航空航天TC6鈦合金鍛件表面激光熔覆鋁青銅熔覆層組織–界面–性能一體化研究，分析熔覆層雙態晶粒結構、硬度梯度分布及312MPa高結合強度來源，為鈦基表面耐磨強化提供理論與試驗支撐

隨著航空航天技術的飛速發展，對關鍵運動部件（如軸承、齒輪、作動筒等）提出日益苛刻的輕量化、長壽命與高可靠性要求。傳統的合金鋼材料雖強度高，但密度大，已成為結構減重的瓶頸。為此，輕質高強的鈦合金因其優異的比強度、耐腐蝕性和高溫性能，正逐步替代鋼材成為新一代航空航天運動部件的首選材料[1-2]。然而，鈦合金固有的硬度低、耐磨性差、摩擦因數高等缺點，嚴重制約其在摩擦磨損工況下的直接應用[3]。

銅合金熔覆層因其優異的導電性、耐腐蝕性以及良好的減摩耐磨性能，在上述部件的表面強化與功能化方面具有廣闊的應用前景[4]。此外，銅合金也憑借其優異減摩性能和耐磨性能被用于制造各種儀器、工業閥門和滑動軸承等部件的減摩耐磨熔覆層[5]，在表面工程領域具有廣泛的應用價值。

銅合金熔覆層的傳統制備方法主要包括物理氣相沉積（PVD）[6]、化學氣相沉積（CVD）[7]、電鍍（ED）[8-10]、熱噴涂（THSP）[11-13]、冷噴涂（CS）[14-16]和電火花沉積（ESD）[17-18]。這些方法制備的熔覆層在一定程度上能夠提高整體結構的服役性能，但普遍存在熔覆層與基材結合力不足、熔覆層厚度有限，以及在高接觸應力或苛刻摩擦磨損條件下熔覆層易剝落[19-20]等問題。例如，趙怡婷等[21]研究在燒結NdFeB表面利用HEDP-焦磷酸鉀體系進行電鍍銅的工藝，通過優化工藝參數，獲得表面光滑、耐磨性良好的銅鍍層，但并未提及熔覆層整體的結合力。王康等[22]通過空蝕實實驗證實，氧乙炔火焰噴涂銅基合金熔覆層因結構疏松而耐空蝕性差。這些問題嚴重制約銅合金熔覆層技術在高性能、長壽命應用領域的廣泛推廣。

在眾多表面改性技術中，激光熔覆技術因其獨特優勢而脫穎而出。該技術利用高能激光束快速熔化熔覆材料與基材表層，形成與基體完全冶金結合的高性能熔覆層。其熔覆層組織致密、厚度可控、稀釋率低、熱影響區小，且具有極高的結合強度和抗剝落能力[23-26]。激光熔覆技術制備的熔覆層能夠在幾乎不影響基體材料性能的前提下，有效提升其表面的耐磨性，同時顯著優化熔覆層-基材的結合強度，從而克服傳統耐磨熔覆層技術的諸多局限性。

近年來，國內外學者在鋼、鎳基合金乃至銅合金自身基體上利用激光熔覆技術制備高性能熔覆層取得顯著成功。例如，雷經發等[27]利用激光熔覆技術在純銅基體上制備ZrB2-ZrC/Cu?（X=70，60，50，40）熔覆層，發現熔覆層的屈服強度、峰值應力及顯微硬度顯著高于基體，但摩擦因數也隨之增大。孫磊強等[28]采用激光熔覆技術在純銅基體上制備銅基合金復合熔覆層，熔覆層的顯微硬度、耐磨性和耐腐蝕性能均顯著優于基體材料。這些成果充分展示激光熔覆技術在制備高性能金屬熔覆層方面的巨大潛力。

然而，盡管激光熔覆技術在制備高性能熔覆層方面展現出顯著優勢，其在鈦合金表面制備銅合金熔覆層仍面臨嚴峻挑戰，主要源于鈦、銅兩種材料物理化學性質的本質差異。高化學活性的鈦合金與銅合金在高溫下的冶金行為共同導致異質界面形成，并伴隨顯著的開裂敏感性。具體而言，鈦與銅在液態下互溶性較差，在高熱輸入條件下易生成Ti2Cu、TiCu等脆性金屬間化合物[29]；同時，二者熱膨脹系數差異顯著，會在熔覆過程中引發較大熱應力。上述因素共同作用，導致該材料體系開裂敏感性高、工藝窗口狹窄，使得在鈦合金基體上激光熔覆制備高結合強度、減摩耐磨的銅合金層構成重大工藝難題。目前，國內外針對該體系的研究尚多集中于工藝探索和宏觀性能表征，對于熔覆層/界面微觀組織的演化規律、金屬間化合物的形成與控制、成分過冷行為對凝固組織的影響等科學問題缺乏系統深入的探討[30]。特別是如何通過精確調控工藝參數來抑制界面脆性相、獲得強韌結合的界面，仍是該領域亟待解決的技術難題。本工作重點圍繞銅合金熔覆層組織、界面性能與熔覆微觀組織演化等方面展開研究，利用激光熔覆技術在鈦合金基材上制備高結合力銅合金減摩熔覆層，并對熔覆層和界面的顯微組織、微觀性能進行分析表征。此外，還針對熔覆層進行結合力測試，揭示其高結合力的特點，為鈦合金基體上激光熔覆銅合金熔覆層在減摩領域的應用提供理論依據和數據支持，對航空航天和機械制造領域具有較為重要的工程應用價值。

