謝燕翔， 李 琳， 葉芳霞， 付福興， 李 雷， 何斌鋒， 劉明霞

(1. 西安文理學院 機械與材料工程學院， 陜西 西安 710065;2. 西安文理學院 陜西省表面工程與再制造重點實驗室， 陜西 西安 710065;3. 西安建筑科技大學 材料科學與工程學院， 陜西 西安 710055)

鈦合金比強度高、耐蝕性能優(yōu)，并具有良好的高溫力學性能和熱穩(wěn)定性，可用于航空發(fā)動機零部件的制造，以減輕質(zhì)量和提高推重比[1-2]。由于鈦合金自身具有的導熱系數(shù)低，氧化生成熱和燃燒生成熱高的特性，導致普通的鈦合金在特定的航空發(fā)動機環(huán)境下(高溫、高壓以及高速氣流的沖擊)服役時容易被點燃，并發(fā)生持續(xù)的燃燒，引發(fā)“鈦火”故障，危害很大，極大地限制了鈦合金在先進航空發(fā)動機中的應用[3]。研究表明[2]，一般鈦合金零部件的“鈦火”蔓延時間從開始到結(jié)束總共需要4～20 s，在如此短的時間內(nèi)根本來不及采取滅火措施。“鈦火”故障在國外民用和軍用航空發(fā)動機上都曾發(fā)生過，因此，鈦合金的阻燃已成為航空工業(yè)中一項亟待解決的關(guān)鍵問題[2]。目前防止航空鈦合金燃燒的措施主要有：①改進航空器結(jié)構(gòu)設計；②開發(fā)具有良好阻燃性能的鈦合金材料；③在 鈦合金表面涂覆阻燃涂層；④在鈦合金表面進行合金化處理來預防“鈦火”現(xiàn)象的發(fā)生[4]。

目前鈦合金的阻燃技術(shù)存在成本高、加工制備難度大、降低推重比和涂層結(jié)合強度低等問題。為大幅降低鈦合金的阻燃成本，且保持常規(guī)鈦合金材料良好的加工及力學性能，本文采用激光合金化技術(shù)在常規(guī)鈦合金表面制備Ti-Cu阻燃鈦合金，重點研究了Ti-Cu合金層的組織結(jié)構(gòu)，為提高鈦合金的表面抗燃燒性提供參考。

1 試驗材料及方法

選擇尺寸為150 mm×100 mm×10 mm的Ti6Al4V鈦合金作為基體材料，純度為99.9%的納米級球形Cu粉作為合金化材料。先量取30 mL無水乙醇和10 g納米級Cu粉倒入玻璃杯中攪拌均勻，然后用刷子均勻地涂覆在清潔干凈的鈦合金板上，重復涂刷3次并晾干后放入電熱恒溫干燥箱中加熱到120 ℃保溫2 h，待冷卻后取出并放在Laserline LDM2000半導體光纖耦合激光加工系統(tǒng)工作區(qū)域內(nèi)進行激光合金化處理，通入純度為99.99%的氬氣作為保護氣體，氣體流量為5 L/min，激光波長為1070 nm，光斑直徑φ3 mm，設置激光功率800 W、掃描速度1.4 m/min、搭接率40%。

采用Nova NanoSEM 450場發(fā)射掃描電鏡對試樣進行組織形貌分析；采用帶圖像分析的HXD-2000TCM/LCD自動轉(zhuǎn)塔顯微硬度計對試樣進行硬度檢測，加載載荷200 g，加載時間為1 s；采用EMPYREAN型X射線衍射儀分析Ti-Cu合金層表面的相結(jié)構(gòu)，測試采用Cu靶、工作電壓40 kV，工作電流40 mA，掃描步長0.02°，掃描速度2°/min，掃描范圍20°～90°。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

圖1為Ti-Cu合金層的橫截面顯微形貌。由圖1(a)可以看出，Ti6Al4V鈦合金基體通過激光合金化技術(shù)制備Ti-Cu合金層后，表面粗糙度有所增加，但基本較平整。涂層合金區(qū)與熱影響區(qū)的分界線明顯，且不存在孔洞和裂紋。該分界線是Ti-Cu合金層與Ti6Al4V基體之間的過渡區(qū)，主要是由激光合金化過程中基體微熔表面與熔覆合金攪拌混合后，以非均勻位置形核，呈平面晶生長形態(tài)逆熱流方向凝固而成，是Ti-Cu合金層與基體間形成良好冶金結(jié)合的重要標志[5-6]。

圖1 Ti-Cu合金層的顯微組織(a)整體形貌；(b)中部分界線；(c)分界線上方深色區(qū)域；(d)分界線下方淺色區(qū)域Fig.1 Microstructure of the Ti-Cu alloying layer (a) overall morphology; (b) interface; (c) dark color area above the interface; (d) light color area below the interface

另外，從圖1(a)還可以看出，Ti-Cu合金層靠近表面的區(qū)域主要是柱狀晶夾雜著少量的塊狀晶，中部存在一條明顯的分界線；采用SEM對合金化層中部分界線處顯微組織進行觀察，如圖1(b)所示，圖1(c, d)進一步顯示了顏色較深的中上部區(qū)域和顏色較淺的中下部區(qū)域的顯微組織?？梢钥闯?，中上部區(qū)域的顯微組織主要是生長取向各異且較粗的不發(fā)達枝晶和部分胞狀晶，中下部區(qū)域的顯微組織主要是生長取向各異的胞狀晶。

