不同掃描速度下激光熔覆修復TC4合金表面性能

崔 靜, 王宬軒, 楊廣峰*

（1.中國民航大學 航空工程學院, 天津 300300；2.中國民航大學 交通科學與工程學院, 天津 300300）

TC4鈦合金（Ti6Al4V）具有密度小、質(zhì)量輕、比強度高、耐高溫、耐腐蝕、無磁、生物相容性好等諸多優(yōu)點，獲得了廣闊的應用空間，也是我國航空領域最先進入應用的鈦合金種類[1]。然而，鈦合金材料摩擦因數(shù)高、硬度低的缺點一直影響著其零部件的性能和使用壽命，部分機械構(gòu)件易疲勞、發(fā)生輕微損壞[2]，而大量更換輕微受損部件將帶來極高的運行和維護成本。因此，尋找一種低成本的便捷方法，對鈦合金材料表面進行修復，以延長機械構(gòu)件的使用壽命，降低企業(yè)生產(chǎn)的維護成本，是一項很有價值的研究課題。

激光熔覆技術是一種新型的材料表面改性技術[3]，具有適用性強、加工效率高、熔覆層與構(gòu)件基體相容性好、經(jīng)濟、環(huán)保等優(yōu)點，在多種合金表面改性領域獲得了廣泛的應用[4]。已經(jīng)有諸多學者通過激光熔覆技術在金屬材料的修復和性能強化領域做出了卓有成效的研究，夏思海等[5]采用激光熔覆工藝在TC4鈦合金基體表面制備了含不同質(zhì)量分數(shù)TiC的Ni60A復合熔覆層，有效提升了熔覆層的平均硬度，降低了表面的摩擦因數(shù)；Qi等[6]采用粉末預置激光熔覆技術，在TC4合金基體表面制備了混合碳化鎢顆粒增強金屬基復合材料涂層，發(fā)現(xiàn)添加有TC4粉末的混合涂層比純碳化鎢涂層強化效果更明顯，其原因與涂層中碳化鎢分布的均勻性有關。劉亞楠等[7]在Ti811合金表面制備出Ni基稀土熔覆涂層，通過添加的稀土元素耦合增強涂層性能，并分析了激光掃描速度對涂層組織和性能的影響；Zhang等[8]在TC4基體表面激光熔覆制備了Ni60-六方氮化硼涂層，結(jié)果表明，該種涂層具有較高的顯微硬度，在高溫環(huán)境下表現(xiàn)出了優(yōu)良的耐磨性能和減摩性能。譚金花等[9]在TC4合金表面通過多道激光熔覆制備了鈦基Ni60+BN復合涂層,分析了不同掃描速度下涂層組織和性能變化；Rashid等[10]通過激光熔覆對300M鋼表面進行了修復，并對其修復后多方向的拉伸性能變化進行了研究，與僅磨削試樣相比，熔覆修復后的試樣具有更好的拉伸強度和彈性模量。

當前對TC4鈦合金性能強化的研究主要集中在利用其他元素增強熔覆層性能方面，通過熔覆相同成分粉末進行修復和性能強化的研究較少[11-12]，該種方法工藝簡單，通過控制加工參數(shù)同樣可以達到強化修復涂層的效果。本工作用激光熔覆技術在TC4合金表面制備修復涂層，并分析比較在一定功率下，不同掃描速度時的修復效果，探究使用大功率、大光斑工業(yè)級激光器進行產(chǎn)業(yè)化修復受損表面的可行性和最優(yōu)參數(shù)配置。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

基體材料采用TC4合金，線切割成50 mm×15 mm×5 mm的試件，用不同粗糙度的砂紙對試件進行表面打磨處理，用無水乙醇清洗，去除表面氧化層及污物。熔覆材料采用相同材質(zhì)的TC4粉末，為減少粉末在熔覆過程中的氧化和飛濺對于修復效果的影響，將粉末用乙基纖維素和無水乙醇在加熱條件下混合制成預制涂層膠體，均勻覆蓋在待加工的 TC4 試件其中一個 50 mm×15 mm 表面上，制成預制涂層，再進行激光熔覆加工處理?；w和熔覆層材料成分如表1所示。

