航空航天TC6钛合金锻件表面激光熔覆铝青铜熔覆层组织–界面–性能一体化研究，分析熔覆层双态晶粒结构、硬度梯度分布及312MPa高结合强度来源，为钛基表面耐磨强化提供理论与试验支撑

随着航空航天技术的飞速发展，对关键运动部件（如轴承、齿轮、作动筒等）提出日益苛刻的轻量化、长寿命与高可靠性要求。传统的合金钢材料虽强度高，但密度大，已成为结构减重的瓶颈。为此，轻质高强的钛合金因其优异的比强度、耐腐蚀性和高温性能，正逐步替代钢材成为新一代航空航天运动部件的首选材料[1-2]。然而，钛合金固有的硬度低、耐磨性差、摩擦因数高等缺点，严重制约其在摩擦磨损工况下的直接应用[3]。

铜合金熔覆层因其优异的导电性、耐腐蚀性以及良好的减摩耐磨性能，在上述部件的表面强化与功能化方面具有广阔的应用前景[4]。此外，铜合金也凭借其优异减摩性能和耐磨性能被用于制造各种仪器、工业阀门和滑动轴承等部件的减摩耐磨熔覆层[5]，在表面工程领域具有广泛的应用价值。

铜合金熔覆层的传统制备方法主要包括物理气相沉积（PVD）[6]、化学气相沉积（CVD）[7]、电镀（ED）[8-10]、热喷涂（THSP）[11-13]、冷喷涂（CS）[14-16]和电火花沉积（ESD）[17-18]。这些方法制备的熔覆层在一定程度上能够提高整体结构的服役性能，但普遍存在熔覆层与基材结合力不足、熔覆层厚度有限，以及在高接触应力或苛刻摩擦磨损条件下熔覆层易剥落[19-20]等问题。例如，赵怡婷等[21]研究在烧结NdFeB表面利用HEDP-焦磷酸钾体系进行电镀铜的工艺，通过优化工艺参数，获得表面光滑、耐磨性良好的铜镀层，但并未提及熔覆层整体的结合力。王康等[22]通过空蚀实实验证实，氧乙炔火焰喷涂铜基合金熔覆层因结构疏松而耐空蚀性差。这些问题严重制约铜合金熔覆层技术在高性能、长寿命应用领域的广泛推广。

在众多表面改性技术中，激光熔覆技术因其独特优势而脱颖而出。该技术利用高能激光束快速熔化熔覆材料与基材表层，形成与基体完全冶金结合的高性能熔覆层。其熔覆层组织致密、厚度可控、稀释率低、热影响区小，且具有极高的结合强度和抗剥落能力[23-26]。激光熔覆技术制备的熔覆层能够在几乎不影响基体材料性能的前提下，有效提升其表面的耐磨性，同时显著优化熔覆层-基材的结合强度，从而克服传统耐磨熔覆层技术的诸多局限性。

近年来，国内外学者在钢、镍基合金乃至铜合金自身基体上利用激光熔覆技术制备高性能熔覆层取得显著成功。例如，雷经发等[27]利用激光熔覆技术在纯铜基体上制备ZrB2-ZrC/Cuₓ（X=70，60，50，40）熔覆层，发现熔覆层的屈服强度、峰值应力及显微硬度显著高于基体，但摩擦因数也随之增大。孙磊强等[28]采用激光熔覆技术在纯铜基体上制备铜基合金复合熔覆层，熔覆层的显微硬度、耐磨性和耐腐蚀性能均显著优于基体材料。这些成果充分展示激光熔覆技术在制备高性能金属熔覆层方面的巨大潜力。

