TC4（Ti-6Al-4V）屬于α+β雙相合金，具有密度小、比強度高、耐高溫、耐腐蝕、相容性好等優(yōu)點，在航空航天領(lǐng)域廣泛應用，主要用于制造航空發(fā)動機殼體、發(fā)動機吊架和飛機機身接頭等[1-3]。航空發(fā)動機殼體由于自身存在耐磨性差、韌性和塑性偏低等缺點，在工作中很容易出現(xiàn)磨損、劃痕等現(xiàn)象，如果直接更換殼體，成本較高，但如果通過利用激光熔覆技術(shù)來修復發(fā)動機殼體的缺陷，可以大大節(jié)省成本，延長使用壽命。
激光熔覆技術(shù)是一種金屬表面改性技術(shù)，通過在金屬表面熔覆一種外加的金屬粉末或合金覆層，從而改變原基材的性能。國內(nèi)外學者對TC4激光熔覆改性的研究多集中在熔覆材料種類的選擇上，不斷擴展熔覆材料的應用范圍。Zhu等[4]在TC4合金上制備了Co-Cu/Ti3SiC2自潤滑耐磨復合涂層。Zhao等[5]在TC4上制備了AlNbTaZrx高熵合金涂層。譚金花等[6]在TC4合金表面制備TC4+Ni60/h-BN鈦基復合涂層，提高了熔覆層的硬度和耐磨性。龔玉玲等[7]研究了TC4合金表面Ni60A/CeO2熔覆層組織及耐腐蝕性能的影響。邱瑩等[8]研究了TC4表面熔覆T140阻燃鈦合金組織及硬度的影響。但在這些研究中，由于熔覆層材料與基體的導熱系數(shù)、熱膨脹系數(shù)等熱學參數(shù)不一致，從而導致熔覆效果較差，經(jīng)常出現(xiàn)熔覆層裂紋、脫落等情況。
目前激光熔覆技術(shù)在航空發(fā)動機殼體的修復和性能強化方面已經(jīng)獲得了廣泛的應用，然而在TC4機體上熔覆TC4作為熔覆修復材料卻鮮有報道，而通過熔覆相同成分的TC4粉末進行修復TC4機體，不僅可以避免因熱學參數(shù)差異帶來的不良影響，還能大大節(jié)省修復成本。同時激光功率參數(shù)作為熱輸入的直接表征物理量，也是決定熔覆層組織和性能的一個主要因素，探究機體修復過程中激光功率對熔覆質(zhì)量及其性能的影響具有重要研究意義。因此本文選用TC4粉末作為熔覆材料，采用工業(yè)級大光斑激光器，在TC4機體表面制備不同激光功率的熔覆涂層，研究分析在一定掃描速度下，不同激光功率參數(shù)對TC4復合涂層組織與性能的影響，并尋找到功率參數(shù)與成形質(zhì)量間的關(guān)系，為航空發(fā)動機殼體修復工作中的實際激光熔覆功率參數(shù)應用提供參考。
1、試驗
1.1材料
基體材料是TC4合金板（40mm×30mm×10mm），熔覆材料為歐中科技生產(chǎn)的TC4粉末（氧質(zhì)量分數(shù)<0.11%），粉末粒度為15~53μm，化學成分見表1。試驗前將TC4粉末置于真空干燥箱中以120℃高溫進行真空干燥，熔覆完成后使用切割機將每組試樣分別切割為尺寸1（15mm×5mm×6mm）和尺寸2（15mm×15mm×5mm）2種尺寸，每組試件熱鑲嵌后使用砂紙對表面進行磨拋，并使用丙酮和無水乙醇清洗掉試件的銹跡和油漬。
1.2方法
采用COHERENTHighLight8000D型超快激光器，光斑直徑為12mm，氬氣保護流量為4.5L/min，掃描速度限定為100mm/min，激光加工示意圖見圖1。
激光功率參數(shù)分別設(shè)置為1000、1500、2000W，將熱鑲后的試件依次采用400#、800#、1000#、1200#、1500#和2000#砂紙打磨并拋光。尺寸1試件采用體積比V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶4∶20的Kroll腐蝕液對截面進行金相腐蝕，通過LEICAMEF4型金相顯微鏡、HITACHIS-3400N型掃描電子顯微鏡、EDS能譜分析儀、HVS-1000型維氏顯微硬度計觀察熔覆層截面金相組織和截面硬度。尺寸2試件利用D/Max-2500XX射線衍射儀對涂層進行XRD物相分析。摩擦磨損試驗利用MPX-3G銷盤式摩擦磨損試