1、實驗材料與方法

1.1 樣品制備

實實驗所用的激光熔覆設備由一臺最大激光功率為6kW、調整光斑直徑為1.5~2.5mm的HCFM-6000光纖激光器、一臺DPSF粉末進給器和一臺ABB六軸機器人組成。實驗基體為TC6鈦合金鍛件(化學成分見表1),軸件外徑40mm,經850℃/2h空冷退火后表面機加工至Ra=0.8μm。熔覆粉末選用氣霧化鋁青銅KF320,粒徑分布D10=58.8μm、D50=84.7μm、D90=119.7μm,球形度>90%(圖1),粉末化學成分見表2。

表1TC6鈦合金鍛件的主要化學成分(質量分數/%)

表2 KF320粉末的化學成分(質量分數/%)

表3激光熔覆工藝參數

KF320銅合金粉末作為熔覆材料。整個激光熔覆過程在氬氣保護氣氛下進行,保證腔室氧含量低于1x10-4,保護氣體流量為15L/min,以防止熔池及熱影響區氧化。

激光熔覆參數通過前期單道熔覆實驗初步確定，再采用正交實驗法進行優化，以能量密度為核心指標。高熔覆速率組(50mm/s)采用400W間隔，因此該區間能量變化對熔池形貌影響顯著;低熔覆速率組(30mm/s)采用200W間隔,以精細捕捉工藝窗口。所有參數均經實驗驗證，確保重現性。每組參數重復3次實驗，以排除偶然性。

基于上述優化方法，借助正交實驗方案確定最終工藝參數，如表2所示。實際熔覆策略是軸類零件的旋轉運動與激光頭的直線運動合成的螺旋軌跡，如圖2所示。熔覆過程中，熔覆速度設定為30mm/s或50mm/s,轉速分別為14.4r/min和24r/min。激光頭沿軸向母線方向移動，軸向速度依據式(1)計算:

式中;  V axial 為激光頭軸向移動速度; r為軸半徑;  V coat 為熔覆速度;  L overlap 為搭接寬度。根公式(1)計算,激光頭的移動速度分別為 0.24mm/s和  0.4 mm/s。設定軸向為軸向方向(axial direction,A),徑向為徑向方向(radial direction, R)。

1.3微觀組織表征

為系統評估熔覆層的微觀組織結構,采用一系列表征技術。采用熱場發射掃描電子顯微鏡(SEM, TESCAN MIRA 3 LMH)對熔覆層形貌進行觀察,以評估其均勻性、裂紋、孔洞等宏觀特征。該設備配備有背散射電子(BSE)探頭、Oxford Instrument Symmetry電子背散射衍射(EBSD)探頭和前置背散射電子(FSD)探頭,用于采集樣品表面的菊池花樣,以獲得樣品的晶體學信息。EBSD數據采用 HKL Channel 5軟件包進行分析。使用電鏡配備的能譜儀(EDS)以分析微區中合金元素的分布及含量。采用配備銅靶源的 X射線衍射儀(XRD)對熔覆層近表層開展物相分析,掃描方式為常規連續掃描。

1.4熔覆層界面顯微硬度測試

為定量表征激光熔覆層橫截面的力學性能,采用 Qness 60A+ EVO型顯微硬度計,沿熔覆試樣橫截面進行硬度梯度測量。測試嚴格遵循 ASTM E384標準,選用 HV0.3實驗力(2.942 N),保載時間 15s。測試路徑以熔覆層-基體界面(定義為深度零點)為中心展開:界面處進行兩點測量;向熔覆層方向(深度負值)延伸,近表層(距界面600μm以內)以100μm為間隔測量,其余區域間隔增至200μm;向基體方向(深度正值)涵蓋熱影響區及基材,測量間隔為  100μm。

1.5熔覆層界面結合力測試

針對高結合力熔覆層的測試,采用平面槽修復法替代膠黏法方案,依據 GB/T 41477《激光熔覆修復金屬零部件力學性能實驗方法》標準,利用激光熔覆在TC6鈦合金槽進行 KF320銅合金粉末的填充修復,然后將底部基材磨去,并截取合適尺寸進行拉伸樣制備,使修復槽位置完全位于拉伸樣的標距段內(圖 3),保證拉伸樣標距段完全覆蓋鋁青銅熔覆層材料,而后開展拉伸實驗,測算熔覆層結合強度。

2、結果與分析

2.1 KF320熔覆熔覆層正交實驗參數優化與成形性比較

為獲取在TC6鈦合金上制備 KF320銅合金熔覆層的最優參數。按照表 2設定參數,在 TC6軸上成功制備不同能量輸人的 KF320熔覆層樣品,能量密度按照公式(2)計算:

式中: E是線能量密度, J/mm; P是激光功率, W; V是激光掃描速度, mm/s。并根據滲透檢測(penetrant testing, PT)和后續機加工處理結果,將實驗結果分為三類(圖 4):