然而，尽管激光熔覆技术在制备高性能熔覆层方面展现出显著优势，其在钛合金表面制备铜合金熔覆层仍面临严峻挑战，主要源于钛、铜两种材料物理化学性质的本质差异。高化学活性的钛合金与铜合金在高温下的冶金行为共同导致异质界面形成，并伴随显著的开裂敏感性。具体而言，钛与铜在液态下互溶性较差，在高热输入条件下易生成Ti2Cu、TiCu等脆性金属间化合物[29]；同时，二者热膨胀系数差异显著，会在熔覆过程中引发较大热应力。上述因素共同作用，导致该材料体系开裂敏感性高、工艺窗口狭窄，使得在钛合金基体上激光熔覆制备高结合强度、减摩耐磨的铜合金层构成重大工艺难题。目前，国内外针对该体系的研究尚多集中于工艺探索和宏观性能表征，对于熔覆层/界面微观组织的演化规律、金属间化合物的形成与控制、成分过冷行为对凝固组织的影响等科学问题缺乏系统深入的探讨[30]。特别是如何通过精确调控工艺参数来抑制界面脆性相、获得强韧结合的界面，仍是该领域亟待解决的技术难题。本工作重点围绕铜合金熔覆层组织、界面性能与熔覆微观组织演化等方面展开研究，利用激光熔覆技术在钛合金基材上制备高结合力铜合金减摩熔覆层，并对熔覆层和界面的显微组织、微观性能进行分析表征。此外，还针对熔覆层进行结合力测试，揭示其高结合力的特点，为钛合金基体上激光熔覆铜合金熔覆层在减摩领域的应用提供理论依据和数据支持，对航空航天和机械制造领域具有较为重要的工程应用价值。

1、实验材料与方法

1.1 样品制备

实实验所用的激光熔覆设备由一台最大激光功率为6kW、调整光斑直径为1.5~2.5mm的HCFM-6000光纤激光器、一台DPSF粉末进给器和一台ABB六轴机器人组成。实验基体为TC6钛合金锻件(化学成分见表1),轴件外径40mm,经850℃/2h空冷退火后表面机加工至Ra=0.8μm。熔覆粉末选用气雾化铝青铜KF320,粒径分布D10=58.8μm、D50=84.7μm、D90=119.7μm,球形度>90%(图1),粉末化学成分见表2。

表1TC6钛合金锻件的主要化学成分(质量分数/%)

表2 KF320粉末的化学成分(质量分数/%)

表3激光熔覆工艺参数

KF320铜合金粉末作为熔覆材料。整个激光熔覆过程在氩气保护气氛下进行,保证腔室氧含量低于1x10-4,保护气体流量为15L/min,以防止熔池及热影响区氧化。

激光熔覆参数通过前期单道熔覆实验初步确定，再采用正交实验法进行优化，以能量密度为核心指标。高熔覆速率组(50mm/s)采用400W间隔，因此该区间能量变化对熔池形貌影响显著;低熔覆速率组(30mm/s)采用200W间隔,以精细捕捉工艺窗口。所有参数均经实验验证，确保重现性。每组参数重复3次实验，以排除偶然性。

基于上述优化方法，借助正交实验方案确定最终工艺参数，如表2所示。实际熔覆策略是轴类零件的旋转运动与激光头的直线运动合成的螺旋轨迹，如图2所示。熔覆过程中，熔覆速度设定为30mm/s或50mm/s,转速分别为14.4r/min和24r/min。激光头沿轴向母线方向移动，轴向速度依据式(1)计算:

式中;  V axial 为激光头轴向移动速度; r为轴半径;  V coat 为熔覆速度;  L overlap 为搭接宽度。根公式(1)计算,激光头的移动速度分别为 0.24mm/s和  0.4 mm/s。设定轴向为轴向方向(axial direction,A),径向为径向方向(radial direction, R)。

1.3微观组织表征

为系统评估熔覆层的微观组织结构,采用一系列表征技术。采用热场发射扫描电子显微镜(SEM, TESCAN MIRA 3 LMH)对熔覆层形貌进行观察,以评估其均匀性、裂纹、孔洞等宏观特征。该设备配备有背散射电子(BSE)探头、Oxford Instrument Symmetry电子背散射衍射(EBSD)探头和前置背散射电子(FSD)探头,用于采集样品表面的菊池花样,以获得样品的晶体学信息。EBSD数据采用 HKL Channel 5软件包进行分析。使用电镜配备的能谱仪(EDS)以分析微区中合金元素的分布及含量。采用配备铜靶源的 X射线衍射仪(XRD)对熔覆层近表层开展物相分析,扫描方式为常规连续扫描。

1.4熔覆层界面显微硬度测试

为定量表征激光熔覆层横截面的力学性能,采用 Qness 60A+ EVO型显微硬度计,沿熔覆试样横截面进行硬度梯度测量。测试严格遵循 ASTM E384标准,选用 HV0.3实验力(2.942 N),保载时间 15s。测试路径以熔覆层-基体界面(定义为深度零点)为中心展开:界面处进行两点测量;向熔覆层方向(深度负值)延伸,近表层(距界面600μm以内)以100μm为间隔测量,其余区域间隔增至200μm;向基体方向(深度正值)涵盖热影响区及基材,测量间隔为  100μm。

