基體預(yù)熱對激光熔覆制備Al2O3-ZrO2陶瓷涂層裂紋敏感性的影響

王冉，王玉玲，姜芙林，楊發(fā)展

基體預(yù)熱對激光熔覆制備Al2O3-ZrO2陶瓷涂層裂紋敏感性的影響

王冉，王玉玲，姜芙林，楊發(fā)展

（青島理工大學(xué)，山東 青島 266000）

為了解決鈦合金表面制備Al2O3-ZrO2陶瓷涂層存在的陶瓷涂層脆性大、易開裂等問題，有效增強鈦合金耐高溫、耐磨損性能，擴大其在高溫、重載等嚴(yán)苛條件下的使用范圍，通過基體預(yù)熱方式對在鈦合金表面制備的Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆層的裂紋敏感性進(jìn)行改善，通過進(jìn)行熔覆試驗和對熔覆層微觀組織形貌分析、性能測試分別評價不同預(yù)熱溫度對熔覆層裂紋敏感性的影響，還進(jìn)一步通過有限元分析軟件建立熱力耦合模型，從理論的角度探究基體預(yù)熱影響熔覆層裂紋敏感性的作用機理。實驗發(fā)現(xiàn)經(jīng)基體預(yù)熱，熔覆層裂紋數(shù)量明顯減少，測得基體預(yù)熱200 ℃時，熔覆層斷裂韌性得到明顯提高，從4.7 MPa·m?提高至8.1 MPa·m?，熔覆層顯微組織發(fā)生了由等軸晶、柱狀晶向條狀枝晶、胞狀晶的轉(zhuǎn)變。根據(jù)不同預(yù)熱溫度下的熱力耦合結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著預(yù)熱溫度的升高，熔覆層中的殘余應(yīng)力明顯減小，降低了熔覆層內(nèi)部的應(yīng)力集中，從而抑制了熔覆層的開裂行為。采取基體預(yù)熱的方式可明顯降低熔覆層內(nèi)的殘余應(yīng)力，改善熔覆層裂紋的敏感性，增強熔覆層的韌性，預(yù)熱200～300 ℃時對熔覆層性能的改善效果最為明顯，可以為實際生產(chǎn)制造陶瓷涂層過程中抑制裂紋發(fā)生提供切實可行的參考依據(jù)。

激光熔覆；裂紋控制；數(shù)值模擬；陶瓷涂層；基體預(yù)熱；熱力耦合

鈦合金是一種性能優(yōu)良的合金材料，具有屈強比高、比強度高和耐腐蝕性較好等特點，在航空航天、化學(xué)工業(yè)、海洋和生物醫(yī)療等諸多領(lǐng)域均得到了廣泛應(yīng)用[1-5]。由于鈦合金具有摩擦性能較差、硬度較低、抗高溫氧化性能較差等缺陷，因此使其在航空航天等高溫、高速沖擊使役條件下的進(jìn)一步應(yīng)用受到嚴(yán)格限制[6-7]。為了解決這一難題，國內(nèi)外研究人員通過各種表面處理技術(shù)來提高鈦合金的性能，通常采用激光熔覆、物理氣相沉積（PVD）、激光表面重熔和化學(xué)氣相沉積（CVD）等先進(jìn)技術(shù)[8-11]。其中，采用激光熔覆技術(shù)制備的熔覆層具有相對較為致密的微觀結(jié)構(gòu)、與基體結(jié)合強度高等優(yōu)點，從而得到了快速的發(fā)展和廣泛的應(yīng)用。特別是金屬基陶瓷涂層，不僅具備耐磨性高、硬度高等優(yōu)點，同時又兼具金屬基體韌性高等諸多特點，在航空航天、海洋化工等極端惡劣且多元復(fù)雜的環(huán)境中具有廣闊的應(yīng)用前景。LI S N等[12]成功在鈦合金表面制備了Ti/SiC梯度涂層，隨著SiC含量的增多，梯度涂層的顯微硬度逐漸增大，其最外層顯微硬度達(dá)到1607.9HV，大約是鈦合金基體的4～5倍。ZHU Z C等[13]通過制備鐵基合金/Ti3SiC2（20%）復(fù)合涂層，使其顯微硬度達(dá)到純鐵基合金的1.7倍。LI C G等[14]通過添加Al2O3、TiO2等陶瓷增強相元素成功在鈦合金表面制備了高硬度耐磨涂層，由于復(fù)合涂層中生成了Ti3AlC2等增強相，能夠防止涂層在磨損實驗中出現(xiàn)嚴(yán)重的磨損損傷，從而改善了鈦合金的耐磨性。