驗儀測試涂層的耐磨性能，摩擦方式為干滑動摩擦，試驗過程加載向心載荷50N，轉(zhuǎn)速為100r/min，磨環(huán)中徑為4mm，磨損時間為15min。電化學試驗采用PrincetonAppliedResearchPARSTAT4000電化學工作站測試涂層的耐蝕性能，采用工作電極（WE）、輔助電極（CE）為1cm2的鉑片，參比電極（RE）為Ag/AgCl電極構(gòu)成的三電極體系，測試環(huán)境溫度為25℃，試件涂層面積為1cm2區(qū)域作為工作面，其他區(qū)域用環(huán)氧樹脂絕緣密封包裹。電解質(zhì)采用3.5%NaCl中性溶液，待開路電位（OCP）穩(wěn)定1800s后進行測試，極化曲線動電位測試范圍為?1.0~1.5V，掃描速度為1mV/s。
2、結(jié)果與分析
2.1宏觀形貌
圖2是3組不同功率下試件單道熔覆層表面的宏觀形貌，由圖可見：試件表面都存在粉末堆積現(xiàn)象，且隨著激光功率的增加，平整度呈現(xiàn)先增加后降低的變化。3組試樣熔覆層表面呈現(xiàn)不同程度的黃色，最終呈現(xiàn)為深黃色。這是因為功率參數(shù)越大，熔池表面及材料內(nèi)部溫度升高的速度越快，空冷至室溫所需時間越長，其表面與空氣形成氧化膜的厚度越大，呈現(xiàn)的顏色就越深[9]。功率為1000W時，表面存在未熔融的TC4顆粒，表面凹凸不平；功率加大到1500W時，熔覆層表面無裂紋和氣孔缺陷，表面光滑平整顏色分布均勻，表明生成了質(zhì)量較高的熔覆層；繼續(xù)加大功率到2000W時，熔覆層表面又變得粗糙，熔覆層出現(xiàn)部分損壞，光滑度下降。以上現(xiàn)象主要原因是試件接收的能量隨功率的增大而增大，功率較低時能量來不及傳遞到材料內(nèi)部，當熔池凝固時，預制粉末未能吸收足夠的能量而堆積在熔覆層邊緣；隨著掃描功率的增大，由于能量密度過大，熔覆層材料表面因過燒導致平整度降低。綜上可見：試件的熔覆質(zhì)量隨著功率參數(shù)的變化而變化，較低的功率參數(shù)會導致熔覆層較淺，而功率參數(shù)過高又會導致基體過燒損壞，可見合適的功率具有最佳的熔覆質(zhì)量。
2.2微觀組織
激光熔覆凝固過程中顯微組織主要由溫度梯度G、凝固速度R和冷卻速度dT/dt等因素決定，G/R比值決定顯微組織的特征，dT/dt決定顯微組織尺度[10]。通過電子顯微鏡下各試件不同掃描功率下熔覆層微觀組織，熔覆層受溫度梯度G、凝固速度R的影響，晶粒主要表現(xiàn)為顆粒晶、胞狀晶和樹枝晶組織。由圖3熔覆層上部顯微組織形貌可見，功率為1000W時組織最為致密，隨著功率的增大，組織致密程度逐步降低，晶粒尺寸也變得越來越大。組織致密程度之所以降低是因為一次枝晶臂間距與功率成正比，功率更高時枝晶臂間距更大導致致密程度更低。而組織尺寸也越來越大，是因為隨著功率的增加，熱輸入增加，凝固時間自然也變得越長，形成的熔池更深，組織生長空間增大，擁有了更充裕的生長時間。最終表現(xiàn)出組織從顆粒胞狀晶、細枝狀向粗大樹枝狀組織轉(zhuǎn)變的趨勢。在1000W功率下熔覆層表面組織表現(xiàn)為數(shù)量較多的“細小顆粒狀組織”且開展方向紊亂，主要是因為熔覆層單位受到的能量較低，所形成的熔池較淺，樹枝晶組織在凝固過程中的長度和寬度方向都沒有充分時間長大，形成的枝晶尺寸較細小表現(xiàn)為細小的顆粒，同時組織生長方向因為激光功率較低所受到熱流方向的控制較小，枝晶的成長速度緩慢，因此呈現(xiàn)出紊亂的顆粒狀[11]。當掃描功率為1500、2000W時，顯微組織開始出現(xiàn)橫向或縱向生長的趨勢，形成樹枝狀組織。