1.5熔覆层界面结合力测试

针对高结合力熔覆层的测试,采用平面槽修复法替代胶黏法方案,依据 GB/T 41477《激光熔覆修复金属零部件力学性能实验方法》标准,利用激光熔覆在TC6钛合金槽进行 KF320铜合金粉末的填充修复,然后将底部基材磨去,并截取合适尺寸进行拉伸样制备,使修复槽位置完全位于拉伸样的标距段内(图 3),保证拉伸样标距段完全覆盖铝青铜熔覆层材料,而后开展拉伸实验,测算熔覆层结合强度。

2、结果与分析

2.1 KF320熔覆熔覆层正交实验参数优化与成形性比较

为获取在TC6钛合金上制备 KF320铜合金熔覆层的最优参数。按照表 2设定参数,在 TC6轴上成功制备不同能量输人的 KF320熔覆层样品,能量密度按照公式(2)计算:

式中: E是线能量密度, J/mm; P是激光功率, W; V是激光扫描速度, mm/s。并根据渗透检测(penetrant testing, PT)和后续机加工处理结果,将实验结果分为三类(图 4):

(1)能量输入适中  (44 ∼  60 J/mm)。对应样品序号为 2、 3、 4、 5、 6、 14样品的熔化道具有合适的搭接与连续的分布,熔道首尾过渡良好,熔道表面粗糙度较低,没有球化现象,成形效果良好,采用PT渗透检测探伤未发现近表层的宏观裂纹。在机加工后,样品表面呈明亮的铜金属光泽,无肉眼可见缺陷。在合适能量输入下,于TC6钛合金表面熔覆KF320得到合适的熔覆层(图4(a))。

(2)能量输入过高(64~106.67J/mm),对应样品序号为1、10、11、12、13。这些样品对应的参数具有更高的能量输入密度，可以观察到虽然成形区域中间部分熔道搭接很好，平整度良好，但在熔道的首位有明显的由于过烧产生的熔道不稳定现象，采用PT渗透检测探测到明显的宏观裂纹。在机加工之后，熔道首尾位置造成熔覆层剥离基体的现象，总体成形效果较差(图4(b))。

(3)能量输入过低(32~40J/mm),对应样品序号为7、8、9、15。这些样品对应的参数具有较低的能量输入密度，可以观察到熔道平整性逐渐变差，表面粗糙度变高，随着能量输入的降低，熔道表面开始产生球化与未熔化颗粒，采用PT渗透检测探测到明显的孔洞与宏观裂纹。在机加工之后，发现熔道搭接不连续，熔道之间存在有大量的未熔合缺陷，总体成形效果较差(图4(c))。

2.2不同能量输入下微观形貌表征

为分析不同能量输入下熔覆层的微观组织，从2.1节分类的代表性样品中选取典型样本进行形貌表征:即能量输入适中(样品3)、高能量输入(样品10)与低能量输入(样品8)。选取原则为在各类别中形貌最具代表性且无明显外部干扰的样本。如图5(a)所示，能量输入适中的熔覆层内部形貌显示，熔覆层及界面位置未见大尺寸孔洞和缺陷。在高能量输入下，存在两种裂纹模式，如图5(b)所示，当能量输入过高时，在靠近界面的熔覆层位置观察到近乎垂直界面的长直裂纹，完全穿过枝晶结构，几乎没有偏转角度，该裂纹类型判定为在凝固冷却过程中，由熔覆层(Cu基)与钛合金基体之间显著的热膨胀系数差异引发的拉应力所致[31]，由热应力直接引发。另一方面，在高能量输入下，熔覆层的微观组织中也存在沿枝晶结构边界扩展的微裂纹，如图5(c)所示，这些裂纹相比穿晶裂纹更为曲折，更可能是在激光熔覆过程完全凝固前由于液态薄膜的存在削弱晶粒间的连接而产生的热裂纹，这通常与凝固末期晶界处形成的低熔点液态薄膜有关，在收缩应力下易于在此处开裂。穿晶裂纹和热裂纹均萌生于熔覆层与基材结合的界面位置,表明结合位置存在较高的应力失配。在低能量输入条件下，则易于形成未熔合缺陷。如图5(d)所示，熔覆层与基体之间存在明显的不连续界面，表现为界面不平整且伴随暗色分隔区域，说明熔覆层与基体未能形成充分的冶金结合。这类缺陷的产生主要源于激光能量密度不足或熔池流动性差，导致局部区域未被完全熔化，从而在界面处残留间隙。与高能量输入下的裂纹缺陷不同，未熔合缺陷本质上属于界面结合不足，其存在会严重削弱熔覆层与基体的结合强度,成为潜在的失效源。