由于激光熔覆具有快熱速冷的顯著特點，使熔覆層與基體之間存在較大的溫度梯度，加上金屬基體與陶瓷熔覆層材料之間熱膨脹系數(shù)的差異，從而導(dǎo)致熱應(yīng)力的產(chǎn)生，易發(fā)生裂紋、氣孔等缺陷，嚴(yán)重影響了熔覆層的質(zhì)量和使用效果[15]。為了提高鈦合金在高溫重載工況下的力學(xué)、物理性能，文中選用耐磨性和耐高溫性能均較好的Al2O3-ZrO2陶瓷作為涂層材料，同時又從降低陶瓷涂層裂紋敏感性的角度出發(fā)，通過基體預(yù)熱的方式來降低Al2O3-ZrO2陶瓷涂層的裂紋敏感性，增強熔覆層抵抗裂紋失穩(wěn)擴張的能力，進(jìn)一步分析總結(jié)熔覆層的微觀組織特性，并對采用基體預(yù)熱方式來抑制涂層開裂的作用機理進(jìn)行理論探究。

1 Al2O3-ZrO2陶瓷涂層裂紋的產(chǎn)生 機理

Al2O3-ZrO2陶瓷涂層開裂的原因主要是熔覆過程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力超過了材料的屈服極限。內(nèi)應(yīng)力主要分為3種：熱應(yīng)力、約束應(yīng)力、組織應(yīng)力，熱應(yīng)力對形成熔覆層裂紋的影響最大[16]。為了探究Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆層裂紋產(chǎn)生的機理，建立了有限元模型，以找出熔覆過程中溫度的變化規(guī)律和應(yīng)力分布特點。

1.1 激光熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂層過程有限元模型的建立

1.1.1 模型基本假設(shè)

模型基本假設(shè)：材料各向同性；忽略材料的氣化；不考慮粉末對激光的折射與反射；忽略相變潛熱的影響。

1.1.2 幾何模型及網(wǎng)格

模型由鈦合金基體和Al2O3-ZrO2熔覆層組成，基體尺寸為70 mm×15 mm×6 mm，熔覆層厚度為1 mm，模型建立及網(wǎng)格劃分結(jié)果如圖1所示。在熔覆層截面定義、、、、等5個節(jié)點，并選取路徑、、具體進(jìn)行分析，節(jié)點和路徑的設(shè)置如圖2所示。

圖1 模型建立與有限元網(wǎng)格劃分

圖2 主要研究節(jié)點路徑示意

1.1.3 模型材料和邊界條件設(shè)置

Ti-6Al-4V和Al2O3-ZrO2材料的熱物理參數(shù)參見文獻(xiàn)[17-18]。采用APDL語言將高斯移動熱源定義于熔覆層上表面，初始時刻熔覆層所有單元定義為“死”單元，后續(xù)每一時間步的計算過程中，隨著激光熱源的移動，逐步激活后續(xù)單元，并納入計算。

采用正交實驗優(yōu)化獲得了數(shù)值模擬的工藝參數(shù)：激光功率為1800 W，掃描速度為3 mm/s，光斑直徑為4 mm?；w和熔覆層與外界的熱交換主要通過熱對流和熱輻射等2種方式，邊界條件見式(1)[19]。

式中：為導(dǎo)熱系數(shù)；為復(fù)合換熱系數(shù)；為周圍介質(zhì)溫度；0為環(huán)境溫度；n、n、n為試樣邊界外法線方向余弦。

1.1.4 溫度場分析

鈦合金表面激光熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂層橫斷面溫度分布云圖見圖3，熔覆過程最高溫度可達(dá)3228 ℃。為明確在熔覆過程中基體與熔覆層溫度梯度的差異，選取圖2所示路徑為研究對象，分析該路徑溫度的變化趨勢，結(jié)果如圖4所示。結(jié)合二者可以看出，由于在頂部施加激光移動熱源，所以自熔覆層頂部至基體的溫度呈階梯狀分布，且二者之間存在較大的溫度梯度，路徑的溫度梯度約為691 ℃/mm。

