張旭東, 趙梓鈞, 曾 琦, 劉 偉*, 孫兵兵,李 能, 高 超

（1．中國人民解放軍第四七二三工廠，河北 邯鄲 057150；2．中國航發(fā)北京航空材料研究院 3D打印研究與工程技術(shù)中心，北京 100095；3．湖南動力機(jī)械研究所，湖南 株洲 412002）

鈦合金是目前航空發(fā)動機(jī)中廣泛應(yīng)用的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，具有高比強(qiáng)、高比剛和耐腐蝕等特點(diǎn)[1]，但隨著航空發(fā)動機(jī)推重比的提高，發(fā)動機(jī)工作溫度不斷提高，鈦合金的抗蠕變性能和高溫抗氧化性急劇下降，嚴(yán)重限制了鈦合金的高溫應(yīng)用[2]。鎳基高溫合金具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能、抗氧化性能和抗蠕變性能，常被用來制造航空發(fā)動機(jī)熱端部件，滿足高溫服役需求，提升發(fā)動機(jī)推力[3]，但鎳基高溫合金密度約8.9 g/cm3，幾乎是鈦合金的兩倍，大量使用將增加發(fā)動機(jī)質(zhì)量，限制推重比的提高。若將鈦合金與鎳基高溫合金連接起來制造航空發(fā)動機(jī)零部件，則可實(shí)現(xiàn)兩種材料之間的優(yōu)勢互補(bǔ)，在保證發(fā)動機(jī)推力的同時，大幅度的減輕自重，提高推重比。

然而，鈦合金和鎳基合金的連接存在以下突出問題：（1）二者的熱導(dǎo)率和熱膨脹系數(shù)等熱物理性能相差較大，連接過程中具有較大的熱應(yīng)力，極易產(chǎn)生微觀裂紋甚至發(fā)生宏觀斷裂[4-5]；（2）Ti和Ni具有極強(qiáng)的親和力（Ti在液態(tài)Ni中的溶解焓為–170 kJ/mol[6]），由Ti-Ni二元相圖可知，兩種元素可反應(yīng)生成Ti2Ni和TiNi3等脆性金屬間化合物，大幅度增加連接界面的脆性。目前，有學(xué)者已嘗試選用擴(kuò)散焊[7]、爆炸焊[8-9]、激光焊[10-12]及電子束焊[13-14]等方法對鈦合金-鎳基合金異種材料進(jìn)行直接連接，但均無法避免Ti、Ni異種金屬間形成脆性金屬間化合物，難以實(shí)現(xiàn)有效連接。添加合適的中間過渡層可減少或避免脆性金屬間化合物的形成，是優(yōu)化鈦合金-鎳基合金異種金屬接頭組織、提高連接強(qiáng)度的有效方法。目前已嘗試添加的中間過渡層主要有：Cu[15]、V[14]、Nb[7]、Ni[7]、V/Cu[14]、Nb/Cu[16]等。從研究結(jié)果來看，添加中間過渡層能在一定程度上改善鈦合金-高溫合金接頭的力學(xué)性能，但目前所采用的中間層仍難以在保證較好界面結(jié)合強(qiáng)度的同時，還與鈦合金、鎳基合金具有良好的冶金兼容性。此外，由純金屬組成的中間層，其自身強(qiáng)度較低，限制了異種材料強(qiáng)度的提高。

本工作在前期實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)上，考慮到V與Ti的無限固溶性質(zhì)，選用V-15Cr合金作為TC4-GH4169異種材料的第一層中間過渡層；選用0Cr13不銹鋼作為第二層中間過渡層，主要考慮到0Cr13與GH4169具有較好的冶金相容性，同時合金中的Cr含量與V-15Cr合金相當(dāng)。因此，本工作以（V-15Cr）+0Cr13組成的復(fù)合層作為TC4和GH4169之間的中間過渡層，并采用激光熔融沉積工藝制備TC4-GH4169異種材料，重點(diǎn)探討激光熔融沉積工藝對（V-15Cr）+ 0Cr13復(fù)合中間層界面冶金質(zhì)量的影響，通過對中間層界面冶金反應(yīng)的控制，避免產(chǎn)生脆性金屬間化合物和其他冶金缺陷，以期為TC4鈦合金-GH4169高溫合金異種材料結(jié)構(gòu)的制備提供理論和技術(shù)基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