2.3激光熔覆 KF320熔覆层微观结构分析

在TC6钛合金表面利用激光熔覆KF320合金粉末的过程中,Cu-Al颗粒发生熔化后铜元素和铝元素进入钛合金熔体中,激光扫过后颗粒被“捕获”同熔池一起快速凝固下形成熔覆层。激光熔覆KF320合金熔覆层的XRD谱如图6所示。XRD分析针对距表层50μm以内区域，该区域最能反映熔覆层主体相组成，免受基体稀释效应显著影响。由图6可见，衍射峰显示，近表层熔覆层主要含有正交晶系的AlCu3和立方晶系的Cu0.84Al0.16，经定量分析后，计算得到含有约95%AlCu3和5%Cu0.84Al0.16°。

图7展示熔覆层中成分过冷区的组织和成分，如图7(a)所示,熔覆层内部的上半部分和下半部分存在两个明显衬度差异的区域，区域之间存在一个不规则的波浪形界面，界面附近上方以平面晶生长为主，界面附近下方以枝晶生长为主，存在明显的成分过冷现象，因此将该区域划分为平面晶体区和成分过冷区。针对熔覆层区域沿深度(向下)方向进行EDS分析表征，如图7(b)所示。结果显示，靠近熔覆层顶部的区域，元素含量以Cu为主，随着深度增加，在距离熔覆层表层200μm以上时，Ti元素含量增加并产生较为明显的波动，对应Cu元素含量的降低，对应图7(a)组织由平面晶逐渐过渡为枝晶;在距界面约100μm处，Ti元素含量急剧增加，Cu元素含量急剧减少，并在界面处发生主元素交换。

进一步局部放大观察熔覆层中的组织，在波浪形界面附近，能够观察到少量的成分过冷现象，如图8(b)所示，组织以零星分布的未充分发展的一次枝晶为主，部分区域含有少量的树枝晶，绝大部分区域并未产生明显的成分过冷。而在波浪形界面下方，该区域成分过冷现象明显，枝晶发展充分，表现出不完整和起伏的枝晶形貌，部分枝晶臂位置伴有少量微纳尺度的气孔，枝晶结构伴有二次枝晶臂产生，间距约5μm，如图8(c)所示。上述组织演变,特别是从平面晶到枝晶的转变,可通过凝固经典理论予以阐释。熔体凝固过程中的微观组织形貌主要受温度梯度(G)与凝固速率(R)的比值(G/R)以及溶质再分配行为共同控制。在熔体凝固过程中,凝固速率(G)与温度梯度(R)的比值决定凝固微观结构的生长形貌，该比值越大，越容易形成平面晶，比值越小越容易形成胞状枝晶甚至等轴晶  [32]。在本体系中成分过冷是决定凝固模式转变的关键因素,其临界判据为式(3)  [33]:

式中: m为液相线斜率;  C 0 为熔体初始溶质浓度;  k 0 为平衡分配系数; D为溶质扩散系数。 Ti作为以 Ti-Cu为主要成分的熔覆层体系中的关键溶质元素,其物理化学特性对成分过冷现象的产生具有显著影响。Ti的液相线斜率大，对温度变化极为敏感,这在凝固前沿极易引发溶质的偏聚现象。Ti的初始溶质浓度较高,高浓度的溶质在凝固过程中会进一步加剧偏聚行为。Ti的平衡分配系数在 Ti-Cu体系中小于  1 [34],意味着在固/液界面前沿,溶质会倾向于向液相富集,进而导致偏聚现象的加剧。此外,Ti在Cu熔体中的扩散系数较低,这使得Ti元素在液相中的扩散速率显著降低,进一步增强偏聚现象。这些特性共同作用,导致 Ti元素在固/液界面前沿发生严重的偏聚,显著提高成分过冷的倾向性,从而促使晶体生长模式从平面晶向枝晶发生转变。成分过冷的程度取决于合金的成分和环境条件，如温度梯度和凝固速度等。具体而言，液相线越陡、合金中溶质浓度越高、液相中扩散系数越小、G/R比值越小，成分过冷的倾向性越大。枝晶结构的形成还取决于快速凝固条件下熔池前沿的不稳定生长。界面不稳定生长不仅由枝晶臂前沿产生的“成分过冷”引起,也包含由于温度和浓度梯度引起的固液界面前沿扰动,即 Mullins-Sekerka界面稳定性理论  [35],最终形成规则与不完整的凝固亚结构。由于铜合金熔覆层与钛合金基材的成分差异,在熔池凝固过程中,溶质再分配会导致固液界面前沿溶质浓度发生变化,产生成分过冷现象  [36]。在波浪形界面上方仅有少量枝晶形成,表明整体的成分过冷条件并不充分,称为平面晶区。

