激光快速成形TC4－Ni60A梯度功能涂層的試驗(yàn)研究*

田鳳杰 宋建新

(沈陽理工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，遼寧沈陽 110159)

鈦合金具有低密度、高比強(qiáng)度、小熱膨脹系數(shù)、優(yōu)異的高溫力學(xué)性能和耐蝕性能等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天、冶金、化工等工業(yè)部門具有重要的應(yīng)用價(jià)值和廣闊的應(yīng)用前景。但鈦合金具有摩擦系數(shù)大、耐磨性差、高溫高速摩擦易著火等缺點(diǎn)，嚴(yán)重制約了其應(yīng)用［1－2］。表面強(qiáng)化是提高鈦合金耐磨性能的有效途徑。傳統(tǒng)的鈦合金表面強(qiáng)化方法主要有化學(xué)熱處理、化學(xué)鍍、熱噴涂、氣相沉積等，但這些方法或由于受固態(tài)溶解度小以及擴(kuò)散速度慢的限制，或由于受涂層與基體結(jié)合力弱的限制，效果常常不理想。大功率激光器的開發(fā)和工業(yè)應(yīng)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(jié)合界面的脆性阻礙了其工業(yè)應(yīng)用［7］。本文采用高功率CO2激光器在TC4合金表面熔覆質(zhì)量比不同的TC4－Ni60A功能梯度強(qiáng)化層，并對(duì)熔覆成形層的微觀組織結(jié)構(gòu)和硬度進(jìn)行了分析和測試，旨在為提高鈦合金的耐磨性能提供技術(shù)途徑。

1 試驗(yàn)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(xué)成分見表1。熔覆成形工藝參數(shù)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(yàn)在密閉氬氣保護(hù)箱中進(jìn)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(shí)驗(yàn)前，粉末在100℃干燥箱進(jìn)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(yàn)后成形試件在保護(hù)箱內(nèi)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(jīng)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(duì)成形層進(jìn)行顯微組織觀察和分析;采用FM－300型顯微硬度儀測試強(qiáng)化層表面的顯微硬度分布，加載0.1 N，保荷時(shí)間10 s。

表1 材料化學(xué)成分表 wt%

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

圖1為熔覆成形層與基材及成形層之間結(jié)合區(qū)組織的SEM照片，成形層存在明顯的分層現(xiàn)象?；呐c第一成形層之間，以及各成形層之間形成了起伏交錯(cuò)的鋸齒狀界面，均形成了良好的冶金結(jié)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(xì)化，再次成形時(shí)，前層上表面少量枝晶重新熔化、凝固結(jié)晶，雖然兩成形層的化學(xué)成分及晶體結(jié)構(gòu)不完全相同，但結(jié)合區(qū)前一成形層表面未完全熔化枝晶繼續(xù)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(jié)晶方向，相鄰成形層內(nèi)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(xiàn)了成分梯度變化的冶金結(jié)合區(qū)，未見脆性結(jié)合區(qū)出現(xiàn)，各成形層內(nèi)的組織特征均不相同，制得了具有材質(zhì)變化的異質(zhì)漸變成形件。

圖2為第一成形層內(nèi)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(duì)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(jìn)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(qiáng)相。