表1 TC4鈦合金基體和熔覆粉末元素成分（質(zhì)量分數(shù)/%）Table 1 Composition of TC4 titanium alloy matrix and cladding powder （mass fraction/%）

1.2 實驗方法

對預制涂層的試件用COHERENT HighLight 8000D型激光系統(tǒng)進行單道熔覆加工，設置激光熔覆加工功率P為2 kW，氬氣保護流量為4.5 L/min，光斑直徑為 15 mm，掃描速度V為 100、150、200、300 mm/min，試件加工完成后觀察宏觀形貌，并進行切割、鑲嵌之后，依次采用 80#、240#、600#、1000#、1500#砂紙打磨并用5、1、0.05 μ 的金剛石懸濁液拋光，制備出截面和熔覆層表面試樣，采用氫氟酸、硝酸、水的體積比為1∶4∶20的Kroll腐蝕液對截面金相試樣進行腐蝕處理，用LEICA MEF4型金相體視顯微鏡觀察試件截面金相組織；通過S-3400型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察試件截面微觀形貌；使用EDS能譜分析儀對試件截面進行元素能譜掃描；使用HVS-1000Z顯微維氏硬度計對試件截面進行顯微硬度測試；對熔覆層表面試樣進行X射線衍射（XRD）分析；使用 Metrohm Autolab電化學工作站進行電化學腐蝕實驗、使用銷盤式摩擦磨損試驗機對熔覆層表面進行摩擦磨損性能測試，設定實驗壓力為 49 N；轉(zhuǎn)盤轉(zhuǎn)速為 100 r/min；進行旋轉(zhuǎn)摩擦15 min，測量滑動摩擦力并計算摩擦因數(shù)，在摩擦實驗結(jié)束后使用探針式磨痕測量儀檢測磨痕深度，計算磨損體積。摩擦環(huán)中徑約為4 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌分析

圖1為試件在不同的掃描速度下熔覆表面的宏觀形貌。由圖1可以看出，當試件使用100 mm/min的速度進行熔覆加工時，熔覆材料和試件表面接收能量較為充分，加工表面受到強熱，迅速熔化，呈現(xiàn)出較為明顯的熔融態(tài)，并受激光的熱沖擊而流動，冷卻形成由左向右的波紋狀，表層氧化膜為紅棕色，較為粗糙（圖1（a））；當掃描速度增大到150 mm/min時，表面氧化層紅棕色區(qū)域顏色變淺，部分區(qū)域顏色轉(zhuǎn)深，表面流動行為減弱，熔融痕跡變淺，粗糙程度下降（圖1（b））；當掃描速度增大到200 mm/min時，整個熔覆表面的形貌發(fā)生了較大改變，紅棕色區(qū)域逐漸蛻化，轉(zhuǎn)化為灰黑色，表面的粗糙程度進一步下降，熔融痕跡較淺（圖1（c））；當掃描速度增大到 300 mm/min 時，熔覆表面呈現(xiàn)出深灰黑色至藏青色，部分區(qū)域有一定光澤，表面附著有細小顆粒，幾乎沒有表面熔化流動痕跡，總體更加光滑、平整（圖1（d））。

圖1 不同的掃描速度激光熔覆層宏觀形貌 （a）100 mm/min；（b）150 mm/min；（c）200 mm/min；（d）300 mm/minFig.1 Macro morphologies of specimens repaired by laser cladding at various scanning speeds （a）100 mm/min；（b）150 mm/min；（c）200 mm/min；（d）300 mm/min

圖2為體視顯微鏡觀察到的試件截面金相組織宏觀形貌。由圖2可知，各試件在熔覆后均存在比較明顯的分區(qū)分層現(xiàn)象，按照不同的宏觀形貌特點可分為熔覆層（cladding layer，CL）、熱影響區(qū)（heat affected zone，HAZ）和未受熱區(qū)域（unaffected zone，UZ），但其形貌在不同加工工藝參數(shù)下展現(xiàn)出不同的狀態(tài)。