圖3 熔覆過程溫度場分布

圖4 路徑AC溫度變化趨勢

1.1.5 應(yīng)力場分析

在熔覆后冷卻階段，熔覆層在方向（圖2所示路徑）的殘余應(yīng)力分布見圖5。由圖5可知，路徑殘余應(yīng)力曲線波動較劇烈，最大殘余應(yīng)力發(fā)生在結(jié)合區(qū)附近（距節(jié)點0.02 mm），其值為3.88 GPa。隨著與基體距離的增加殘余應(yīng)力值逐漸降低，在熔覆層頂端（節(jié)點）再次出現(xiàn)殘余應(yīng)力極值點，其值為1.74 GPa。熔覆層在方向（圖2所示路徑）的殘余應(yīng)力分布見圖6，殘余應(yīng)力主要在熔覆層兩端（、節(jié)點）呈現(xiàn)集中分布，其值分別為409 MPa和394 MPa。

圖5 路徑AB殘余應(yīng)力曲線

圖6 路徑殘余應(yīng)力曲線

Fig.6 Residual stress curve of path

1.2 不同類型裂紋的產(chǎn)生機理

為了進(jìn)一步明確熔覆層不同位置處裂紋的產(chǎn)生機理，經(jīng)過大量的重復(fù)實驗，對熔覆層裂紋類型進(jìn)行了分類，將熔覆層裂紋大致分為3類：縱向裂紋、人字形裂紋、橫向圓弧狀裂紋。

1.2.1 縱向裂紋

根據(jù)大量重復(fù)試驗裂紋分布的統(tǒng)計結(jié)果可知，縱向貫穿裂紋、縱向非貫穿裂紋的始裂位置都集中在熔覆層表面和近表面處，為表述方便將其統(tǒng)一稱為縱向裂紋，如圖7所示。在鈦合金表面熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂層過程中出現(xiàn)縱向裂紋的主要原因：結(jié)合熔覆層在方向的殘余應(yīng)力仿真結(jié)果（圖5）可知，表層熔覆層處存在殘余應(yīng)力峰值，表層處屬于應(yīng)力集中點；由于該實驗采用預(yù)置粉末的形式進(jìn)行，當(dāng)激光輻照時，最表層熔覆層粉末發(fā)生了部分氣化，氣化的粉末材料沿著激光入射方向反向高速噴出，根據(jù)物體動

量守恒定律，氣化的材料會在表面形成反沖擊力，表層熔覆層在沖擊力的作用下會產(chǎn)生微裂紋；熔覆層材料和鈦合金基體中含有少量Fe、Si、C等雜質(zhì)，這些雜質(zhì)相在熱流作用下，易在熔覆層上部發(fā)生偏聚，同時由于激光熔覆冷卻過程極快，熔池中含有的部分氣泡來不及上浮，留在了熔覆層內(nèi)部，雜質(zhì)相與氣孔處均易形成裂紋萌生源，在上述2種力的作用下產(chǎn)生裂紋源，繼續(xù)向下拓展，且裂紋的拓展方式主要為穿晶斷裂，縱向裂紋萌生與拓展過程如圖8所示。

1.2.2 人字形裂紋

人字形裂紋與上述豎向裂紋的萌生階段類似，區(qū)別在于在后續(xù)裂紋拓展過程中，裂紋遇到部分大晶粒的阻隔。由于Al2O3、ZrO2粉末極易發(fā)生團聚（如圖9中EDS面掃描結(jié)果所示），因此當(dāng)主裂紋遇到大顆粒Al2O3的阻隔時，改變了裂紋的傳播方向，向多個方向進(jìn)行二次拓展，并且裂紋的尺寸變小，強度減弱，形成過程如圖10所示。