在熔覆过程中,激光作用使 TC6基材发生部分熔化,与熔融状态的 KF320铜合金发生混合,进而产生成分梯度分布的现象。沿深度方向,钛含量的增加促进熔覆层区域成分过冷的发生,含 Ti的枝晶结构得到充分生长,在成分上表现为更高的Ti含量,随着深度增加,更大的成分波动主要是由于枝晶臂与枝晶间区域的元素成分差异。

熔覆层表面的 EBSD分析显示(图 9),熔覆层主要由 Cu相和  β-Ti相组成,并沿高度方向呈现明显的梯度结构。在顶部约100μm范围内,以细晶Cu相为主,并通过与XRD结果对比分析可知,Cu相中存在少量Al固溶,在XRD中表现为AlCu3和  Cu 0.84 Al 0.16 。随着熔覆层深度的增加,β-Ti相含量增多,Cu相含量逐渐降低,β-Ti相和Cu相的存在分别促进Cu枝晶和β-Ti枝晶的形核生长，在图7中表现为波浪形界面下方的枝晶区域。Cu相与β-Ti相混合均匀，但对应的晶粒尺寸存在显著差异，Cu相区域面积加权平均晶粒尺寸约为1.96μm,而Ti相区域面积加权平均晶粒尺寸约为16.4μm。细晶Cu相区和β-Ti相区组成的两相区形成典型的双态晶粒分布结构，这种特殊的晶粒结构分布能显著降低凝固冷却过程中的残余应力[37],实现应力的优化分布，提高材料的塑性和强度，有助于减缓裂纹扩展，提高材料的疲劳寿命，从而进一步影响材料的整体性能。

激光熔覆的典型凝固组织是由熔池底部向上外延生长而成的柱状晶组织，而IPF反极图显示(图9(b))晶粒无明显择优取向，这表明在凝固过程中晶体生长模式发生显著改变。具体而言，β-Ti相含量的增加显著促进铜体系的成分过冷效应，通过降低固液界面能，改变晶粒外延生长机制;其次，固液界面前沿的溶质元素偏聚(特别是Ti元素的富集)导致的成分过冷促进更多异质形核点的形成;第三,温度梯度的变化(从熔池底部到顶部)使G/R比值降低，进一步影响晶粒的生长模式。

另一方面，在熔覆凝固过程中，固液界面前沿的Cu元素溶质偏析显著促进β-Ti相的形成。通常情况下,钛合金中高温β相在冷却过程中会转变为a相,但Cu元素的添加通过以下几种机制抑制这一相变过程:首先，作为β-Ti相的稳定化元素，Cu降低β→a相变的热力学驱动力;其次，Cu的偏析行为阻碍溶质的扩散动力学，进一步延缓a相的析出。这种作用使高温下的β-Ti相得以在室温下保留，并沿熔覆层厚度方向形成具有成分梯度分布的Cu/β-Ti混合组织。Cu相和β-Ti相的梯度混合分布增加相界面，也进一步促进异质形核过程。异质形核的生长导致粗大柱状晶明显减少，并实现晶粒的进一步细化，细化后的晶粒使晶界长度与表面积的比值更高，实现残余应力更均匀的分布。

2.4激光熔覆KF320熔覆熔覆层界面微观组织分析

图10(a)展示界面附近的微观组织信息,其中红色方框区域被放大显示在图10(b)中。图10(b)揭示靠近界面的熔覆层区域形成一种高度致密、呈条纹状分布的组织形貌，这种结构与熔覆层成分过冷区的枝晶结构不同，其间隔较小，取向随机，构成熔覆层的界面结构。该致密结构的径向厚度为10-20μm,与钛合金基材结合良好,展示出优异的界面结合效果。为深入分析界面结构组成,进行EDS线扫描分析，如图10(c)所示。随着径向深度增加,Ti元素和Cu元素的含量在高度致密结构区出现一个明显的台阶，台阶附近Cu和Ti的原子比约为1:2,这表明可能形成金属间化合物。