采用厚度為8 mm的TC4鈦合金板材作為激光熔融沉積的基板；采用質(zhì)量比為17∶3的V、Cr純元素混合粉為原材料，通過激光熔融沉積制備TC4與GH4169之間的第一層中間合金；選擇近球形0Cr13不銹鋼粉末熔覆制備第二層中間合金；選用近球形GH4169高溫合金粉末作為最終熔覆材料。所用粉末粒徑范圍均處于53～105 μm。

采用6 kW光纖激光綜合加工系統(tǒng)進(jìn)行激光熔融沉積實(shí)驗(yàn)，各層的激光熔融沉積工藝參數(shù)見表1，熔覆試塊的表面尺寸約為20 mm × 100 mm。在激光熔融沉積過程中，影響制件成形的主要指標(biāo)參數(shù)為激光作用的體能量密度，而體能量密度與激光功率、掃描速率、送粉速率和層厚有直接關(guān)系，在其他參數(shù)一定的情況下，體能量密度與激光功率呈正比關(guān)系。本工作基于送粉式激光熔融沉積工藝，在保持其他參數(shù)不變的條件下，選擇400 W、600 W和800 W三種激光功率，研究體能量密度對（V-15Cr）+ 0Cr13復(fù)合中間層界面冶金反應(yīng)的影響，同時還對比研究了同軸送粉法（圖1（a））和預(yù)置粉末法（圖1（b））對（V-15Cr）+ 0Cr13界面冶金反應(yīng)的影響。

表1 TC4-GH4169激光熔融沉積工藝參數(shù)Table 1 Process parameters of TC4-GH4169 formed by laser melting deposition

圖1 不同激光熔融沉積技術(shù)示意圖 （a）送粉式的激光熔融沉積工藝；（b）預(yù)置粉末的激光熔融沉積工藝Fig. 1 Schematic diagram of different laser melting deposition technologies （a）powder feeding laser melting deposition process；（b）powder presetting laser melting deposition process

將熔覆試樣沿z軸方向進(jìn)行線切割、研磨、拋光，并用kroll試劑（2 mL HF + 5 mL濃HNO3+ 100 mL H2O）進(jìn)行腐蝕處理。采用掃描電子顯微鏡（SEM）對金相試樣組織和剪切試樣斷口進(jìn)行觀察分析，并利用能譜儀（EDS）對中間層成分以及剪切試樣斷

口成分進(jìn)行檢測分析。采用Instron電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行剪切實(shí)驗(yàn)，評價TC4-GH4169界面強(qiáng)度，剪切試樣形狀尺寸和剪切實(shí)驗(yàn)加載方式分別見圖2（a）和圖2（b）。

圖2 剪切實(shí)驗(yàn)說明 （a）剪切試樣形狀尺寸（mm）；（b）剪切實(shí)驗(yàn)加載方式Fig. 2 Illustration of shear test （a）shape and size of shear specimen（mm）；（b）loading mode of shear test

2 結(jié)果與討論

2.1 激光功率對（V-15Cr）+ 0Cr13復(fù)合中間層的影響

按表1所示工藝參數(shù)，在TC4基材上依次熔覆V-15Cr、0Cr13和GH4169，當(dāng)0Cr13的熔覆激光功率采用400 W時，試樣的宏觀形貌隨熔覆層（V-15Cr→0Cr13→GH4169）的變化如圖3所示?？梢姡赥C4上熔覆V-15Cr層時，未觀察到明顯缺陷；當(dāng)熔覆0Cr13層時，試樣已發(fā)生了翹曲；而繼續(xù)熔覆GH4169層時，發(fā)生明顯分層。通過宏觀觀察可知，分層發(fā)生在V-15Cr和0Cr13熔覆層的界面位置。進(jìn)一步對TC4/（V-15Cr）和0Cr13/GH4169的界面進(jìn)行了觀察，分別如圖4（a）和（b）所示。可見TC4/（V-15Cr）和0Cr13/GH4169界面相容性較好，沒有觀察到明顯的金屬間化合物和裂紋等冶金缺陷。

圖3 熔覆0Cr13的激光功率為400 W時TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169的成形過程Fig. 3 Forming process of TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169 when the laser power of cladding 0Cr13 is 400 W