(1)能量輸入適中  (44 ～  60 J/mm)。對應樣品序號為 2、 3、 4、 5、 6、 14樣品的熔化道具有合適的搭接與連續的分布,熔道首尾過渡良好,熔道表面粗糙度較低,沒有球化現象,成形效果良好,采用PT滲透檢測探傷未發現近表層的宏觀裂紋。在機加工后,樣品表面呈明亮的銅金屬光澤,無肉眼可見缺陷。在合適能量輸入下,于TC6鈦合金表面熔覆KF320得到合適的熔覆層(圖4(a))。

(2)能量輸入過高(64~106.67J/mm),對應樣品序號為1、10、11、12、13。這些樣品對應的參數具有更高的能量輸入密度，可以觀察到雖然成形區域中間部分熔道搭接很好，平整度良好，但在熔道的首位有明顯的由于過燒產生的熔道不穩定現象，采用PT滲透檢測探測到明顯的宏觀裂紋。在機加工之后，熔道首尾位置造成熔覆層剝離基體的現象，總體成形效果較差(圖4(b))。

(3)能量輸入過低(32~40J/mm),對應樣品序號為7、8、9、15。這些樣品對應的參數具有較低的能量輸入密度，可以觀察到熔道平整性逐漸變差，表面粗糙度變高，隨著能量輸入的降低，熔道表面開始產生球化與未熔化顆粒，采用PT滲透檢測探測到明顯的孔洞與宏觀裂紋。在機加工之后，發現熔道搭接不連續，熔道之間存在有大量的未熔合缺陷，總體成形效果較差(圖4(c))。

2.2不同能量輸入下微觀形貌表征

為分析不同能量輸入下熔覆層的微觀組織，從2.1節分類的代表性樣品中選取典型樣本進行形貌表征:即能量輸入適中(樣品3)、高能量輸入(樣品10)與低能量輸入(樣品8)。選取原則為在各類別中形貌最具代表性且無明顯外部干擾的樣本。如圖5(a)所示，能量輸入適中的熔覆層內部形貌顯示，熔覆層及界面位置未見大尺寸孔洞和缺陷。在高能量輸入下，存在兩種裂紋模式，如圖5(b)所示，當能量輸入過高時，在靠近界面的熔覆層位置觀察到近乎垂直界面的長直裂紋，完全穿過枝晶結構，幾乎沒有偏轉角度，該裂紋類型判定為在凝固冷卻過程中，由熔覆層(Cu基)與鈦合金基體之間顯著的熱膨脹系數差異引發的拉應力所致[31]，由熱應力直接引發。另一方面，在高能量輸入下，熔覆層的微觀組織中也存在沿枝晶結構邊界擴展的微裂紋，如圖5(c)所示，這些裂紋相比穿晶裂紋更為曲折，更可能是在激光熔覆過程完全凝固前由于液態薄膜的存在削弱晶粒間的連接而產生的熱裂紋，這通常與凝固末期晶界處形成的低熔點液態薄膜有關，在收縮應力下易于在此處開裂。穿晶裂紋和熱裂紋均萌生于熔覆層與基材結合的界面位置,表明結合位置存在較高的應力失配。在低能量輸入條件下，則易于形成未熔合缺陷。如圖5(d)所示，熔覆層與基體之間存在明顯的不連續界面，表現為界面不平整且伴隨暗色分隔區域，說明熔覆層與基體未能形成充分的冶金結合。這類缺陷的產生主要源于激光能量密度不足或熔池流動性差，導致局部區域未被完全熔化，從而在界面處殘留間隙。與高能量輸入下的裂紋缺陷不同，未熔合缺陷本質上屬于界面結合不足，其存在會嚴重削弱熔覆層與基體的結合強度,成為潛在的失效源。

2.3激光熔覆 KF320熔覆層微觀結構分析

在TC6鈦合金表面利用激光熔覆KF320合金粉末的過程中,Cu-Al顆粒發生熔化后銅元素和鋁元素進入鈦合金熔體中,激光掃過后顆粒被“捕獲”同熔池一起快速凝固下形成熔覆層。激光熔覆KF320合金熔覆層的XRD譜如圖6所示。XRD分析針對距表層50μm以內區域，該區域最能反映熔覆層主體相組成，免受基體稀釋效應顯著影響。由圖6可見，衍射峰顯示，近表層熔覆層主要含有正交晶系的AlCu3和立方晶系的Cu0.84Al0.16，經定量分析后，計算得到含有約95%AlCu3和5%Cu0.84Al0.16°。

圖7展示熔覆層中成分過冷區的組織和成分，如圖7(a)所示,熔覆層內部的上半部分和下半部分存在兩個明顯襯度差異的區域，區域之間存在一個不規則的波浪形界面，界面附近上方以平面晶生長為主，界面附近下方以枝晶生長為主，存在明顯的成分過冷現象，因此將該區域劃分為平面晶體區和成分過冷區。針對熔覆層區域沿深度(向下)方向進行EDS分析表征，如圖7(b)所示。結果顯示，靠近熔覆層頂部的區域，元素含量以Cu為主，隨著深度增加，在距離熔覆層表層200μm以上時，Ti元素含量增加并產生較為明顯的波動，對應Cu元素含量的降低，對應圖7(a)組織由平面晶逐漸過渡為枝晶;在距界面約100μm處，Ti元素含量急劇增加，Cu元素含量急劇減少，并在界面處發生主元素交換。