圖4是熔覆層中部區(qū)域顯微組織形貌。由圖4可知：熔覆層中部組織主要由顆粒胞狀晶、細小枝狀晶和針狀馬氏體組成，最終形成一種初生α馬氏體和次生α馬氏體構(gòu)成的網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)，且在不同功率參數(shù)下針狀馬氏體逐漸呈現(xiàn)出交叉密排的特征。圖4a中組織大多表現(xiàn)為顆粒胞狀晶，這是因為掃描功率較低，晶粒生長不充分。但隨著掃描功率的增加，TC4熔池中所獲得的能量也就越多，形成的熔池變深，顆粒胞狀晶生長空間增大，冷卻速度降低，顆粒胞狀晶生長更容易進行，由顆粒胞狀晶（圖4a）長大為細小樹枝晶（圖4b）和粗大樹枝晶（圖4c），且馬氏體組織也隨著功率參數(shù)的增大逐漸變得粗大。掃描功率為1500W時，次生α馬氏體生長變得更加清晰，與初生α馬氏體、細小樹枝晶等組織一同呈現(xiàn)出交互錯排生長的魚骨狀組織特征。整個生長過程中隨著功率的增加，馬氏體發(fā)生相變導致單位時間單位體積中晶核數(shù)量減少，使得晶粒生長尺寸增大為針狀馬氏體，尺寸較大的針狀馬氏體率先形核長大為樹枝狀馬氏體，尺寸較小針狀馬氏體隨后在其周圍形核生長，最后針狀次生α馬氏體和細針狀初生α馬氏體都生長為粗大樹枝組織且兩者生長方向變得更加有序。當掃描功率增大為2000W時，見圖4c，清晰可見β晶界，初生α馬氏體和次生α馬氏體共同貫穿和分割整個晶界。
中部區(qū)域α馬氏體由于發(fā)生相變過程中具有動態(tài)奧氏體熱穩(wěn)定性，其轉(zhuǎn)變量隨冷卻速度的增大而增加，熔覆層中部的冷卻速度較底部更快，結(jié)晶速率也更高，馬氏體轉(zhuǎn)變量也更大，且熔池凝固過程由熔覆區(qū)底部開始，中部區(qū)域具有更充裕的凝固時間保證其區(qū)域內(nèi)馬氏體形核長大[12]。此外，當激光功率為1500、2000W時，熔覆層都存在氣孔缺陷，主要是因為激光功率較高時，部分熔覆粉末發(fā)生了“汽化”現(xiàn)象，增加了熔覆層的氣孔率。
圖5給出了結(jié)合區(qū)域顯微組織的形貌，由圖可知：3組試樣結(jié)合區(qū)均可看到一條明顯條帶分界，其中圖5a、圖5c結(jié)合界線都比較明顯，圖5b結(jié)合界線模糊且界線兩側(cè)組織分布分明，各涂層界面處均未出現(xiàn)宏觀的裂紋和孔洞，未觀察到未熔合和其他缺陷。
綜上可見，功率P=1500W時，涂層和基體之間冶金結(jié)合效果最佳[13]。在結(jié)合區(qū)域分界線兩側(cè)顯微組織中也表現(xiàn)不同特征：在掃描功率P=1000W時，結(jié)合區(qū)靠近熔覆區(qū)（A區(qū)域）主要是細小晶粒組織，隨著功率的增大開始向不同方向生長，實現(xiàn)了組織由細小生長粗大的過程，完成細晶?！麪罱M織—樹枝狀組織的轉(zhuǎn)變。這主要是因為掃描功率的增加使熔池溫度提高，凝固速率降低，延長枝晶組織生長時間，從而使枝晶變粗。晶粒平均直徑d與冷卻速度T之間存在關(guān)系d=B(T)?m，其中B和m是與合金成分有關(guān)的常數(shù)，
即冷卻速度越慢，晶粒越粗大[14]。結(jié)合區(qū)B區(qū)域始終都呈現(xiàn)TC4典型網(wǎng)籃組織，當P=2000W時，B區(qū)域的針狀馬氏體較A區(qū)域數(shù)量更少，密集程度更低，可能是距離熔覆層較遠，所吸收熱量較低，高溫β相發(fā)生無擴散型相變轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀榴R氏體的數(shù)量更少。
2.3物相分析
圖6為3組功率熔覆層的XRD結(jié)果，熔覆層主要由α-Ti、β-Ti、TiC、TiN、Ti2N等物相組成，其中α-Ti衍射峰強度最大，熔覆層中α-Ti的含量較高。雖然TC4粉末中的C、H、N等元素的含量非常小，但高溫下TC4合金中的Ti極易與熔覆粉末中的C、N、O等結(jié)合形成化合物，且形成化合物的優(yōu)先度為：