1.2.3 橫向圓弧狀裂紋

橫向圓弧狀裂紋多始于熔覆層與基體左右兩側(cè)端點的結(jié)合處，如圖11所示。結(jié)合熔覆層在方向上的殘余應(yīng)力仿真結(jié)果（圖6）來看，、處出現(xiàn)了殘余應(yīng)力峰值，結(jié)合1.2.1中所述，氣孔缺陷易在熔覆層中上部發(fā)生，因此裂紋極易由此處萌生。由于裂紋總是沿著最有利于自身拓展的方向進(jìn)行傳播，鈦合金基體相較于陶瓷熔覆層而言，結(jié)構(gòu)較均勻、致密性良好，所以裂紋不再繼續(xù)向下穿過基體拓展，而是沿著脆性陶瓷相與基體的結(jié)合區(qū)域進(jìn)行拓展，且裂紋的拓展方式主要為穿晶斷裂，橫向圓弧狀裂紋形成過程如圖12所示。

圖7 縱向裂紋

圖8 縱向裂紋形成過程示意

圖9 人字形裂紋

圖10 人字形裂紋形成過程示意

圖11 橫向圓弧狀裂紋

圖12 橫向圓弧狀裂紋形成過程示意

通過上述分析發(fā)現(xiàn)，熔覆層的不同裂紋類型產(chǎn)生的原因：在激光熔覆過程中，較大的溫度梯度會引起殘余應(yīng)力集中分布，而熔覆層中的殘余應(yīng)力主要以熱應(yīng)力為主。熱應(yīng)力的表達(dá)見式(2)[20]。

式中：c和s分別為復(fù)合涂層和基體的彈性模量；c和s分別為涂層和基體材料的熱膨脹系數(shù)；c和s分別為熔覆層和基體的高度；為泊松比；?為熔覆時溫度與初始溫度的差值。

根據(jù)式(2)可知，通過預(yù)熱基體的方式可以減小熔覆層與基體之間的溫度梯度，進(jìn)而減小熔覆層中的熱應(yīng)力，因此文中通過采取基體預(yù)熱的方式來抑制鈦合金表面Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆層的開裂。

2 實驗

2.1 材料和設(shè)備

實驗選用鈦合金（Ti-6Al-4V）作為基體材料，尺寸為70 mm×15 mm×6 mm，主要元素的含量（均用質(zhì)量分?jǐn)?shù)表示）：Al 5.5%～6.7%，V 3.5%～4%，F(xiàn)e≤ 0.3%，O≤0.2%，Si≤0.15%，C≤0.1%，N≤0.05%，H≤0.015%，余量為Ti。在實驗前將基體分別用150#、400#和600#的砂紙打磨，再用超聲波清洗機清洗20 min，以達(dá)到去除基體表面油污和碎屑，提高激光吸收率的目的。選用Al2O3（40～106 μm）和穩(wěn)定的ZrO2（1～5 μm，質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%）作為熔覆層材料，質(zhì)量比為6∶4，實驗前將混合均勻的Al2O3-ZrO2粉末放在100 ℃的烘干箱中烘烤1 h。

采用MCH高溫陶瓷加熱片對基體進(jìn)行預(yù)熱，并通過PID溫控儀表實現(xiàn)不同溫度下的預(yù)熱，預(yù)熱設(shè)備如圖13所示。激光熔覆實驗采用ROFIN公司（德國）生產(chǎn)的FL 020型激光器，最大輸出功率為2 kW。機械手采用德國KUKA公司生產(chǎn)的KR30-3型6軸機器人，實驗裝置示意如圖14所示。選用正交實驗優(yōu)化獲得了工藝參數(shù)，激光功率為1800 W，掃描速度為3 mm/s。采用能量分布為高斯分布的圓形光斑，光斑直徑為4 mm，采用單道激光熔覆形式，利用自制鋪粉模具進(jìn)行粉末預(yù)置，鋪粉寬度和厚度分別為12、1 mm。