圖2 不同的掃描速度激光熔覆層截面金相宏觀形貌 （a）100 mm/min；（b）150 mm/min；（c）200 mm/min；（d）300 mm/minFig.2 Cross-section metallographic macroscopic morphologies of specimens repaired by laser cladding at various scanning speeds（a）100 mm/min；（b）150 mm/min；（c）200 mm/min；（d）300 mm/min

當以100 mm/min的速度掃描時，截面有明顯的受熱痕跡，熔覆材料和試件表面充分熔化，在激光熱沖擊下結(jié)合形成較厚的熔覆層區(qū)域，熱影響區(qū)域為試件基體內(nèi)部，由于熱輸入較高，受熱范圍擴大到整個截面，表現(xiàn)出典型的青色大理石狀金相形態(tài)，發(fā)生了顯著的相變，圖中可見不同顏色深淺的β 晶粒（圖2（a））；當以 150 mm/min 的速度掃描時，由不同晶粒反射的顏色可以看出熔覆層與熱影響區(qū)體現(xiàn)出了一致的色彩反映，而晶粒相較后者更大，可以區(qū)分出熔覆層與基體熱影響區(qū)的位置差異，且二者發(fā)生了緊密的冶金結(jié)合（圖2（b））；當掃描速度增加到200 mm/min后，重新出現(xiàn)三層金相分層，熔覆層和熱影響區(qū)變薄，晶粒更加細小，區(qū)域分界明顯（圖2（c））；在掃描速度增大到 300 mm/min時，受熱效果持續(xù)減弱，熔覆層，熱影響區(qū)域集中在表面附近，未受熱的基體占截面的主要部分，涂層薄而明亮。當激光能量作用于表面時，產(chǎn)生一個向下的溫度梯度，熱量向下傳遞，表面熔覆材料熔化，與基體表面相結(jié)合，當激光能量作用離開時，產(chǎn)生一個向上的溫度梯度，冷卻結(jié)晶，凝固后形成了不同厚度和理化特性的熔覆修復層。

2.2 微觀形貌分析

圖3為各掃描速度參數(shù)下熔覆修復層截面的顯微組織形貌。掃描速度為100 mm/min時，其頂部受熱之后再冷卻形成了帶狀分布的等軸晶和并列聚集的柱狀晶，前者組成β晶界，分隔不同大小的后者，即α晶粒（圖3（a-1））。頂部區(qū)域受熱較多，α晶粒體積更大，β晶界處晶粒形狀與內(nèi)部存在較大差異，其走向如白線所示，β晶內(nèi)部為冷卻形成的柱狀α晶粒，在不同的β晶內(nèi)表現(xiàn)為不同的大小、互異的排列方式和生長方向（圖3（a-1））；熔覆層中部冷卻速度較慢，熱量繼續(xù)向下傳遞，在β晶界內(nèi)部形成了相對更小并較短的α柱狀晶粒，相互垂直交織，白圈為β晶界，由較長的近草履蟲樣晶粒首尾相接組成，少量較小的胞狀晶夾雜其中（圖3（a-2））[13]；熱影響區(qū)受熱相對較少，冷卻速度慢，微觀形態(tài)則有較大的不同，β晶界較細，內(nèi)部沿不同方向生長形成了較淺的針狀α馬氏體相變，因受熱而形成的較大的β晶還保持著清晰邊界（圖3（a-3））[14-15]。