進一步局部放大觀察熔覆層中的組織，在波浪形界面附近，能夠觀察到少量的成分過冷現象，如圖8(b)所示，組織以零星分布的未充分發展的一次枝晶為主，部分區域含有少量的樹枝晶，絕大部分區域并未產生明顯的成分過冷。而在波浪形界面下方，該區域成分過冷現象明顯，枝晶發展充分，表現出不完整和起伏的枝晶形貌，部分枝晶臂位置伴有少量微納尺度的氣孔，枝晶結構伴有二次枝晶臂產生，間距約5μm，如圖8(c)所示。上述組織演變,特別是從平面晶到枝晶的轉變,可通過凝固經典理論予以闡釋。熔體凝固過程中的微觀組織形貌主要受溫度梯度(G)與凝固速率(R)的比值(G/R)以及溶質再分配行為共同控制。在熔體凝固過程中,凝固速率(G)與溫度梯度(R)的比值決定凝固微觀結構的生長形貌，該比值越大，越容易形成平面晶，比值越小越容易形成胞狀枝晶甚至等軸晶  [32]。在本體系中成分過冷是決定凝固模式轉變的關鍵因素,其臨界判據為式(3)  [33]:

式中: m為液相線斜率;  C 0 為熔體初始溶質濃度;  k 0 為平衡分配系數; D為溶質擴散系數。 Ti作為以 Ti-Cu為主要成分的熔覆層體系中的關鍵溶質元素,其物理化學特性對成分過冷現象的產生具有顯著影響。Ti的液相線斜率大，對溫度變化極為敏感,這在凝固前沿極易引發溶質的偏聚現象。Ti的初始溶質濃度較高,高濃度的溶質在凝固過程中會進一步加劇偏聚行為。Ti的平衡分配系數在 Ti-Cu體系中小于  1 [34],意味著在固/液界面前沿,溶質會傾向于向液相富集,進而導致偏聚現象的加劇。此外,Ti在Cu熔體中的擴散系數較低,這使得Ti元素在液相中的擴散速率顯著降低,進一步增強偏聚現象。這些特性共同作用,導致 Ti元素在固/液界面前沿發生嚴重的偏聚,顯著提高成分過冷的傾向性,從而促使晶體生長模式從平面晶向枝晶發生轉變。成分過冷的程度取決于合金的成分和環境條件，如溫度梯度和凝固速度等。具體而言，液相線越陡、合金中溶質濃度越高、液相中擴散系數越小、G/R比值越小，成分過冷的傾向性越大。枝晶結構的形成還取決于快速凝固條件下熔池前沿的不穩定生長。界面不穩定生長不僅由枝晶臂前沿產生的“成分過冷”引起,也包含由于溫度和濃度梯度引起的固液界面前沿擾動,即 Mullins-Sekerka界面穩定性理論  [35],最終形成規則與不完整的凝固亞結構。由于銅合金熔覆層與鈦合金基材的成分差異,在熔池凝固過程中,溶質再分配會導致固液界面前沿溶質濃度發生變化,產生成分過冷現象  [36]。在波浪形界面上方僅有少量枝晶形成,表明整體的成分過冷條件并不充分,稱為平面晶區。

在熔覆過程中,激光作用使 TC6基材發生部分熔化,與熔融狀態的 KF320銅合金發生混合,進而產生成分梯度分布的現象。沿深度方向,鈦含量的增加促進熔覆層區域成分過冷的發生,含 Ti的枝晶結構得到充分生長,在成分上表現為更高的Ti含量,隨著深度增加,更大的成分波動主要是由于枝晶臂與枝晶間區域的元素成分差異。

熔覆層表面的 EBSD分析顯示(圖 9),熔覆層主要由 Cu相和  β-Ti相組成,并沿高度方向呈現明顯的梯度結構。在頂部約100μm范圍內,以細晶Cu相為主,并通過與XRD結果對比分析可知,Cu相中存在少量Al固溶,在XRD中表現為AlCu3和  Cu 0.84 Al 0.16 。隨著熔覆層深度的增加,β-Ti相含量增多,Cu相含量逐漸降低,β-Ti相和Cu相的存在分別促進Cu枝晶和β-Ti枝晶的形核生長，在圖7中表現為波浪形界面下方的枝晶區域。Cu相與β-Ti相混合均勻，但對應的晶粒尺寸存在顯著差異，Cu相區域面積加權平均晶粒尺寸約為1.96μm,而Ti相區域面積加權平均晶粒尺寸約為16.4μm。細晶Cu相區和β-Ti相區組成的兩相區形成典型的雙態晶粒分布結構，這種特殊的晶粒結構分布能顯著降低凝固冷卻過程中的殘余應力[37],實現應力的優化分布，提高材料的塑性和強度，有助于減緩裂紋擴展，提高材料的疲勞壽命，從而進一步影響材料的整體性能。

激光熔覆的典型凝固組織是由熔池底部向上外延生長而成的柱狀晶組織，而IPF反極圖顯示(圖9(b))晶粒無明顯擇優取向，這表明在凝固過程中晶體生長模式發生顯著改變。具體而言，β-Ti相含量的增加顯著促進銅體系的成分過冷效應，通過降低固液界面能，改變晶粒外延生長機制;其次，固液界面前沿的溶質元素偏聚(特別是Ti元素的富集)導致的成分過冷促進更多異質形核點的形成;第三,溫度梯度的變化(從熔池底部到頂部)使G/R比值降低，進一步影響晶粒的生長模式。