图11(a)展示界面附近的微观组织结构,其中可观察到熔覆层与基材之间的过渡区域，可见原本锻件中的a球状相在激光热处理作用下发生相变，整体组织形成针状和片层状的混合组织。图11(b)的IPF反极图进一步揭示熔覆层界面附近的晶粒信息，靠进界面位置β-Ti相晶粒尺寸分布较为均匀。在图11(c)的相组成图中，熔覆层近界面位置的致密结构为Ti2Cu相,这是一种由Cu和Ti组成的金属间化合物，沿厚度方向伴随着Cu元素与Ti元素含量的快速成分连续变化,在界面位置产生明显的成分台阶，这恰好印证图11(c)中产生的成分台阶现象，伴随着充分的热力学和动力学条件，形成Ti2Cu相。Ti2Cu金属间化合物通常具有更高的硬度[38]，而界面位置原位形成的金属间化合物可以改善熔覆层与基材的结合能力。在熔覆工艺良好控制的前提下，这种结合能力的提升对于熔覆层的耐久性和性能稳定性至关重要。

2.5熔覆层显微硬度分析

为进一步研究熔覆熔覆层后对整体基材性能的影响，沿径向从近表层到基材对含熔覆层样件整体进行硬度测试，如图12所示，测试范围涵盖熔覆层、热影响区和基材区，测试结果如图12(b)所示，结果表明，以铜相分布为主的近表面熔覆层区硬度介于300HV-350HV之间，随着深度增加，成分过冷区的Ti含量逐渐升高，β-Ti相逐渐增多，成分过冷区位置的硬度提升至375HV;随着深度逐渐达到界面位置,在距界面处10~20μm位置的硬度值达到520HV,这主要是由于金属间化合物Ti2Cu相的原位形成。随着检测区达到基材位置，在距离界面不远的钛合金母材受到激光熔覆过程的高温冲击，母材中原始的球状相在热处理作用下发生相变，形成大量针状马氏体组织(图11(a))。从图11(b)可见，热影响区深度达到800μm，该区域有效晶粒尺寸显著降低，发生相变的组织同时导致显著的晶格畸变，进而提升区域强度，在本工作中，显微硬度值介于370~390HV之间，相较基材提升约50HV。随着深度进一步增加，激光热作用效应逐渐减弱，显微硬度值也达到TC6钛合金本身的硬度值。

硬度结果能直观反映含熔覆层样件结构的整体强度分布。从熔覆层的整体硬度分布可以看出，近界面10~20μm的熔覆层位置具有结构中最高的强度，该强度主要由Ti与Cu原位形成的金属间化合物Ti2Cu贡献。图C展示涂层显微硬度与对应区域β-Ti体积分数的对应关系。其中，β-Ti含量是依据涂层范围内的硬度测试方案进行计算的,结果表明，沿涂层厚度方向，β-Ti含量从约1.8%逐渐增加至64.3%，同时显微硬度由300HV升高至375HV，显示出二者具有一定程度的正相关性，经拟合后大致得到如下近似线性关系:

上述关系式表明，相成分的分布是决定涂层硬度的关键因素。在Cu与Ti的混合体系中，β-Ti相较Cu相具有更高的硬度，随着β-Ti相含量的增加，涂层硬度呈近似线性增加，沿涂层厚度方向相成分的梯度分布造成硬度的梯度分布。然而如果前期工艺控制中出现问题,硬质相更易成为失配源，并导致熔覆层与界面之间的应力失配。从图5结果可判断，当工艺控制不佳时，裂纹源会从熔覆层与基材的界面处形成，并沿熔覆层向上形成穿晶裂纹或沿晶热裂纹，此时硬质相的存在会加速熔覆层的失效过程。因此，控制熔覆层熔覆工艺不产生初始裂纹，是保证含熔覆层结构整体样件服役性能的重要前提。

2.6熔覆层结合力性能分析及断口形貌分析

为验证熔覆层与基材的结合效果，对平面槽修复试样进行拉伸实验。如图13所示，五组拉伸实验的抗拉强度(Rm)分别为296、290、299、358、316MPa,因此测算得到的平均结合强度为312MPa,断后伸长率(A)为0.5%~1.5%,试样无屈服阶段。