掃描速度為150 mm/min時，熔覆層頂部沿不同方向生長出大量規(guī)整的針狀α馬氏體相變，相互堆疊交織（圖3（b-1）），不同的β晶粒內(nèi)部不同形態(tài)的相變區(qū)存在明顯明暗對比；由于本參數(shù)下熔覆層與熱影響區(qū)完全冶金結(jié)合，兩塊區(qū)域的金相形貌趨于一致，β晶內(nèi)部的針狀馬氏體長度更長，形態(tài)完整、清晰，順著β晶界對稱分布，枝間存在部分橫向生長的二次晶枝（圖3（b-2））[16]，對該部分放大（圖3（b-3）），可以看出β晶內(nèi)部相互平行的針狀馬氏體集束。掃描速度為200 mm/min時，輸入的熱量明顯減少，熔覆層頂部晶粒細化，形成了細小的α晶粒，熔覆材料在激光輸入熱量的作用下緊密地相互結(jié)合在了一起，形成了一層結(jié)構(gòu)致密的涂層（圖3（c-1））。熔覆層中部和底部存在著部分β轉(zhuǎn)化組織，周圍是已經(jīng)轉(zhuǎn)化形成的α晶粒（圖3（c-2）、（c-3））；掃描速度為 300 mm/min 時，輸入的熱量繼續(xù)減少，熔覆層頂部結(jié)構(gòu)發(fā)生了進一步細化，完全冷卻形成α晶粒（圖3（d-1））。熔覆層中部同樣存在β轉(zhuǎn)化組織，與轉(zhuǎn)化的α晶粒形成了混合結(jié)構(gòu)（圖3（d-2））。在熔覆層底部出現(xiàn)了較多的β轉(zhuǎn)化組織以及少量α晶粒，β轉(zhuǎn)化組織內(nèi)可見正在析出的細小針狀馬氏體，熱影響區(qū)形成了十字相交的較短針狀α馬氏體網(wǎng)絡，二者在交界處相互聯(lián)結(jié)，組成清晰細密的交織狀組織（圖3（d-3））[17]。

圖3 不同掃描速度激光熔覆層顯微組織形貌 （a）100 mm/min；（b）150 mm/min；（c）200 mm/min；（d）300 mm/min；（1）熔覆層頂部；（2）熔覆層中部；（3）熱影響區(qū)Fig.3 Microstructures of laser cladding layers with different scanning speeds （ a） 100 mm/min； （ b） 150 mm/min；（c）200 mm/min；（d）300 mm/min；（1） top of the cladding layer；（2） middle of the cladding layer； （3） heat-affected zone

2.3 XRD和EDS能譜分析

用X射線衍射儀對激光熔覆層表面進行分析，掃描初始角度2θ為10°、結(jié)束角度為100°，掃描步長為0.02°。圖4為不同掃描速度下試件的30°～85°范圍內(nèi)XRD圖譜。

圖4 不同掃描速度激光熔覆層 XRD 分析結(jié)果Fig.4 Results of XRD analysis of laser cladding with different scanning speeds

由圖4可知，不同掃描速度激光熔覆層中均大量存在α-Ti，其他相的組成存在一定的差異。當掃描速度為 100 mm/min 時，熔覆層中 α-Ti、β-Ti共同存在，使得衍射峰疊加，強度增加，并產(chǎn)生了少量AlTi2C金屬間化合物，出現(xiàn)了與之相對應的獨有衍射峰；當掃描速度為150 mm/min時，β-Ti在頂部的含量下降，逐步轉(zhuǎn)化為α-Ti，衍射峰高度下降，同時熔覆層與基體熱影響區(qū)相變狀態(tài)接近，衍射峰表現(xiàn)為α-Ti；當掃描速度為200 mm/min時，熔覆層表面幾乎由熔化過程中的α-Ti組成，衍射峰表現(xiàn)為明顯的α-Ti樣式，但熔覆層中出現(xiàn)了Ti(CNH)x固溶體，其衍射峰強度較低；當掃描速度為300 mm/min時，熔覆材料熔化程度繼續(xù)下降，衍射峰形態(tài)與掃描速度為200 mm/min時相近，同樣存在Ti(CNH)x固溶體，出現(xiàn)的原因是預制涂層膠體和空氣中部分組分如C、H等混入熔覆層中，形成固溶。