圖13 基體預(yù)熱設(shè)備

圖14 激光熔覆裝置

2.2 實驗方案

為了研究基體預(yù)熱對Al2O3-ZrO2陶瓷開裂敏感性的影響，文中采用單因素實驗探究法進(jìn)行實驗，選擇基體無預(yù)熱、預(yù)熱100 ℃、預(yù)熱200 ℃和預(yù)熱 300 ℃等4組參數(shù)進(jìn)行研究，工藝參數(shù)均采用上述最優(yōu)工藝參數(shù)進(jìn)行激光熔覆實驗。在進(jìn)行熔覆實驗后，使用金剛石線切割機沿垂直于激光掃描的方向進(jìn)行切割，將試樣加工成尺寸為15 mm×15 mm×6 mm的試樣，依次經(jīng)過600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂紙的打磨、拋光，然后使用體積比為1∶1∶10的氫氟酸、硝酸和水的混合溶液腐蝕試樣，并制成金相試樣。采用掃描電鏡觀察熔覆層的形貌，在THVS-50數(shù)顯維氏硬度計下（載荷3 kg，加載時間15 s）進(jìn)行熔覆層硬度測試，再利用MERLINCompact場發(fā)射掃描電鏡測量菱形壓痕和裂紋的長度，并結(jié)合經(jīng)驗公式進(jìn)行斷裂韌性測試。

2.3 結(jié)果與分析

2.3.1 熔覆層宏觀形貌

不進(jìn)行基體預(yù)熱、預(yù)熱100 ℃、預(yù)熱200 ℃和預(yù)熱300 ℃等4組實驗得到的熔覆層橫斷面宏觀形貌見圖15，其表面輪廓為上凸圓弧狀。由于圓形激光光斑能量呈高斯分布，所以光斑中心與周圍存在較大的溫度梯度，導(dǎo)致熔池邊緣處表面張力大于熔池中心處，這樣會將熔融狀態(tài)的熔體擠往中部區(qū)域，形成上凸圓弧狀輪廓。此外發(fā)現(xiàn)熔覆層的缺陷主要分為裂紋和氣孔等2種形式，氣孔多集中于熔覆層的上部，這是因為熔池中的氣體易匯聚上浮的大氣泡，同時由于激光熔覆快熱速冷的特點，導(dǎo)致氣泡來不及逸出，因此氣孔多分布于熔覆層表面或者近表面；隨著預(yù)熱溫度的提高，熔覆層裂紋呈下降趨勢，但基體預(yù)熱100 ℃的熔覆層仍有較明顯的裂紋，預(yù)熱200～300 ℃熔覆層的裂紋數(shù)量明顯減少。

圖15 不同預(yù)熱溫度下激光熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂層SEM圖

2.3.2 熔覆層顯微組織特征

在不同預(yù)熱溫度下熔覆層不同位置的微觀組織SEM圖見圖16。從圖16a可以發(fā)現(xiàn)，在結(jié)合區(qū)附近的晶粒主要以針狀枝晶、柱狀晶為主，且晶粒生長方向明顯，表現(xiàn)為垂直于基體方向生長。這是由于在激光熔覆后的冷卻過程中，基體鈦合金的熱導(dǎo)率遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于空氣的熱導(dǎo)率，所以熱量主要通過基體散失，固-液界面形成了單向散熱條件，在單向熱流作用下，晶粒主干方向與熱流方向平行的晶粒相較于取向不利的晶粒生長得更加迅速，并抑制了取向不利的晶粒生長，在逐漸淘汰其他形態(tài)晶粒生長的過程中生長成為針狀枝晶、柱狀晶；同時還可以看出，隨著熔覆層與基體距離的增大，晶粒尺寸不斷增加，中上部晶粒主要以等軸晶、柱狀晶為主，這是因為一方面隨著與基體表面距離的增加，冷卻速率和凝固界面的生長速率均降低[21]，晶粒形核、生長過程延長；另一方面，熔池中上部受到底部單向熱流的影響而減弱，晶體擇優(yōu)生長趨勢也隨之減弱。此外，由于熔池內(nèi)部存在溶質(zhì)偏析，部分柱狀晶、枝狀晶根部易發(fā)生縮頸、熔斷、游離等現(xiàn)象，導(dǎo)致等軸晶晶核的形成，因此中上部晶粒主要以等軸晶、柱狀晶為主。