由Ti-V二元相圖可知，溫度在882～1670 ℃時，Ti和V元素?zé)o限互溶；同樣由Fe-Ni二元相圖可見，溫度在912～1394 ℃時，F(xiàn)e和Ni無限互溶；由于激光熔覆后的快速冷卻作用，Ti-V和Fe-Ni均以固溶體的形式冷卻至室溫，界面附近均無脆性相存在，界面處發(fā)生良好的冶金連接。由此可知，試樣發(fā)生分層的直接原因是（V-15Cr）/0Cr13界面結(jié)合質(zhì)量較差，在激光熔融沉積反復(fù)熱作用下，熱應(yīng)力不斷累積，最終導(dǎo)致（V-15Cr）/0Cr13發(fā)生層間剝離?？梢?，（V-15Cr）+ 0Cr13復(fù)合中間層的界面冶金質(zhì)量是影響TC4-GH4169異種材料連接質(zhì)量的關(guān)鍵因素，需要對（V-15Cr）+ 0Cr13復(fù)合中間層的界面冶金反應(yīng)進(jìn)行控制。

激光熔融沉積過程中的體能量密度是影響界面冶金反應(yīng)的重要因素，本工作在其他工藝參數(shù)保持不變的條件下，分別采用600 W和800 W激光功率在V-15Cr層上熔覆0Cr13不銹鋼。圖5為激光功率為600 W和800 W時，熔覆層的宏觀形貌和界面處微觀組織。由圖5（a-1）和（a-2）可見，當(dāng)激光功率為600 W和800 W時，0Cr13與V-15Cr熔覆層之間未觀察到明顯的分層現(xiàn)象，但界面的微觀組織（圖5（b-1）和（b-2））顯示，兩種功率下0Cr13與V-15Cr熔覆層的界面處均形成了一定數(shù)量的白色脆性相，且大部分脆性相中均存在一定數(shù)量的裂紋。采用600 W激光功率，界面處脆性相呈不連續(xù)分布，厚度尺寸約為10 μm，而800 W激光功率條件下，界面處的脆性相呈連續(xù)分布特征，厚度達(dá)到約20 μm。

圖4 TC4/（V-15Cr）界面和0Cr13/GH4169界面處的微觀組織Fig. 4 Microstructure of TC4/（V-15Cr）interface and 0Cr13/GH4169 interface （a）TC4/（V-15Cr）；（b）0Cr13/GH4169

圖5 激光功率為600 W和800 W時0Cr13熔覆層成形情況 （1）激光功率600 W；（2）激光功率800 W；（a）熔覆層宏觀形貌；（b）0Cr13與V-15Cr熔覆層間的界面處微觀組織Fig. 5 Formation of 0Cr13 deposition layers under laser power of 600 W and 800 W （1）laser power 600 W ；（2）laser power 800 W ；（a）macro morphology of cladding layers ；（b） microstructure of interfaces between 0Cr13 layer and V-15Cr layer

由Fe-V二元相圖（圖6）可推斷，0Cr13與V-15Cr熔覆層之間的脆性相為σ相（圖5（c）和（d）），其產(chǎn)生原因可能是異種材料發(fā)生非平衡冶金[17]，在激光熔融沉積過程中，高能激光束在已沉積的V-15Cr基材上形成微小激光熔池，同時0Cr13粉末被送入該熔池中，與V-15Cr發(fā)生冶金反應(yīng)，由于表面張力驅(qū)動熔池流體流動，并且熔池不同區(qū)域溫度梯度引起液態(tài)強(qiáng)對流現(xiàn)象，使得熔池中主要的Fe與V均勻分布于熔池中。根據(jù)Fe-V相圖可知，當(dāng)熔池中V元素含量約在35%～55%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）時，凝固后就會形成脆性σ相?？梢?，只有避開上述成分范圍，才能減少或避免脆性σ相的形成。

控制熔池內(nèi)部Fe與V比例的關(guān)鍵在于控制激光熔融沉積過程中的稀釋率。稀釋率為熔化的基體材料在整個熔融區(qū)域中所占的百分比，通?？梢杂萌鄹矊訖M截面中的面積測量比值進(jìn)行計(jì)算[18]，如式（1）所示：

結(jié)合熔覆層橫截面示意圖（圖7），式（1）中?為稀釋率；Smelt和Sclad分別為橫截面中基體熔化面積和熔覆層熔化面積；d和h分別為橫截面中熔池深度和熔覆層高度；W為橫截面中熔化區(qū)域?qū)挾?。激光熔融沉積過程中，在固定的掃描速度和送粉速率下，激光功率決定了粉末與基體吸收的總能量。在粉末吸收能量達(dá)到飽和的情況下，隨著激光功率增大，粉末不再吸收能量，熔覆層厚度h基本不再變化，而基體吸收能量增多，熔池深度d變大，稀釋率?增大。