根據(jù)金屬凝固理論，在合金化的過程中，由于激光形成的熔池很小，且受到金屬基體的強烈冷卻作用，熔池的冷卻速度極快。凝固組織的結(jié)晶形態(tài)受熔池內(nèi)液相成分和形狀控制因子G/R(結(jié)晶方向的溫度梯度G和凝固速度R)控制。在熔池內(nèi)成分不變的情況下，G/R決定凝固組織的結(jié)晶形態(tài)。在熔池的表層區(qū)域，R最大而G最小，所以G/R很小，凝固組織以較快的速度生長，形成柱狀的晶體結(jié)構(gòu)。在熔池與基材的界面處，R很小而G最大，所以G/R很大，凝固組織以低速的平面生長，主要形成平面晶[7]。在合金化層的中部，G/R相對較大，凝固組織以相對較快的速度生長，主要形成樹枝狀或胞狀的晶體結(jié)構(gòu)。

2.2 Ti-Cu合金層的成分及結(jié)構(gòu)

圖2為Ti6Al4V鈦合金表面Ti-Cu合金層的XRD圖譜。由圖2可以看出，Ti-Cu合金層快速凝固過程中，Ti與Cu的固溶度很小，僅為14%。Cu元素和Ti元素除了形成固溶體外，還形成了Ti2Cu、Ti3Cu和Cu3Al4等金屬間化合物，同時還形成了Cu3TiO4和Al2TiO5等金屬陶瓷相。作為中間相Ti2Cu的熔點較低，在990 ℃就可以熔化，因此可設計成阻燃劑合金。而Cu3TiO4和Al2TiO5金屬陶瓷耐高溫且不易破碎，可提高材料的耐高溫、耐腐蝕和耐磨損性。

圖2 Ti-Cu合金層的XRD圖譜Fig.2 XRD pattern of the Ti-Cu alloying layer

通過能譜分析對Ti-Cu合金層中部分界線上下方的深色區(qū)域和淺色區(qū)域中的顆粒物進行觀察和元素分析，結(jié)果如圖3所示?？梢钥闯?，淺色區(qū)域內(nèi)的白色顆粒物主要含有大量的Ti元素和少量的Cu元素，而深色區(qū)域內(nèi)的白色顆粒物中Cu元素含量急劇增加，Cu和Ti的原子比接近1∶1。結(jié)合圖2所示Ti-Cu合金層的XRD圖譜可以看出，在Ti-Cu合金層上部Cu元素含量較高，其枝狀晶和胞狀晶主要是Ti、Cu形成的固溶體，而過飽和的Ti、Cu、Al元素形成Ti2Cu、Ti3Cu、Cu3Al4等金屬間化合物，以細小的顆粒狀分布在枝晶間。在合金化層下部Cu元素含量較低，胞狀晶主要是Ti、Cu形成的固溶體。另外，在淺色區(qū)域中還能發(fā)現(xiàn)呈片層狀均勻分布的白色顆粒物，如圖4所示，推測由于試驗過程中氣體保護措施欠佳，同時還形成了Cu3TiO4和Al2TiO5等金屬陶瓷相，同樣以細小的片層狀分布在枝晶間。

圖3 Ti-Cu合金層中顆粒物的顯微形貌(a,b)及元素分析(c,d)(a,c)淺色區(qū)域；(b,d)深色區(qū)域Fig.3 Morphologies(a,b) and elemental analysis(c,d) of the particles in the Ti-Cu alloying layer(a,c) light color area; (b,d) dark color area

圖4 Ti-Cu合金層中片層狀顆粒物的顯微形貌Fig.4 Micro morphology of the lamellar particles in the Ti-Cu alloying layer

用能譜分析儀對Ti-Cu合金層縱截面進行能譜分析，結(jié)果如圖5所示。從圖5可以看出，Ti-Cu合金層厚度大約為120 μm，Cu元素的含量隨著深度的增加而減小，而Ti元素的含量逐漸增大，Cu和Ti元素的含量在合金層中基本呈梯度分布。但Al、V、O元素的含量基本不變。

圖5 Ti-Cu合金層沿縱截面的元素分布Fig.5 Element distribution in longitudinal section of the Ti-Cu alloying layer

3 結(jié)論

1) 采用激光合金化技術(shù)在Ti6Al4V基體表面制備了厚度約120 μm的均勻致密連續(xù)的Ti-Cu合金層，合金化層的Cu元素隨著合金層深度呈梯度分布。

2) Ti-Cu合金化層靠近表面的區(qū)域主要是柱狀晶夾雜著少量的塊狀晶，中上部區(qū)域主要是生長取向各異且較粗的不發(fā)達枝狀晶和部分胞狀晶，中下部區(qū)域主要是生長取向各異的胞狀晶，熔池與基材的界面處主要以細小的平面晶為主。

3) 合金化層中Cu元素和Ti元素除了形成固溶體外，還形成了Ti2Cu、Ti3Cu和Cu3Al4等金屬間化合物，同時還形成了Cu3TiO4和Al2TiO5等金屬陶瓷相。