綜合比較圖16a—d發(fā)現(xiàn)，隨著預(yù)熱溫度的增加，晶粒呈現(xiàn)不斷粗化的趨勢，在100 ℃和200 ℃預(yù)熱條件下，晶粒形態(tài)主要表現(xiàn)為條狀枝晶；在300 ℃預(yù)熱條件下，晶粒主要以胞狀晶為主，且底部晶粒生長方向雜亂，無明顯排布規(guī)律。這是由于晶粒的長大是一個伴隨著晶界遷移和晶粒相互吞并的過程，而晶界的遷移就是原子的擴散過程，溫度越高則冷卻速率越慢，晶粒長大的速度就越快。由于不同實驗組采用的激光參數(shù)一定，基體預(yù)熱會使熔覆過程的最高溫度升高，同時預(yù)熱片在熔覆過程起到了一定的保溫效果，因此隨著預(yù)熱溫度的升高，晶粒呈現(xiàn)粗大的趨勢。由于受到底部陶瓷預(yù)熱片的影響，預(yù)熱溫度越高，熔覆層底部受單一熱流的影響越弱，所以底部晶粒生長規(guī)律不明顯、排布雜亂。此外，隨著預(yù)熱溫度的升高，熔覆層與基體之間的溫度梯度減小，整個熔覆層從逐層凝固方式向體凝固方式過渡，過冷度逐漸減小，晶粒形態(tài)隨之由條狀枝晶向胞狀晶轉(zhuǎn)變。

2.3.3 熔覆層斷裂韌性測試

斷裂韌性是用來反映材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴張能力的指標(biāo)，用IC表示。將測得的IC值進(jìn)行排列能很好地反映不同溫度預(yù)熱條件下陶瓷材料的韌性，因此研究陶瓷材料的斷裂韌性具有重要的意義。陶瓷材料的斷裂韌性測定主要有壓痕法（IM）、單邊梁預(yù)斷裂法（SEPB）、單邊切口梁法（SENB）、雙扭法（DT）等[22-24]。其中，壓痕法具有操作簡便、所需試樣制備容易等特點，所以文中采用IM法，利用所測得的壓痕尺寸和裂紋長度，結(jié)合經(jīng)驗式(1)進(jìn)行熔覆層斷裂韌性的測算，見式(3)[25]。

圖16 不同預(yù)熱溫度下制備熔覆層微觀組織形貌

式中：為載荷，N；為彈性模量，即氧化鋁和氧化鋯的綜合彈性模量，N/m2；為維氏硬度；為裂紋半長，mm；為壓痕半長，mm。

不同預(yù)熱溫度下試樣的壓痕和裂紋尺寸如圖17所示。對不同預(yù)熱溫度下試樣的斷裂韌性進(jìn)行測定，測算得出無預(yù)熱條件下熔覆層斷裂韌性為4.7 MPa·m?；在100～300 ℃預(yù)熱條件下斷裂韌性分別為6.6、(8.1± 0.2)、(7.9±0.2) MPa·m?。

圖17 不同預(yù)熱溫度下涂層壓痕形貌

3 基體預(yù)熱對Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆層裂紋抑制機理

通過比較不同預(yù)熱溫度下和無預(yù)熱處理試樣的斷裂韌性發(fā)現(xiàn)，基體預(yù)熱可增強熔覆層的韌性，提高熔覆層抵抗裂紋的拓展性能。為了進(jìn)一步探究基體預(yù)熱對Al2O3-ZrO2陶瓷涂層裂紋的抑制機理，利用有限元軟件，比較了不同預(yù)熱溫度下溫度場和應(yīng)力場變化。不同預(yù)熱溫度下基體和熔覆層溫度的變化曲線見圖18。在100～300 ℃預(yù)熱條件下，路徑（圖2所示）的溫度梯度分別為671、648、626 ℃/mm，相較于基體未預(yù)熱時的溫度梯度（691 ℃/mm）有所降低。這是因為激光熔覆過程中熔池的體積很小，且熔池的冷卻速度較快，可以由傳熱學(xué)理論計算熔池的瞬時冷卻速度，見式(4)[26]。

式中：0為工件的初始溫度（或預(yù)熱溫度）；為激光熔池的瞬時冷卻速度；c為所求冷卻速度處的瞬時溫度；為激光的線能量輸入。

取c為液態(tài)金屬的凝固溫度，基體預(yù)熱的溫度0分別為22、100、200、300 ℃，在100、200、300 ℃預(yù)熱溫度下的冷卻速率分別為0.84、0.76、0.68。據(jù)此可知，采取預(yù)熱手段能顯著降低熔覆層的冷卻速率，采用300 ℃預(yù)熱時冷卻速率約為未預(yù)熱時的0.68倍，這與圖16中不同預(yù)熱溫度下的熔覆層顯微組織形貌相吻合。由于冷卻速率降低，熔融狀態(tài)下液態(tài)金屬形核長大的時間被延長，因而隨著預(yù)熱溫度的提高，晶體組織變得粗大。