圖6 Fe-V二元相圖Fig. 6 Fe-V binary phase diagram

圖7 熔覆層橫截面示意圖Fig. 7 Schematic diagram of cross section of cladding layer

激光熔融沉積稀釋率對（V-15Cr）/0Cr13界面的影響規(guī)律如圖8所示。當(dāng)激光功率為400 W時，熱輸入較低，絕大部分激光能量被粉末吸收，這使V-15Cr基體難以發(fā)生熔化，從而導(dǎo)致（V-15Cr）/0Cr13之間的稀釋率過低，0Cr13與V-15Cr以機(jī)械結(jié)合為主，在熱應(yīng)力作用下，二者之間易發(fā)生分層，如圖8（a）所示；當(dāng)激光功率為800 W時，熱輸入過高，粉末吸收能量達(dá)到飽和后，仍有過多的能量作用于基體表面，形成較深的熔池，從而導(dǎo)致熔覆過程中的稀釋率過高，當(dāng)稀釋率達(dá)到30%～60%時，熔池中的Fe與V含量比例處于形成σ相的比例范圍（V：35%～55%），如圖8（c）所示，這種脆性σ相極易成為（V-15Cr）/0Cr13界面裂紋的萌生處，這將導(dǎo)致界面結(jié)合質(zhì)量變差；當(dāng)激光功率為600 W時，作用于基體表面的能量減少，熔池深度變小，稀釋率降低，如圖8（b）所示，相比于800 W激光功率的界面，其σ相離散分布，厚度減小。

圖8 稀釋率對（V-15Cr）/0Cr13界面結(jié)合的影響示意圖 （a）稀釋率為0%～10%；（b）稀釋率為10%～20%；（c）稀釋率為30%～60%Fig. 8 Schematic diagram of the influence of dilution ratio on（V-15Cr）/0Cr13 interface bonding （a）dilution ratio is 0%-10%；（b）dilution ratio is 10%-20%；（c）dilution ratio is 30%-60%

2.2 預(yù)置粉末法對（V-15Cr）+ 0Cr13復(fù)合中間層的影響

為實(shí)現(xiàn)將0Cr13與V-15Cr的之間稀釋率穩(wěn)定控制在10%～20%的范圍內(nèi)，本工作在激光功率為600 W的條件下，進(jìn)一步采用預(yù)置粉末的激光熔融沉積工藝在V-15Cr層上熔覆0Cr13，并使激光焦點(diǎn)位于V-15Cr層上。制備的TC4 +（V-15Cr）+0Cr13 + GH4169結(jié)構(gòu)的宏觀形貌和微觀組織分析分別見圖9和圖10。

圖9 優(yōu)化后的TC4-GH4169異種材料連接成形Fig. 9 Optimized cladding forming of TC4-GH4169 dissimilar material

由圖9可見，優(yōu)化后的TC4-GH4169異種材料試樣沒有出現(xiàn)明顯的宏觀缺陷。界面顯微組織分析結(jié)果表明（圖10），（V-15Cr）/0Cr13的界面處未觀察到明顯的脆性相，界面成分分析結(jié)果可知，相鄰層之間發(fā)生了明顯的元素?cái)U(kuò)散，此外，（V-15Cr）+0Cr13復(fù)合中間層有效阻隔了Ti與Ni元素的擴(kuò)散。

上述工藝優(yōu)化實(shí)質(zhì)上是通過改變工藝方法來控制稀釋率，同時還保證0Cr13和V-15Cr發(fā)生冶金結(jié)合。如圖1（a）所示，在送粉式激光熔融沉積過程中，V-15Cr合金基體在激光作用下不可避免地形成較深的熔池，0Cr13粉末在送粉氣的作用下送入熔池，極易導(dǎo)致較高的稀釋率，從而在界面處形成σ相。在預(yù)置粉末的激光熔融沉積工藝過程中，激光作用在預(yù)置的0Cr13粉末上，首先熔化0Cr13粉末，然后透過0Cr13粉末層，作用到V-15Cr層上，使V-15Cr層僅發(fā)生較淺表層熔化，并與熔融的0Cr13層結(jié)合，如圖1（b）所示。這種方法避免了在V-15Cr層中形成深的熔池，同時也由于0Cr13粉末層的熱障作用，降低激光能量對V-15Cr層的影響，從而容易獲得較低的稀釋率。

圖10 工藝優(yōu)化后激光熔融沉積TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169界面組織及成分分布 （a）宏觀形貌；（b）0Cr13/GH4169界面；（c）（V-15Cr）/0Cr13界面；（d）TC4/（V-15Cr）界面Fig. 10 Structure and composition distribution of the laser melting deposited TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169 interfaces after optimization （a）macro-structure；（b）0Cr13/GH4169 interface；（c）（V-15Cr）/0Cr13 interface；（d）TC4/（V-15Cr）interface