TiOx→TiN→Ti(C、N)→TiC[15]。TiC主要以沿其密排面{111}上的〈110〉方向擇優(yōu)取向生長，并以樹枝狀的方式存在于熔覆層的上部區(qū)域[12]。此外生成的TiN、Ti2N等鈦的氮化物也都顯著提升了涂層的硬度和耐磨性能[16]。
為了進一步確認熔覆層各元素的變化特征，對3組試件熔覆層至基體進行EDS線掃描，線掃描結(jié)果中Al/Ti變化見圖7。整體來看，Al/Ti元素的波動范圍較小，分布規(guī)律基本一致，可見激光功率對熔覆層元素變化的影響很小。但隨著功率的增大，Al/Ti含量比值的變化范圍逐漸縮小，可能是因為熔覆層表面因吸收熱量的增多加快了Al、Ti元素的部分流失。
2.4電化學分析
圖8為不同掃描功率參數(shù)的TC4涂層在3.5%NaCl溶液中的動電位極化曲線。表2是極化曲線擬合后腐蝕電位、腐蝕電流密度、腐蝕速率等參數(shù)?？梢?，不同激光功率熔覆下熔覆層的極化曲線形狀相似，腐蝕電位Ecorr在?250~?100mV范圍內(nèi)先增大后減小。3種涂層中，1500W下的涂層具有最高的腐蝕電位?0.10641V，同時也具有最低的腐蝕電流密度3.8312×10?6A/cm2。（Ecorr是指材料達到穩(wěn)定腐蝕狀態(tài)時的電位，該參數(shù)可用于表征材料在腐蝕系統(tǒng)中的腐蝕傾向；Jcorr是指Ecorr處的腐蝕電流密度，用來表征材料的腐蝕速率[17]）。與Ecorr高的材料相比，Ecorr低的材料在沒有外加電壓的情況下更傾向于在原電池中充當陰極，并因失去電子而遭受嚴重的腐蝕。因此，對于corr，1500W下的涂層的耐蝕性在3種涂層中最好，同時在Jcorr方面，1500W下的涂層的耐蝕性也優(yōu)于其他涂層。
當電位超過Ecorr時，電極表面進入活性狀態(tài)，因為它隨著電位的增加而迅速增加。這些現(xiàn)象促進電極表面的氧化反應，將金屬以離子形式釋放到電解液中。隨著電位的進一步增大，電流密度逐漸增大，最終達到一個相對穩(wěn)定的值，說明電極進入了一個相對穩(wěn)定的腐蝕狀態(tài)。從活性態(tài)向相對穩(wěn)定的腐蝕態(tài)轉(zhuǎn)變，與電極表面形成一層薄而密的氧化膜密切相關(guān)，氧化膜使材料與電極隔離，大大延緩了金屬離子的釋放速率。圖8中1500W下陽極區(qū)出現(xiàn)隨著電壓的增加電流密度呈現(xiàn)下降的曲線走勢，表明產(chǎn)生了致密的鈍化膜，阻礙離子擴散。隨著陽極區(qū)域腐蝕電壓的繼續(xù)增加，腐蝕電流再一次增大，說明此時表面上抑制涂層的薄膜逐漸溶解，電極再次進入活性狀態(tài)。整個過程中發(fā)生了以下反應：
電解液中的Cl?通過氧化膜時，熔覆層中的Ti元素被溶解，相應的Ti2+增加，所發(fā)生的水解反應為[18]：
Ti→Ti2++2e?Ti2++2H2O→Ti(OH)2+2H+
以上反應產(chǎn)生的H+也促進了Ti元素進一步溶解。在陰極區(qū)，隨著腐蝕電位的增加，電流急劇下降，發(fā)生的氧氣還原反應為：
O2+4H++4e?=2H2O
綜上，隨著掃描功率的增加，激光熔覆TC4合金的自腐蝕電位Ecorr先增大后降低，腐蝕電流密度Jcorr先減小后增大。與其他涂層相比，當功率為1500W時，覆層的耐蝕性最好。
2.5顯微硬度
