前成形層的結晶方向，相鄰成形層內的元素相互滲透稀釋，這樣從基材到第一層、第二層再到第三成形層，各層之間出現了成分梯度變化的冶金結合區，未見脆性結合區出現，各成形層內的組織特征均不相同，制得了具有材質變化的異質漸變成形件。

圖2為第一成形層內組織SEM照片，黑色的大部分塊狀TiB顆粒和小部分球狀TiC顆粒較均勻地彌散分布于 Ti基體(灰色)中，顆粒的尺寸在 0.5 ～1.0 μm之間，較均勻地分布在熔覆層中。在第一成形層中Ti元素含量最高，以及在激光快速成形過程中基體的熔化量較多，對成形層的稀釋作用較大，所以第一成形層中易于形成Ti的碳化物和硼化物，并促進了TiB和TiC顆粒的聚集長大，獲得了尺寸較大、彌散分布在Ti基體的TiB和TiC顆粒增強相。

圖3是第一成形層組織成分分析結果，第一層以Ti元素為主要成分，里面同時熔融了Ni60A粉末的成分元素Ni、Fe和Cr等。對比第“1”測量點和第“2”測量點能譜分析的結果可以分析出，在靠近第二成形層一側，Ti元素的濃度含量減少，相反Ni元素的濃度含量增加;隨Ni體積分數的增多，TiB和TiC硬質顆粒逐漸減少，體積逐漸變小。

圖4為第二成形層組織照片，成形層組織內均勻分布著球狀顆粒(TiC)和塊狀相(Ni3B)，成形層組織均勻細小。可以看到TiC顆粒間合并生長的趨勢，隨Ni體積分數的繼續增多，TiC顆粒繼續減小，Ti金屬作為基體連續相逐漸被Ni基所取代。TiC顆粒之所以伴隨Ni體積分數的增多而減小，是因為隨著Ni體積分數的增多，C原子的擴散距離變大，導致C原子擴散到已生成的TiC顆粒表面的阻力增大，從而阻擋了TiC顆粒的進一步長大。圖5為第二成形層組織能譜分析結果。Ti中固溶了大量的Ni、Cr等元素，成形層中的β－Ti(Cr)是在激光快速熔凝過程中形成的亞穩相。對于“4”處的能譜分析，Ni元素的含量已經略微超過了Ti元素的含量，總體第二成形層內Ni和Ti元素的含量大體相當，相互熔融和浸潤。

圖6為第三成形層組織照片，TiC顆粒形貌轉變為球形或準球形。由于大量Ni基的存在，TiC顆粒完全被Ni液包覆，TiC晶體生長的各向異性被抑制，需要通過固態擴散生長，生長速度緩慢，不易分枝及選擇性生長。同時TiC晶體頂角與棱邊易于溶解于Ni液中，晶體的溶解和析出過程是共存的，但不是簡單的相反的過程，晶體溶解時，溶解速度是隨方向逐漸變化的，而晶體析出時，生長速度隨方向的改變而突變，因此TiC顆粒形貌表現出球形或準球形的混合形貌。熔覆層中有大量的粗大相存在，主要由γ相(Ni－Cr)固熔體及 Fe、C、Ni、Si、Cr等元素形成的化合物組成。圖7為第三成形層中組織成分分析結果，基體元素轉變為Ni為主，基體里熔融浸潤著TC4的組成元素——Ti、Al和 V。

從圖7各元素能譜掃描中可以清晰地看到，從基體側到成形層區，Ti元素含量的逐漸減少，Ni元素含量的逐漸增加，對于主要元素Ni和Ti基本呈現出相反趨勢連續變化，體現了材料的材質的變化分布情況。從這兩種元素的含量變化分析，材質大體呈現梯度變化，并且沒有出現臺階式的層間突變，這是由于激光快速成形技術使層間結合區存在相互滲透、稀釋的特點決定的，也是采用激光快速成形技術制備功能梯度材料時，可以充分達到設計要求的優勢及有利的保障。

圖8是成形層的顯微硬度值測量分布圖。熔覆強化層材質的顯微硬度值呈現梯度分布特征，第一成形層的硬度上升緩慢，第二成形層內硬度有了大幅度的上升，而在第三成形層內，硬度的上升趨勢又很緩和，硬度上升變化很不明顯。這是由于Ni金屬相和TiB+TiC相的硬度相差很大，從顯微組織觀察可以發現當Ni基的體積分數占成形層絕大部分時，TiC和TiB顆粒只占有很小的基體空間，此時硬度主要取決于Ni金屬相(固溶度高)，所以變化很緩和。第二成形層的主要相為TiB+TiC，且與Ni相比較相對較多，成形材料的硬度受到了TiC(陶瓷相)的影響，硬度出現了大幅度的提高，曲線斜率出現明顯的變化。第一層內由于B和C元素稀少，硬化相TiB+TiC相對較少，主要為Ti基元素，所以硬度變化也較小。但就整體而言，無論是富Ni區還是富Ti區，材料的硬度呈現出了梯度上升的趨勢，符合FGM性能梯度變化的設計要求。

3 結語

(1)采用合理的成形工藝參數，進行多種粉末的功能梯度材質的激光快速成形，可以制得組織致密、均勻、無氣孔和裂紋的熔覆層，且結合區呈現冶金結合的良好的成形件。

(2)制備的成形件組織和性質沿成形高度方向是變化的，梯度層間界面結合良好，呈現了功能性能的連續過渡，優良地表現出宏觀組織的不均勻性和微觀組織的連續性。

(3)熔覆層的硬度均呈階梯狀分布，且強化層顯微硬度明顯提高，比基體材料硬度(410 HV)高2.5倍左右，明顯提高了顯微硬度，有效地提高了耐磨性。

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