圖3是第一成形層組織成分分析結(jié)果，第一層以Ti元素為主要成分，里面同時(shí)熔融了Ni60A粉末的成分元素Ni、Fe和Cr等。對(duì)比第“1”測量點(diǎn)和第“2”測量點(diǎn)能譜分析的結(jié)果可以分析出，在靠近第二成形層一側(cè)，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?jǐn)?shù)的增多，TiB和TiC硬質(zhì)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(nèi)均勻分布著球狀顆粒(TiC)和塊狀相(Ni3B)，成形層組織均勻細(xì)小?？梢钥吹絋iC顆粒間合并生長的趨勢，隨Ni體積分?jǐn)?shù)的繼續(xù)增多，TiC顆粒繼續(xù)減小，Ti金屬作為基體連續(xù)相逐漸被Ni基所取代。TiC顆粒之所以伴隨Ni體積分?jǐn)?shù)的增多而減小，是因?yàn)殡S著Ni體積分?jǐn)?shù)的增多，C原子的擴(kuò)散距離變大，導(dǎo)致C原子擴(kuò)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(jìn)一步長大。圖5為第二成形層組織能譜分析結(jié)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(wěn)相。對(duì)于“4”處的能譜分析，Ni元素的含量已經(jīng)略微超過了Ti元素的含量，總體第二成形層內(nèi)Ni和Ti元素的含量大體相當(dāng)，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(zhuǎn)變?yōu)榍蛐位驕?zhǔn)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(tài)擴(kuò)散生長，生長速度緩慢，不易分枝及選擇性生長。同時(shí)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(shí)，溶解速度是隨方向逐漸變化的，而晶體析出時(shí)，生長速度隨方向的改變而突變，因此TiC顆粒形貌表現(xiàn)出球形或準(zhǔn)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(jié)果，基體元素轉(zhuǎn)變?yōu)镹i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(cè)到成形層區(qū)，Ti元素含量的逐漸減少，Ni元素含量的逐漸增加，對(duì)于主要元素Ni和Ti基本呈現(xiàn)出相反趨勢連續(xù)變化，體現(xiàn)了材料的材質(zhì)的變化分布情況。從這兩種元素的含量變化分析，材質(zhì)大體呈現(xiàn)梯度變化，并且沒有出現(xiàn)臺(tái)階式的層間突變，這是由于激光快速成形技術(shù)使層間結(jié)合區(qū)存在相互滲透、稀釋的特點(diǎn)決定的，也是采用激光快速成形技術(shù)制備功能梯度材料時(shí)，可以充分達(dá)到設(shè)計(jì)要求的優(yōu)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(qiáng)化層材質(zhì)的顯微硬度值呈現(xiàn)梯度分布特征，第一成形層的硬度上升緩慢，第二成形層內(nèi)硬度有了大幅度的上升，而在第三成形層內(nèi)，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(fā)現(xiàn)當(dāng)Ni基的體積分?jǐn)?shù)占成形層絕大部分時(shí)，TiC和TiB顆粒只占有很小的基體空間，此時(shí)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(duì)較多，成形材料的硬度受到了TiC(陶瓷相)的影響，硬度出現(xiàn)了大幅度的提高，曲線斜率出現(xiàn)明顯的變化。第一層內(nèi)由于B和C元素稀少，硬化相TiB+TiC相對(duì)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(qū)還是富Ti區(qū)，材料的硬度呈現(xiàn)出了梯度上升的趨勢，符合FGM性能梯度變化的設(shè)計(jì)要求。

3 結(jié)語

(1)采用合理的成形工藝參數(shù)，進(jìn)行多種粉末的功能梯度材質(zhì)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(jié)合區(qū)呈現(xiàn)冶金結(jié)合的良好的成形件。

(2)制備的成形件組織和性質(zhì)沿成形高度方向是變化的，梯度層間界面結(jié)合良好，呈現(xiàn)了功能性能的連續(xù)過渡，優(yōu)良地表現(xiàn)出宏觀組織的不均勻性和微觀組織的連續(xù)性。

(3)熔覆層的硬度均呈階梯狀分布，且強(qiáng)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。

［1］孫榮祿，楊德莊，董尚利，等.鈦合金表面NiCrBSi激光熔覆層的組織與耐磨性研究［J］.激光雜志，2001，22(1):38 －40.

［2］張春輝，馬紅巖，王茂才.鈦合金表面強(qiáng)化新進(jìn)展［J］.鈦工業(yè)進(jìn)展，2003，20(4 －5):59 －52.

［3］陳赤囡，蘇梅.TC9激光熔覆TiN涂層的組織與耐磨性能研究［J］.北京航空航天大學(xué)學(xué)報(bào)，1998，24(3):253－255.

［4］張松，張春華，王茂才，等.Ti6Al4V表面激光熔覆原位自生TiC顆粒增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料及摩擦磨損性能［J］.金屬學(xué)報(bào)，2001，37(3):315－3201.

［5］Abboud J H，West D R F，Hibberd H.Property assessment of laser surface treated titanium alloys［J］.Surface Engineering，1993，9(3):221－225.

［6］Sun R L，Mao J F，Yang D Z.Microstructural characterization of NiCrBSiC laser clad layer on the titanium alloy substrate［J］.Surface and Coatings Technology，2002，150(2/3):199 －204.

［7］孫建軍.TC4合金TiN激光表面合金化層的組織和硬度研［J］.光學(xué)技術(shù)，2008，34(4):560 －561.