不同預(yù)熱溫度條件對熔覆層向和向殘余應(yīng)力的影響見圖19—20。從圖19中可以發(fā)現(xiàn)，通過基體預(yù)熱的方式并沒有改變路徑（圖2所示）應(yīng)力極值點的分布位置，熔覆層中方向的殘余應(yīng)力仍主要集中在頂部（節(jié)點）與結(jié)合區(qū)（距節(jié)點1 mm）處，但通過基體預(yù)熱的方式使得該2點的應(yīng)力峰值有所降低。以預(yù)熱300 ℃為例，相較于未預(yù)熱時，熔覆層頂部的殘余應(yīng)力從1.74 GPa下降至1.04 GPa，結(jié)合區(qū)的殘余應(yīng)力從3.88 GPa下降至3.38 GPa。此外，通過基體預(yù)熱的方式，還減緩了熔覆層在方向上殘余應(yīng)力的波動程度。與之類似，從圖20中可以看出，與基體未預(yù)熱時相比，熔覆層中向殘余應(yīng)力曲線極大值點仍出現(xiàn)在、等2點，但2點處的殘余應(yīng)力值顯著降低。仍以預(yù)熱300 ℃為例，相較于未預(yù)熱時，點殘余應(yīng)力從409 MPa下降至129 MPa，點的殘余應(yīng)力從394 MPa下降至134 MPa。

圖18 不同預(yù)熱溫度下路徑AC溫度變化

圖19 不同預(yù)熱溫度下路徑AB殘余應(yīng)力變化

圖20 不同預(yù)熱溫度下路徑DE殘余應(yīng)力變化

結(jié)合實驗中裂紋發(fā)生規(guī)律與仿真中應(yīng)力場結(jié)果分析得出，熔覆層易產(chǎn)生裂紋、氣孔缺陷的主要原因是基體材料鈦合金與熔覆層材料Al2O3-ZrO2陶瓷的熱膨脹系數(shù)存在差異，且熔覆過程溫度梯度較大，導(dǎo)致殘余應(yīng)力較大，殘余應(yīng)力易在晶粒晶界處、氣孔、夾雜處等萌生裂紋，進(jìn)而沿著脆性組織拓展，引發(fā)熔覆層斷裂。

熔覆層裂紋敏感性的降低主要分為2種方式：抑制裂紋的萌生；抑制裂紋的拓展。通過基體預(yù)熱方式降低熔覆層裂紋的敏感性主要通過前者，一方面由于熔覆層冷卻過程延長，依據(jù)仿真結(jié)果來看，300 ℃預(yù)熱時冷卻速率約為未預(yù)熱時的0.68倍，因此結(jié)合區(qū)附近的氣孔有更加充分的時間上浮逸出，減少了易作為裂紋萌生源氣孔的出現(xiàn)，進(jìn)而抑制了裂紋缺陷的產(chǎn)生；另一方面，由于通過基體預(yù)熱能夠顯著降低熔覆層在方向和方向的殘余應(yīng)力，避免了應(yīng)力集中，降低了1.2節(jié)中所述的主要發(fā)生于基體與熔覆層結(jié)合處和熔覆層頂端的開裂傾向。根據(jù)圖16可以得出，經(jīng)過基體預(yù)熱熔覆層受單一熱流的影響減弱，溫度梯度減小，熔覆層各部分之間晶粒的微觀組織形態(tài)趨于一致，避免了熔覆層各部分之間由于凝固收縮不同而產(chǎn)生的組織應(yīng)力，進(jìn)而抑制了裂紋的發(fā)生。

4 結(jié)論

鈦合金表面Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆層開裂的主要原因是激光熔覆具有快熱速冷的特點，導(dǎo)致基體與熔覆層之間存在較大的溫度梯度，進(jìn)而引起熔覆層中較大的殘余熱應(yīng)力，在殘余應(yīng)力出現(xiàn)應(yīng)力集中位置容易引起陶瓷熔覆層的開裂。