用EDS能譜掃描儀對熔覆層底部和熱影響區(qū)交界位置進行線掃描，圖5為熔覆層底部和熱影響區(qū)交界位置Ti/Al相對含量沿掃描距離的變化情況。由圖5可以發(fā)現(xiàn)，Ti、Al兩種元素的相對含量有比較明顯的特點。橫向?qū)φ湛傻茫?00 mm/min掃描速度下Ti/Al相對含量沿測量線存在著較大的波動變化，部分位置Ti含量相對其他位置偏高明顯，出現(xiàn)了元素偏析情況。對300 mm/min掃描速度下熔覆層位置上某一處的元素含量進行檢測，圖6（a）為 Ti元素分布情況（綠色區(qū)域），圖6（b）為對應位置Al元素分布情況（紅色區(qū)域）。根據(jù)結(jié)果可得，Al元素在β轉(zhuǎn)化組織中存在明顯的不均勻金相分布，已經(jīng)轉(zhuǎn)化形成的α晶粒內(nèi)部含量較少，而邊緣同周圍的晶粒組織含量相近，這可能是由于掃描速度大，激光熱輸入較小，熔覆層迅速冷卻凝固，β晶界內(nèi)形核生長的時候先形成了α-Ti晶格，熔池中Al元素未來得及向內(nèi)擴散，Al原子僅僅進入了α-Ti邊緣晶格就已經(jīng)凝固，發(fā)生錯位，形成固溶體，發(fā)生Al的偏析，在金相組織上出現(xiàn)了較為突出的等軸晶形態(tài)，其內(nèi)部應由于Al元素缺失而形成少量的Ti(CNH)x固溶體。同時，周圍的已經(jīng)形成的部分α-Ti/Al固溶體晶格結(jié)構(gòu)被金相腐蝕液溶解，除新生等軸晶外的其余部分仍保持著原有的Al元素含量水平。

圖5 熔覆層底部和熱影響區(qū)交界位置 Ti/Al相對含量沿掃描距離的變化Fig.5 Variation of Ti/Al relative content at the bottom of the clad layer and at the junction of the heat affected zone along the scanning distance

圖6 掃描速度 300 mm/min 樣品元素分布 （a） Ti元素分布；（b）對應（a）圖綠色區(qū)域 Al元素分布Fig.6 Element distribution of sample prepared at scanning speed of 300 mm/min （a） Ti element distribution; （b）distribution of Al element corresponding to the green area of Fig.（a）

結(jié)合掃描電子顯微鏡檢測結(jié)果圖3，可進一步得知，在激光輻照TC4粉末預制涂層的過程中，α-Ti固溶體的固溶度隨掃描速度的增加而變化，是一個非平衡快速熔化凝固過程。在熔覆材料和基體表面從β相進一步冷卻的過程中，掃描速度越小，激光對熔覆表面的熱輸入越多，表面達到的溫度越高，平均冷卻速率越小，凝固時間越長，當熔池達到過冷度時，先形成β晶，α相在原來的β晶晶界內(nèi)多點形核，并沿一定的方向在β晶內(nèi)部生長，較為豐富的Al原子在熔池內(nèi)隨熱量沖擊對流而高速移動，在α相生長形成的過程中，被晶格“捕獲”，因此形成了α-Ti固溶體和針狀馬氏體[18]。掃描速度為200 mm/min時，輸入熱量使得熔覆層固溶形成較多Ti(CNH)x固溶體，較多的C元素影響到Ti含量的測定，使得測定結(jié)果Ti元素含量較少，而此時Al元素仍充分擴散未發(fā)生偏析，造成了Ti/Al相對含量較低的現(xiàn)象。相比之下，掃描速度較小時，熔覆層主要形成α-Ti固溶體和針狀馬氏體，C元素影響程度小；速度較大則發(fā)生Al元素偏析，部分位置偏析嚴重，造成Ti/Al相對含量較高且波動較大。

2.4 熔覆層耐腐蝕性能分析

對試件表面熔覆層進行電化學腐蝕實驗，使用質(zhì)量分數(shù)為3.5%的氯化鈉溶液作為電解液，試件熔覆層表面為工作電極、鉑電極為輔助電極、Ag/AgCl電極為參比電極連成三電極電化學測量電路，在開路電位穩(wěn)定后測量電化學阻抗（EIS）和掃描伏安極化曲線。圖7為熔覆層電化學阻抗的Nyquist圖譜。由圖7可看出，隨著掃描速度的增大，容抗弧半徑呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢，除掃描速度為150 mm/min的試件外其余三個試件均呈現(xiàn)1/4圓弧形態(tài)，并逐漸趨于水平，證明熔覆層保護性能在逐漸提高；而150 mm/min試件表面則接近1/2圓弧，熔覆層兩相膜阻抗處于一個穩(wěn)定區(qū)間。