另一方面，在熔覆凝固過程中，固液界面前沿的Cu元素溶質偏析顯著促進β-Ti相的形成。通常情況下,鈦合金中高溫β相在冷卻過程中會轉變為a相,但Cu元素的添加通過以下幾種機制抑制這一相變過程:首先，作為β-Ti相的穩定化元素，Cu降低β→a相變的熱力學驅動力;其次，Cu的偏析行為阻礙溶質的擴散動力學，進一步延緩a相的析出。這種作用使高溫下的β-Ti相得以在室溫下保留，并沿熔覆層厚度方向形成具有成分梯度分布的Cu/β-Ti混合組織。Cu相和β-Ti相的梯度混合分布增加相界面，也進一步促進異質形核過程。異質形核的生長導致粗大柱狀晶明顯減少，并實現晶粒的進一步細化，細化后的晶粒使晶界長度與表面積的比值更高，實現殘余應力更均勻的分布。

2.4激光熔覆KF320熔覆熔覆層界面微觀組織分析

圖10(a)展示界面附近的微觀組織信息,其中紅色方框區域被放大顯示在圖10(b)中。圖10(b)揭示靠近界面的熔覆層區域形成一種高度致密、呈條紋狀分布的組織形貌，這種結構與熔覆層成分過冷區的枝晶結構不同，其間隔較小，取向隨機，構成熔覆層的界面結構。該致密結構的徑向厚度為10-20μm,與鈦合金基材結合良好,展示出優異的界面結合效果。為深入分析界面結構組成,進行EDS線掃描分析，如圖10(c)所示。隨著徑向深度增加,Ti元素和Cu元素的含量在高度致密結構區出現一個明顯的臺階，臺階附近Cu和Ti的原子比約為1:2,這表明可能形成金屬間化合物。

圖11(a)展示界面附近的微觀組織結構,其中可觀察到熔覆層與基材之間的過渡區域，可見原本鍛件中的a球狀相在激光熱處理作用下發生相變，整體組織形成針狀和片層狀的混合組織。圖11(b)的IPF反極圖進一步揭示熔覆層界面附近的晶粒信息，靠進界面位置β-Ti相晶粒尺寸分布較為均勻。在圖11(c)的相組成圖中，熔覆層近界面位置的致密結構為Ti2Cu相,這是一種由Cu和Ti組成的金屬間化合物，沿厚度方向伴隨著Cu元素與Ti元素含量的快速成分連續變化,在界面位置產生明顯的成分臺階，這恰好印證圖11(c)中產生的成分臺階現象，伴隨著充分的熱力學和動力學條件，形成Ti2Cu相。Ti2Cu金屬間化合物通常具有更高的硬度[38]，而界面位置原位形成的金屬間化合物可以改善熔覆層與基材的結合能力。在熔覆工藝良好控制的前提下，這種結合能力的提升對于熔覆層的耐久性和性能穩定性至關重要。

2.5熔覆層顯微硬度分析

為進一步研究熔覆熔覆層后對整體基材性能的影響，沿徑向從近表層到基材對含熔覆層樣件整體進行硬度測試，如圖12所示，測試范圍涵蓋熔覆層、熱影響區和基材區，測試結果如圖12(b)所示，結果表明，以銅相分布為主的近表面熔覆層區硬度介于300HV-350HV之間，隨著深度增加，成分過冷區的Ti含量逐漸升高，β-Ti相逐漸增多，成分過冷區位置的硬度提升至375HV;隨著深度逐漸達到界面位置,在距界面處10~20μm位置的硬度值達到520HV,這主要是由于金屬間化合物Ti2Cu相的原位形成。隨著檢測區達到基材位置，在距離界面不遠的鈦合金母材受到激光熔覆過程的高溫沖擊，母材中原始的球狀相在熱處理作用下發生相變，形成大量針狀馬氏體組織(圖11(a))。從圖11(b)可見，熱影響區深度達到800μm，該區域有效晶粒尺寸顯著降低，發生相變的組織同時導致顯著的晶格畸變，進而提升區域強度，在本工作中，顯微硬度值介于370~390HV之間，相較基材提升約50HV。隨著深度進一步增加，激光熱作用效應逐漸減弱，顯微硬度值也達到TC6鈦合金本身的硬度值。

硬度結果能直觀反映含熔覆層樣件結構的整體強度分布。從熔覆層的整體硬度分布可以看出，近界面10~20μm的熔覆層位置具有結構中最高的強度，該強度主要由Ti與Cu原位形成的金屬間化合物Ti2Cu貢獻。圖C展示涂層顯微硬度與對應區域β-Ti體積分數的對應關系。其中，β-Ti含量是依據涂層范圍內的硬度測試方案進行計算的,結果表明，沿涂層厚度方向，β-Ti含量從約1.8%逐漸增加至64.3%，同時顯微硬度由300HV升高至375HV，顯示出二者具有一定程度的正相關性，經擬合后大致得到如下近似線性關系:

上述關系式表明，相成分的分布是決定涂層硬度的關鍵因素。在Cu與Ti的混合體系中，β-Ti相較Cu相具有更高的硬度，隨著β-Ti相含量的增加，涂層硬度呈近似線性增加，沿涂層厚度方向相成分的梯度分布造成硬度的梯度分布。然而如果前期工藝控制中出現問題,硬質相更易成為失配源，并導致熔覆層與界面之間的應力失配。從圖5結果可判斷，當工藝控制不佳時，裂紋源會從熔覆層與基材的界面處形成，并沿熔覆層向上形成穿晶裂紋或沿晶熱裂紋，此時硬質相的存在會加速熔覆層的失效過程。因此，控制熔覆層熔覆工藝不產生初始裂紋，是保證含熔覆層結構整體樣件服役性能的重要前提。

2.6熔覆層結合力性能分析及斷口形貌分析

為驗證熔覆層與基材的結合效果，對平面槽修復試樣進行拉伸實驗。如圖13所示，五組拉伸實驗的抗拉強度(Rm)分別為296、290、299、358、316MPa,因此測算得到的平均結合強度為312MPa,斷后伸長率(A)為0.5%~1.5%,試樣無屈服階段。

為進一步驗證其結合效果，對其進行斷口宏觀形貌表征,圖14為熔覆層/基體界面的斷口結合力表征結果。如圖14(a)所示，斷口整體形貌，斷口成45°坡形，表面呈銀灰色，斷裂起始于試樣表面，為多源開裂特征，裂紋拓展方向為圖14(a)中黑色箭頭所示，并且熔覆層與基材結合界面連續、無宏觀剝離或貫穿性裂紋;圖14(b)為裂紋源區形貌，主要為準解理形態為主，表明界面過渡區致密，無明顯孔洞或夾雜缺陷，結合界面呈波浪狀咬合特征;圖14(c)為裂紋擴展區形貌，可見準解理和二次裂紋;圖14(d)為瞬斷區形貌，可見界面處存在厚度約為2-4μm的致密過渡層，并且熔覆層與基體晶粒間呈擴散過渡,無尖銳界面,有少量韌窩組織，以拋物線形韌窩為主。通過以上分析可知，鋁青銅熔覆層/TC6鈦合金體系在界面處呈現典型脆性斷裂特征:斷口精確位于熔覆層與基材界面,未見熔覆層內部或基材內部斷裂，表明斷裂強度近似等于界面結合強度。拉伸試樣均斷裂于熔覆層/基材界面，且無屈服階段，表明界面為整個體系的力學薄弱環節。其斷裂行為主要由界面微觀結構決定:一方面,原位生成的Ti2Cu金屬間化合物層(見圖11c)硬度高、脆性大，在外加應力下易成為微裂紋萌生源[39]，并促進裂紋沿其快速擴展，從而導致宏觀上的低塑性斷裂和斷口上表現為大量的準解理面;另一方面，波浪狀的界面形貌與元素互擴散形成的梯度過渡結構(見圖10和1)提供強大的機械互鎖和冶金結合力，有效阻礙裂紋的擴展，從而賦予界面較高的平均結合強度。因此，最終的斷裂形貌是Ti2Cu脆性相主導的裂紋萌生/擴展與界面強韌化結構阻礙作用相互競爭的結果。

上述形貌特征與力學數據共同證明，KF320熔覆層的界面結合強度優異，熔覆層與基體之間形成高強度的冶金結合，可滿足服役條件下抗剝離和抗剪切的需求。

3、結論

(1)使用優化后的激光熔覆工藝參數在TC6鈦合金表面成功制備無宏觀裂紋的KF320鋁青銅熔覆層。在制備過程中，成形致密性良好試樣的能量密度被嚴格控制在44~60J/mm范圍內。當能量輸入顯著偏離這一范圍，會導致諸如穿晶/熱裂紋、球化、未熔合等缺陷的出現，從而顯著降低熔覆層的成形質量。

(2)熔覆層微觀組織沿厚度方向呈現出由平面晶區到成分過冷區過渡的的雙態區域組織。熔覆層近表面100μm區域主要由AlCu3和Cu0.84Al0.16相構成。隨著熔覆層深度的增加，β-Ti相含量逐漸上升。熔覆層組織形成以Cu相和β-Ti相為主要分布的典型雙態晶粒分布結構，其中銅相區域的平均晶粒尺寸為1.96μm,β-Ti相的平均晶粒尺寸為16.4μm。銅元素和鈦元素的偏聚促進熔覆層區域成分過冷的發生，枝晶結構得到充分發展，并改變晶粒外延生長機制，促進異質形核。

(3)顯微硬度結果表明，沿厚度方向的熔覆層-基材顯微硬度范圍在300HV~520HV之間，以銅相分布為主的近表面熔覆層區硬度介于300HV~375HV之間，成分過冷區的硬度在375HV，在界面附近的熔覆層區域硬度最高，達到520HV，對應在距熔覆界面10~20μm的熔覆層范圍內原位形成的致密化Ti2Cu金屬間化合物過渡層。拉伸結果表明，拉伸斷裂完全發生在熔覆層-基材的界面處，波浪狀界面增大機械嚙合面積，并與擴散過渡結構協同作用，使熔覆層-基材界面的平均結合力性能達到312MPa,最終的斷裂形貌是Ti2Cu脆性相主導的裂紋萌生/擴展與界面強韌化結構阻礙作用相互競爭的結果。

參考文獻:

[1]禹杰.航空航天材料輕量化技術的最新進展與應用前景[N].山西科技報，2024-10-31(B10).YUJ.The lat-est advances and application prospects of aerospace mate-rial lightweighting technology[N]. Shanxi Science and Technology News,2024-10-31(B10).