采取基體預(yù)熱方式能夠有效抑制熔覆層裂紋的產(chǎn)生，增強熔覆層的斷裂韌性，其中以200～300 ℃預(yù)熱，熔覆層裂紋的敏感性降低得最為明顯。其原因主要是通過基體預(yù)熱，減小了熔覆層與基體之間的溫度梯度，減小了應(yīng)力集中的分布趨勢。

基體預(yù)熱改變了熔覆層組織的晶粒形態(tài)，由等軸晶、柱狀晶向粗大的條狀枝晶、胞狀晶轉(zhuǎn)變。這主要是由熔覆層冷卻速率降低、熔融金屬冷卻時間拉長所致。

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Effect of Substrate Preheating on Crack Sensitivity of Al2O3-ZrO2Ceramic Coating Prepared by Laser Cladding

,,,

(Qingdao University of Technology, Qingdao 266000, China)

The work aims to solve the problems of large brittleness and easy cracking of Al2O3-ZrO2ceramic coating prepared on the surface of titanium alloy, effectively enhance the high temperature and wear resistance of titanium alloy, and expand the application range of titanium alloy under severe conditions such as high temperature and heavy load. The crack sensitivity of Al2O3-ZrO2ceramic coating prepared on the surface of titanium alloy was improved by substrate preheating, Through the cladding test, microstructure analysis and performance test on the cladding layer, the effects of different preheating temperature on the crack sensitivity of the cladding layer were evaluated respectively. Further, the thermal mechanical coupling model was established through the finite element analysis software to explore the mechanism of the effect of substrate preheating on the crack sensitivity of the cladding layer. The number of cracks in the cladding layer was significantly reduced after the substrate was preheated. When the substrate was preheated at 200 ℃, the fracture toughness of the cladding layer was significantly improved, from 4.7 MPa·m?to 8.1 MPa·m?. The microstructure of the cladding layer changed from equiaxed crystal and columnar crystal to strip dendrite and cellular crystal. According to the thermal mechanical coupling results under different preheating temperatures, with the increase of preheating temperature, the residual stress in the cladding layer decreased obviously, the stress concentration in the cladding layer was reduced, and the cracking behavior of the cladding layer was restrained. The substrate preheating method can significantly reduce the residual stress in the cladding layer, improve the crack sensitivity of the cladding layer and enhance the toughness of the cladding layer. When the substrate is preheated at 200～300 ℃, the performance of the cladding layer is most obviously improved, which can provide a practical reference basis for inhibiting the occurrence of cracks in the preparation of ceramic coatings.

laser cladding; crack control; numerical simulation; ceramic coating; substrate preheating; thermal coupling

2021-03-30；

2021-09-01

WANG Ran（1996—），Male, Master, Research focus: laser processing and remanufacturing.

王玉玲（1967—），女，博士，教授，主要研究方向為機械產(chǎn)品綠色設(shè)計與制造，激光加工及再制造。

WANG Yu-ling (1967—), Female, Doctor, Professor, Research focus: green design and manufacturing of mechanical products, laser processing and remanufacturing.

王冉，王玉玲，姜芙林, 等.基體預(yù)熱對激光熔覆制備Al2O3-ZrO2陶瓷涂層裂紋敏感性的影響[J]. 表面技術(shù), 2022, 51(3): 342- 352.

TG174.4

A

1001-3660(2022)03-0342-11

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.03.037

2021-03-30；

2021-09-01

山東省自然科學(xué)基金（ZR2018PEE011，ZR2019MEE059）；山東省重點研發(fā)計劃（2019GNC106102，2018GSF117038）；青島西海岸新區(qū)創(chuàng)新重大專項（2016-2，2018-1-5）

Fund：Suported by the Natural Science Foundation of Shandong Province (ZR2018PEE011, ZR2019MEE059); The Projects of Shandong Pr-ovince (2019GNC106102, 2018GSF117038); Major Innovation Projects of Qingdao West Coast New Area (2019GNC106102, 2018GSF117038)

王冉（1996—），男，碩士研究生，主要研究方向為激光加工及再制造。

WANG Ran, WANG Yu-ling, JIANG Fu-lin, et al. Effect of Substrate Preheating on Crack Sensitivity of Al2O3-ZrO2Ceramic Coating Prepared by Laser Cladding[J]. Surface Technology, 2022, 51(3): 342-352.