圖7 不同掃描速度激光熔覆層 Nyquist圖Fig.7 Nyquist diagram of laser cladding layers with different scanning speeds

圖8為不同掃描速度激光熔覆層的Bode圖。由圖8（a）可以看出，中高頻區(qū)域各試件阻值比較接近，低頻區(qū)開始300 mm/min試件表面阻值較高，隨著頻率提升，150 mm/min試件表面阻值與之逐漸接近，之后基本處于同一水平，熔覆層的電阻性質(zhì)逐漸提升，電容性質(zhì)減弱，保護性能提升；由圖8（b）可見，低頻區(qū) 150 mm/min、300 mm/min 試件圖像明顯地向大角度方向移動，約在1 Hz位置左右 150 mm/min 試件角度超越了 300 mm/min 試件，此時其阻值差達到最大值。另外，lgZ-lgf在中頻區(qū)接近線性關系，其原因為腐蝕介質(zhì)在熔覆層表面擴散時，遇到熔覆層表面細小顆粒的阻擋，只能沿著顆粒間隙向內(nèi)滲入。

圖8 不同掃描速度激光熔覆層的 Bode 圖 （a）阻值圖；（b）相位角圖Fig.8 Bode diagrams of laser fused cladding layers with different scanning speeds （a） resistance diagram;（b） phase angle diagram

圖9為不同掃描速度激光熔覆層表面伏安極化曲線。根據(jù)極化曲線可得熔覆層表面的電化學性質(zhì)，通過Tafel區(qū)計算熔覆層表面的自腐蝕電位和腐蝕電流密度，通過軟件計算可得其年腐蝕速率以及極化電阻[19]，測量結(jié)果如表2所示。

圖9 不同掃描速度激光熔覆層極化曲線Fig.9 Polarization curves of laser cladding layers with different scanning speeds

由表2可得，當掃描速度為 150 mm/min時，熔覆層自腐蝕電位最高，自腐蝕電流最低，自腐蝕速率最低，耐腐蝕性能最佳。其原因是熔覆材料和基體表層在激光輻照的熱量傳遞下發(fā)生了充分熔化，冶金結(jié)合程度高，完成了β晶轉(zhuǎn)化以及針狀α馬氏體相變，熔覆表層形成的針狀馬氏體排列成致密的結(jié)構(gòu)，還原了TC4合金優(yōu)良的抗腐蝕特性，相比100 mm/min加工的表面晶粒尺寸更大；其次是掃描速度為300 mm/min，由于吸收熱量較小，熔覆材料未完全熔化，熔覆層表面的晶粒細小致密，排列緊湊，同基體通過網(wǎng)狀馬氏體結(jié)構(gòu)緊密結(jié)合，大大減小了反應接觸面積，降低了表層的自腐蝕速率，提升極化電阻的同時降低了自腐蝕電流。這兩種參數(shù)下的熔覆層表現(xiàn)出良好的耐腐蝕性能。

表2 掃描伏安曲線測量結(jié)果Table 2 Scanning voltammetry curve measurement results

2.5 熔覆層顯微硬度分析

圖10為不同掃描速度激光熔覆層不同表面距離下的維氏顯微硬度。通常情況下，TC4合金基體的維氏顯微硬度約為300HV[20]，熔覆層的顯微硬度水平均高于基體。當掃描速度為200 mm/min時，熔覆層頂部的硬度較高；隨著離表面的距離逐漸增大，掃描速度為 150、200、300 mm/min 的試件顯微硬度迅速下降，在 1 mm 處 150、300 mm/min試件的顯微硬度已接近基體未受熱區(qū)域，200 mm/min試件則出現(xiàn)了明顯的三級階梯形硬度水平分布，分界于 0.75 mm 和 2 mm 處，0.75 mm 以上的表層硬度較高但下降很快，2 mm以下即接近于基體硬度水平，其原因可能是熔覆層表面晶粒細化提升了表層的硬度，但細化層較薄，迅速下降區(qū)間即對應基體熱影響區(qū)和未受熱區(qū)域。