圖9是不同涂層熔覆層到基體之間的硬度變化曲線。顯微硬度分布存在3個區(qū)域：熔覆區(qū)、過渡區(qū)和基體區(qū)。由圖9可知：基體硬度范圍普遍在290~310HV之間，3組試樣所對應的熔覆區(qū)硬度分別分布在828.2~584.2、600.5~554.7、536.8~502.7HV之間，整體硬度提高約2倍。熔覆區(qū)硬度較基體明顯增強，主要是在新生成的TiC和TiB等增強相的作用下，硬度得到了很大提升。過渡區(qū)由于結(jié)合區(qū)附近合金元素擴散系數(shù)發(fā)生變化，兩側(cè)組織發(fā)生質(zhì)變，導致結(jié)合區(qū)兩側(cè)硬度發(fā)生驟降。在激光功率為1000W時，顯微硬度在距表面第一個標注點約0.2mm位置處，達到最大值840.5HV。此時組織呈現(xiàn)密而多的顆粒狀相組織，主要是因為激光掃描功率較低，晶核來不及長大就很快凝固為細小致密的組織，而致密的組織會明顯提升其硬度性能。隨著功率的增大，組織依次表現(xiàn)為致密的顆粒狀組織→致密的細針狀組織→粗大的樹枝狀組織，越致密的組織對硬度的提升效果越好，這也是功率越低熔覆層硬度越高的原因之一。此外熔覆層中生成的TiC、TiB和金屬間化合物Ti2N等涂層增強相也會有效增強硬度性能，隨著功率的增大，增強相析出的數(shù)量和密度變少，降低了熔覆層的硬度性能[19]。試驗表明：當激光掃描功率為1500W時，不同區(qū)域硬度變化穩(wěn)定，熔覆層整體硬度較高，更加符合實際應用的選擇。
2.6耐磨性能分析
摩擦磨損是金屬應用中的損失過程，也是材料的主要失效形式，摩擦磨損的研究對金屬材料的實際應用具有重要意義。通過摩擦磨損試驗研究涂層在不同激光功率下的耐磨性能，表3是試件不同功率熔覆下涂層和基體在載荷為50N、轉(zhuǎn)速為100r/min加工參數(shù)下的磨痕寬度和深度以及磨損質(zhì)量變化。
由表3可見，基體磨損質(zhì)量為0.001414g，1000W和1500W2組試樣的磨痕寬度和磨損質(zhì)量變得越來越小，且磨痕深度都比TC4基體深度更淺[20]，代表激光熔覆后涂層的耐磨能力均得到提高。相比于1000W的試樣，1500W試樣的磨損量最低，僅為0.000571g，磨損性能更佳，此時磨痕寬度更低，但磨痕深度反而更大。可能是其組織呈現(xiàn)細密的顆粒狀特征，而致密的組織可以提高熔覆層抵抗外部粒子切削的能力和抵抗塑性變形的能力，橫向切削抵抗能力增強縱向切削抵抗能力減弱。不僅如此，熔覆層中的TiC、TiB和Ti2N等硬質(zhì)相也會阻止磨粒的切削與熔覆層的塑性變形，進一步提升耐磨性能。但功率加大到2000W時，磨損量反而最多，為0.005181g，可能是因為功率過大導致內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)遭到破壞，耐磨性能大大降低?？梢娂す馊鄹布夹g(shù)采用適當?shù)墓β蕝?shù)能有效提高耐磨性能，但功率過高也會因熔覆層承受熱量過高而損壞使耐磨性能降低。
3、結(jié)論
1）TC4復合涂層主要有顆粒胞狀晶、樹枝晶和針狀馬氏體等組織。隨著掃描功率的增大，組織發(fā)生由細小顆粒胞狀晶—細小樹枝晶—粗大樹枝晶的轉(zhuǎn)變，且開展方向變得更有規(guī)律。同時隨著功率參數(shù)的增加，Al/Ti元素的含量和峰值變低。激光功率的高低直接影響到組織的致密程度和尺寸，致密的組織會顯著提升硬度性能。試驗可見功率參數(shù)P=1500W時，熔覆質(zhì)量最好。
2）電化學耐蝕性受功率參數(shù)的影響，隨著功率的增加，自腐蝕電位先增大后減小，功率P=1500W時，具有最高的腐蝕電位，耐蝕性最佳。
3）TC4熔覆TC4粉末的復合涂層的抗磨性能得到增強，且隨著功率的增加，熔覆層的抗磨性能增強。但功率參數(shù)達到2000W時，抗磨損能力反而降低。
實際應用中應考慮熔覆層不僅要保證其良好的成形質(zhì)量，還要具有最佳的性能，因此在1000~2000W范圍內(nèi)，綜合考慮激光熔覆最佳激光掃描功率參數(shù)為1500W。
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