为进一步验证其结合效果，对其进行断口宏观形貌表征,图14为熔覆层/基体界面的断口结合力表征结果。如图14(a)所示，断口整体形貌，断口成45°坡形，表面呈银灰色，断裂起始于试样表面，为多源开裂特征，裂纹拓展方向为图14(a)中黑色箭头所示，并且熔覆层与基材结合界面连续、无宏观剥离或贯穿性裂纹;图14(b)为裂纹源区形貌，主要为准解理形态为主，表明界面过渡区致密，无明显孔洞或夹杂缺陷，结合界面呈波浪状咬合特征;图14(c)为裂纹扩展区形貌，可见准解理和二次裂纹;图14(d)为瞬断区形貌，可见界面处存在厚度约为2-4μm的致密过渡层，并且熔覆层与基体晶粒间呈扩散过渡,无尖锐界面,有少量韧窝组织，以抛物线形韧窝为主。通过以上分析可知，铝青铜熔覆层/TC6钛合金体系在界面处呈现典型脆性断裂特征:断口精确位于熔覆层与基材界面,未见熔覆层内部或基材内部断裂，表明断裂强度近似等于界面结合强度。拉伸试样均断裂于熔覆层/基材界面，且无屈服阶段，表明界面为整个体系的力学薄弱环节。其断裂行为主要由界面微观结构决定:一方面,原位生成的Ti2Cu金属间化合物层(见图11c)硬度高、脆性大，在外加应力下易成为微裂纹萌生源[39]，并促进裂纹沿其快速扩展，从而导致宏观上的低塑性断裂和断口上表现为大量的准解理面;另一方面，波浪状的界面形貌与元素互扩散形成的梯度过渡结构(见图10和1)提供强大的机械互锁和冶金结合力，有效阻碍裂纹的扩展，从而赋予界面较高的平均结合强度。因此，最终的断裂形貌是Ti2Cu脆性相主导的裂纹萌生/扩展与界面强韧化结构阻碍作用相互竞争的结果。

上述形貌特征与力学数据共同证明，KF320熔覆层的界面结合强度优异，熔覆层与基体之间形成高强度的冶金结合，可满足服役条件下抗剥离和抗剪切的需求。

3、结论

(1)使用优化后的激光熔覆工艺参数在TC6钛合金表面成功制备无宏观裂纹的KF320铝青铜熔覆层。在制备过程中，成形致密性良好试样的能量密度被严格控制在44~60J/mm范围内。当能量输入显著偏离这一范围，会导致诸如穿晶/热裂纹、球化、未熔合等缺陷的出现，从而显著降低熔覆层的成形质量。

(2)熔覆层微观组织沿厚度方向呈现出由平面晶区到成分过冷区过渡的的双态区域组织。熔覆层近表面100μm区域主要由AlCu3和Cu0.84Al0.16相构成。随着熔覆层深度的增加，β-Ti相含量逐渐上升。熔覆层组织形成以Cu相和β-Ti相为主要分布的典型双态晶粒分布结构，其中铜相区域的平均晶粒尺寸为1.96μm,β-Ti相的平均晶粒尺寸为16.4μm。铜元素和钛元素的偏聚促进熔覆层区域成分过冷的发生，枝晶结构得到充分发展，并改变晶粒外延生长机制，促进异质形核。

(3)显微硬度结果表明，沿厚度方向的熔覆层-基材显微硬度范围在300HV~520HV之间，以铜相分布为主的近表面熔覆层区硬度介于300HV~375HV之间，成分过冷区的硬度在375HV，在界面附近的熔覆层区域硬度最高，达到520HV，对应在距熔覆界面10~20μm的熔覆层范围内原位形成的致密化Ti2Cu金属间化合物过渡层。拉伸结果表明，拉伸断裂完全发生在熔覆层-基材的界面处，波浪状界面增大机械啮合面积，并与扩散过渡结构协同作用，使熔覆层-基材界面的平均结合力性能达到312MPa,最终的断裂形貌是Ti2Cu脆性相主导的裂纹萌生/扩展与界面强韧化结构阻碍作用相互竞争的结果。

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（注，原文标题：钛合金表面激光熔覆铜合金微观组织演化与界面性能_田景夫）