此外，V-15Cr熔點(diǎn)高達(dá)1900 ℃左右，而0Cr13的熔點(diǎn)約為1400～1500 ℃，兩者相差約400 ℃。在預(yù)置粉末的激光熔融沉積過程中，本工作通過調(diào)節(jié)激光聚焦位置，如圖11所示，使激光焦點(diǎn)位置由0Cr13粉末層表面下移至V-15Cr層表面，提高了V-15Cr層表面的激光能量密度，同時降低了作用在0Cr13粉末層的激光能量，使得激光能量密度分布（圖12）與材料熔點(diǎn)相匹配，進(jìn)而獲得具有良好冶金結(jié)合的（V-15Cr）/0Cr13界面。

圖11 不同聚焦位置示意圖 （a）激光焦點(diǎn)位于0Cr13粉末層表面；（b）激光焦點(diǎn)位于V-15Cr層表面Fig. 11 Schematic diagram of different focus positions （a）laser focus on 0Cr13 powder bed surface；（b）laser focus on V-15Cr cladding layer surface

圖12 激光焦點(diǎn)位于V-15Cr層表面時的激光能量分布示意圖Fig. 12 Schematic diagram of laser energy distribution when the laser focus is on V-15Cr cladding layer surface

2.3 力學(xué)性能

激光熔融沉積TC4鈦合金的剪切強(qiáng)度和本工作工藝優(yōu)化后制備的TC4-GH4169的剪切強(qiáng)度如表2所示，可知，激光熔融沉積TC4鈦合金的剪切強(qiáng)度平均值為493 MPa，激光熔融沉積TC4-GH4169的界面強(qiáng)度平均值達(dá)到299 MPa，界面強(qiáng)度系數(shù)約為0.61。

TC4-GH4169剪切試樣斷口見圖13，斷口存在大量的臺階以及河流花樣。由成分分析結(jié)果（表3）可知，斷口主要元素為V元素，同時存在少量的Cr、Ti元素，斷裂主要發(fā)生于V-15Cr合金層，由于V-15Cr合金為BCC晶體結(jié)構(gòu)，在剪切應(yīng)力狀態(tài)下，易呈現(xiàn)解理斷裂。同時也表明本工作通過對（V-15Cr）/0Cr13界面的冶金控制，有效避免了脆性σ相，大幅度提高了界面性能，使得（V-15Cr）/0Cr13界面不再是TC4-GH4169異質(zhì)合金結(jié)構(gòu)的性能薄弱區(qū)。

圖13 TC4-GH4169剪切試樣斷口形貌 （a）斷口宏觀形貌；（b）斷口微觀形貌Fig. 13 Fracture morphology of TC4-GH4169 shear specimen （a）macroscopic fracture morphology；（b）microscopic fracture morphology

表2 激光熔融沉積TC4鈦合金和TC4-GH4169剪切強(qiáng)度Table 2 Shear strength of TC4 titanium alloy and TC4-GH4169 formed by laser melt deposition

表3 TC4-GH4169剪切試樣斷口不同區(qū)域化學(xué)成分分析結(jié)果Table 3 Analysis results of chemical composition in different fracture zones of TC4-GH4169 shear specimen

3 結(jié)論

（1）采用激光熔融沉積工藝，設(shè)計(jì)（V-15Cr）+0Cr13作為中間過渡層，連接TC4鈦合金和GH4169高溫合金異種材料。（V-15Cr）+ 0Cr13復(fù)合中間層的界面冶金質(zhì)量是影響TC4-GH4169異種金屬連接質(zhì)量的關(guān)鍵因素。

（2）對于送粉式激光熔融沉積工藝，相比于激光功率400 W和800 W，當(dāng)激光功率為600 W時，0Cr13和V-15Cr間無分層現(xiàn)象，稀釋率適中，界面處脆性σ相斷續(xù)存在，厚度變薄，且裂紋數(shù)量減少。

（3）在激光熔融沉積0Cr13時，采用預(yù)置粉末的激光熔融沉積工藝，并使激光焦點(diǎn)聚焦于V-15Cr層表面，可進(jìn)一步降低稀釋率，有效避免了界面σ相，剪切實(shí)驗(yàn)中斷裂發(fā)生在V-15Cr合金層，TC4-GH4169的界面強(qiáng)度平均值達(dá)到299 MPa，界面強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到0.61。