[2]姜沄青.論先進鈦合金材料在航空航天領域中應用[J].科技展望,2016,26(35):91-92.

JIANG Y Q. On the application of advanced titanium alloy materials in aerospace field[J]. Science and Tech-gy,2016,26(35):91-92.

[3]南榕,孫花梅,蔡建華,等.鈦及鈦合金表面處理技術研究進展[J].鈦工業進展,2025,42(3):40-47.

NAN R,SUN H M,CAIJ H,et al. Research progress on surface treatment technologies for titanium and titanium alloys[J].Titanium Industry Progress,2025,42(3):40-47.

[4] JIN L,JIANG K Y,REN H L,et al. A review of laser cladding on copper and copper alloys[J]. International Journal of Electrochemical Science, 2022, 17(9):220920.

[5] ZHOU F, ZHOU Y J, SONG K X, et al. The influence of microalloying and preparation process on phase transfor-mation, mechanical properties, and friction/corrosion behavior of Cu-Ni-Sn alloys: a review[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,28:951-966.

[6]周佳良.激光熔覆制備Co基/Ni60復合覆層組織和性能研究[D].哈爾濱:哈爾濱工業大學,2019.

ZHOU J L. Study on process and properties of Co/Ni60 composite coating prepared by laser cladding[D].Harbin: Harbin Institute of Technology,2019.

[7] COSTA M Y P, VENDITTI M L R, CIOFFI M O H,et al. Fatigue behavior of PVD coated Ti-6Al-4V alloy[J]International Journal of Fatigue,2011,33(6):759-765.

[8]ZHU Y H, WANG W, JIA X Y, et al. Deposition of TiC film on titanium for abrasion resistant implant material by ion-enhanced triode plasma CVD[J]. Applied Surface Science,2012,262:156-158.

[9]CHEN Z, YE Z G, DING Y, et al. Study on extreme sul-furation behavior of brush-electroplated silver-graphene composite coatings as the electrical contact materials for the outdoor high-voltage isolating switch[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 29: 4063-4071.

[10] SUNG H M, LEE S, LEE D,et al. Effect of the Ni plat-ing on Al-Cu dissimilar metal laser welded joint[J].Journal of Materials Research and Technology,2024,31:2473-2483.

[11] XU K, ZHENG X H, LUO R H, et al. A three-dimen-sional zincophilic nano-copper host enables dendrite-free and anode-free Zn batteries[J]. Materials Today Energy,2023,34:101284.

[12] SWAIN B, PATNAIK A, BHUYAN S K, et al. Solid particle erosion wear on plasma sprayed mild steel and copper surface[J]. Materials Today: Proceedings, 2018,5(9):20403-20412.

[13] BEHERA B, MALLICK P, SWAIN B, et al. Surface modified mild steel and copper using homogenized fly-ash+quartz+ilmenite by plasma technology[J]. Materi-als Today:2020,33:5703-5708.

[14] ZHU X Y, LUO L M, LI P,et al. Thermal performance and microstructure of vacuum plasma sprayed tungsten coatings under cyclic heat load[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2015,44(10):2405-2408.

[15] SONG W L, WANG Z, XIE Y C, et al. Enhanced arc erosion resistance via constructing W particle network structure in cold sprayed CuCrZr-W coating: implication for electromagnetic launching system[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2023, 27: 1819-1829.

[16] YANG X W, MENG T X, SU Y,et al. Particle deforma-tion and coating deposition behavior in cold spray addi-tive manufactured aluminum deposit on copper substrate by simulation and experiment[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,30:2879-2890.

[17] WANG M Y, CHANG D X, YU B Y,et al. Improving microstructure and corrosion resistance of cold spraying Cu coating through annealing[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals,2024,77(8):2103-2110.

[18] ZHANG Z C, KONOPLIANCHENKO I, TARELNYK V,et al. The characterization of running-In coatings on the surface of tin bronze by electro-spark deposition[J].Coatings,2022,12(7):930.

[19] ZHANG Z C, TARELNYK V, KONOPLIANCHENKO I, et al. Characterization of tin bronze substrates coated by Ag+ B83 through electro-spark deposition method[J].Surface Engineering and Applied Electrochemistry,2023,59(2):220-230.

[20] LIU X B, MENG X J, LIU H Q,et al. Development and characterization of laser clad high temperature self-lubri-cating wear resistant composite coatings on Ti-6Al-4V alloy[J].Materials&Design,2014,55:404-409.

[21]ZHAO Y T,LU M Y,FAN Z Q,et al. Microstructures and mechanical properties of wear-resistant titanium oxide coatings deposited on Ti-6Al-4V alloy using laser cladding[J]. Journal of the European Ceramic Society,2020,40(3):798-810.