圖10 不同掃描速度激光熔覆層不同表面距離下的維氏顯微硬度Fig.10 Vickers microhardness of laser cladding layers at different surface distances with different scanning speeds

100 mm/min試件熔覆層與基體交界處硬度出現(xiàn)了小幅度的上升，整個測量范圍內(nèi)硬度下降趨勢相對較小，整體硬度較高。其原因可能是吸收激光能量較多，熔覆層中混雜入部分空氣組分，形成AlTi2C枝晶，熔覆材料與基體發(fā)生完全冶金結(jié)合。冷卻時交界處溫度梯度大，凝固速率快，使得該位置晶粒細化，增強了表面顯微硬度[21]，這種性能強化和較高的整體硬度可以使經(jīng)過激光熔覆修復處理的零件，在有輕度磨損后仍然可以保持一定的力學性能，降低因表面損失導致的性能減益。

2.6 熔覆層耐磨性能分析

圖11為摩擦磨損實驗中的摩擦因數(shù)和磨痕輪廓。

一般情況下，在表面中加入高硬度增強相提高耐磨性或加入潤滑相降低摩擦因數(shù)是改善鈦合金表面摩擦磨損性能的有效手段。由圖11看出，隨著摩擦時間的推移，基體的摩擦因數(shù)波動較小，掃描速度為100 mm/min的修復表面摩擦因數(shù)波動最大，各表面磨痕兩側(cè)均有明顯的摩擦碎屑堆積，表3給出了不同掃描速度激光熔覆層表面的磨痕測量結(jié)果。

圖11 不同掃描速度激光熔覆層摩擦系數(shù)及對應摩痕輪廓Fig.11 Friction coefficients of laser cladding layers with different scanning speeds and corresponding friction trace profiles

由表3可知，熔覆層磨痕深度比基體均出現(xiàn)了下降，磨痕寬度均小于基體，掃描速度為200 mm/min的熔覆層表面磨痕深度和寬度均最小，磨損失重最低。材料的耐磨性與其表面硬度呈正相關關系，即材料表面硬度越高耐磨性就越好[22]，而掃描速度為V3的試件表面晶粒較細，顯微硬度較高，且與基體表面充分結(jié)合，產(chǎn)生了大量的晶界，而晶界對位錯的移動具有阻礙作用，單位面積內(nèi)，晶界越多，這種阻礙作用就越顯著，從而體現(xiàn)出更好的耐磨性。而掃描速度為300 mm/min的修復表面由于熔化不充分，熔覆材料結(jié)合度相對較低，摩擦過程中損傷較大，磨痕相對更深更寬。

表3 不同掃描速度激光熔覆層磨痕測量結(jié)果Table 3 Abrasion measurement results of laser cladding layers with different scanning speeds

3 結(jié)論

（1）采用不同掃描速度激光熔覆修復TC4合金表面，當掃描速度為150 mm/min時，熔覆修復表面具有較好的耐腐蝕性。修復后的表面生成了穩(wěn)定的晶體結(jié)構(gòu)，與基體表面發(fā)生了較好的冶金結(jié)合，自腐蝕電位最高且腐蝕速率最低。

（2）當掃描速度為200 mm/min時，可以提高熔覆修復表面的顯微硬度，且磨損量較小。轉(zhuǎn)化生成的大量細小α晶粒阻礙了外界沖擊導致的晶格位錯移動，宏觀上表現(xiàn)為較高的顯微硬度和較小的磨損量。

（3）在熔覆的過程中，熔覆材料和基體表層受熱熔化、對流、再冷卻凝固，合金中的部分元素在晶格重組時會不可避免地固溶于組織增強相或基底，產(chǎn)生晶格畸變，達到一定的強化涂層的效果，宏觀上體現(xiàn)為在不同維度上得到強化或維持的綜合性能。