[22]王康，姜建軍，楊麗景，等.燒結NdFeB表面HEDP-焦磷酸鉀體系電鍍銅工藝及性能研究[J].中國腐蝕與防護學報,2025,45(3):687-697.

WANG K,JIANG J J, YANG L J,et al. Copper electro-plating process and performance of HEDP-potassium pyrophosphate system on sintered NdFeB surface[J].Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection,2025,45(3):687-697.

[23]顧曉波，楊大明.熱噴涂銅基合金涂層抗空蝕性能的研究[J].華東船舶工業學院學報,1997(3):27-31.

GU X B, YANG D M. Investigation on the anti cavita-tion erosion property of thermal sprayed copper alloy coatings[J]. Journal of East China Shipbuilding Institute(Natural Science Edition),1997(3):27-31.

[24] ZENG X Y, TAO Z Y, ZHU B D,et al. Investigation of laser cladding ceramic-metal composite coatings: pro-cessing modes and mechanisms[J]. Surface and Coat-ings Technology,1996,79(1/3):209-217.

[25] VREELING J A, OCELIK V, DE HOSSON J T M.Ti-6Al-4V strengthened by laser melt injection of WCp particles[J].Acta Materialia,2002,50(19):4913-4924.

[26] KENNEDY A R, KARANTZALIS A E, WYATT S M.The microstructure and mechanical properties of TiC and TiB2-reinforced cast metal matrix composites[J]. Journal of Materials Science,1999,34(5):933-940.

[27]雷經發，吳龍宇，劉濤，等.激光熔覆ZrB2-ZrC/Cux熔覆層的力學性能及微觀結構研究[J].中國激光，2025，52(24):2402205.

LEI J F, WU L Y, LIU T,et al. Study on mechanical properties and microstructure of laser cladding ZrB2-ZrC/Cux coating[J]. Chinese Journal of Lasers, 2025,52(24):2402205.

[28]孫磊強.激光熔覆Cu合金復合涂層的工藝制備及性能研究[D].沈陽:沈陽工業大學,2024.

SUN L Q. Study on preparation and properties of laser cladding Cu alloy composite coating[D]. Shenyang:Shenyang University of Technology,2024.

[29] SHAO L,XIE G L,LIU X H,et al.The effect of Cu con-tent and Ti2Cu precipitation on the combustion behaviour and mechanism of Ti-xCu alloys[J]. Corrosion Science,2021,190:109641.

[30] PENG C, ZHAO Y H, JIN S J, et al. Antibacterial TiCu/TiCuN multilayer films with good corrosion resis-tance deposited by axial magnetic field-enhanced arc ion plating[J].ACS Applied Materials&Interfaces,2019,11(1):125-136.

[31]劉孟晗，方正帥，劉鳳德，等.鈦/鋼異種材料激光焊接裂紋與微觀組織分析[J].應用激光,2021,41(3):474.LIU M H, FANG Z S, LIU F D, et al. Analysis of microstructure and cracks of laser welding titanium/steel dissimilar materials[J]. Applied Laser,2021,41(3):474.

[32] Nobuyuki N, A I. nucleation and growth behavior of undercooled Pd42.5Cu30Ni7.5P20 Melt[J].Materials Trans-actions,2002,43(5):1247-1249.

[33]李勝利，沙明紅，李雪，等.《金屬凝固原理與技術》教材建設[J].中國冶金教育,2024(2):71-72.

LI S L, SHA M H, LI X, et al. Construction of textbook on principle and technology of metal solidification[J].China Metallurgical Education,2024(2):71-72.

[34]陳少林.定向凝固提純釓過程中金屬雜質遷移規律的研究[D].北京有色金屬研究總院:,2018.

CHEN S L. Distribution of metallic impurities in gadolin-ium during directional solidification process[D]. General Research Institute for Nonferrous Metals, Beijing:,2018.

[35]白帥軍，肖笑，王雪晴，等.鈦合金增材成形件的粉末細化晶粒機理研究進展[J].材料熱處理學報，2024,45(12):1-9.

BAI S J, XIAO X, WANG X Q, et al. Research progress on mechanism of powder grain refinement of titanium alloy additive formed parts[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2024,45(12):1-9.

[36] MOHTADI-BONAB M A, MASOUMI M, ENTEZARI E. A review on the role of crystallographic texture in hydrogen-induced cracking susceptibility in pipeline steel[J]. Journal of Materials Engineering and Perfor-mance,2025,34(23):27531-27547.

[37]易法槐.準靜態Stefan問題與Mullins-Sekerka問題研究[M].北京:科學出版社,2024:1-200.

YI F H. Study on quasi-static Stefan problem and Mullins-Sekerka problem[M]. Beijing: Science Press,2024:1-200.

[38]鄒海燕.Ti2Cu相形態對CuxO/TiO2等離子體電解氧化膜層抗菌和腐蝕磨損性能的影響[D].西安:長安大學，2024.

ZOU H Y. Effect of Ti2Cu phase on antibacterial and tri-bocorrosion properties of plasma electrolytic oxidation CuxO/TiO2 coatings[D]. Xi‘an: Changan University,024.

[39]KURZ W, FISHER D J. Fundamentals of Solidification[J].Trans Tech Publications,1989.

（注，原文標題：鈦合金表面激光熔覆銅合金微觀組織演化與界面性能_田景夫）