激光重熔对TC4钛合金表面Al2O3-ZrO2激光熔覆层形貌组织、元素分布和裂纹敏感性的影响

王会照，王玉玲，姜芙林，杨发展，杨勇，马保山，梁鹏

激光重熔对TC4钛合金表面Al2O3-ZrO2激光熔覆层形貌组织、元素分布和裂纹敏感性的影响

王会照，王玉玲，姜芙林，杨发展，杨勇，马保山，梁鹏

（青岛理工大学 机械与汽车工程学院，山东 青岛 266520）

减少裂纹数目，改善TC4合金基体表面激光熔覆涂层的表面形貌和裂纹敏感性。采用激光重熔工艺对激光熔覆后的熔覆层进行后处理。通过有限元与试验相结合的方法，研究激光重熔处理对Al2O3-ZrO2熔覆层表面形貌、组织演变及裂纹敏感性的影响规律，并探讨其影响机理。激光熔覆完毕后，再次进行激光扫描，得到重熔涂层，并采用扫描电镜和维氏硬度计对激光熔覆与激光重熔涂层的熔覆形貌、微观组织、裂纹情况、元素分布及断裂韧性进行观察与测试。有限元仿真结果表明，熔覆涂层从热影响区到熔覆层顶部的温度由660.23 ℃升至3 122.3 ℃，激光重熔涂层温度则是由927.61 ℃升至2 772.9 ℃。此外，重熔涂层在方向上的残余应力明显下降，且残余应力曲线平缓，应力梯度较小。激光重熔工艺可以明显缓解熔覆涂层结合区的温度梯度和残余应力。通过对涂层进行观察检测发现，激光重熔涂层表面起伏状况得到缓解，表面裂纹数目减少。重熔涂层平面晶数量较少，组织致密，使得裂纹发生穿晶扩展，裂纹扩展能量不断消耗，有效阻碍了裂纹延拓。激光重熔工艺可以均化元素分布，使重熔涂层的断裂韧性提升至9 MPa·m1/2以上，有效提高了涂层的断裂韧性，改善裂纹的敏感性。通过激光重熔，熔覆层表面起伏变小，裂纹数目明显减少，断裂韧性和结合强度得到明显提高。

激光重熔；有限元分析；形貌组织；元素分布；裂纹敏感性

TC4（Ti-6Al-4V）钛合金具有比强度高、耐热性好的特点。相同的质量下，钛合金较其他的金属具有更加优良的力学性能，被广泛应用于航空、航天和航海等领域[1-2]，但是钛合金耐磨性差，硬度较低的特点限制了它的广泛应用。由于陶瓷材料具有良好的硬度、耐磨性与耐腐蚀性，而被用于改善钛合金表面性能。随着航空、航天和海洋管道防腐蚀等领域的需要，陶瓷–金属连接成为研究的热点。在研究中发现，氧化铝陶瓷材料的硬度可以达到1 800HV，并且氧化铝陶瓷具有很高的耐磨性、耐热性，但是高熔点、高脆性的缺点使它的断裂韧性较低，所以通常混合氧化锆粉末一起进行激光熔覆，来减少裂纹的产生[3]。因此，如何将氧化铝–氧化锆陶瓷与钛合金相结合，并且具有良好的表面质量和力学性能，是学者们重点关注的研究方向。

近年来，激光熔覆作为一种新型的表面改性技术，为金属–陶瓷连接提供了一种新的结合方法。激光熔覆与传统的表面改性技术相比，具有高效率、低稀释率和降低生产成本的优点，使其具有广阔的应用前景[4]。相关研究表明，利用激光熔覆技术能够使陶瓷–金属紧密结合，是获得耐磨、耐热金属基体的一种新方法。但是氧化铝、氧化锆陶瓷与钛合金结合时，由于陶瓷与金属的热膨胀系数差距较大，通常会在冷却过程中由于体积收缩不一致而产生裂纹。吴东江等[5]研究了激光功率对Al2O3-ZrO2共晶陶瓷成形质量的影响，表明较高的激光功率可以获得裂纹，以及气孔较少的陶瓷样件。陈辽源等[6]在制备铁基陶瓷涂层时，观察到陶瓷涂层中存在大量裂纹，针对裂纹产生问题，他们采用添加CeO2稀土氧化物来细化晶粒，降低了陶瓷涂层的孔隙率和裂纹数量。周圣丰等[7]采用基体预热的辅助方式对WC陶瓷增强镍基复合涂层进行了制备，发现温度梯度随着基体预热平均温度的升高而减小，这可以降低涂层的孔隙率，减少裂纹。众多研究表明，除了优化激光工艺参数外，外部施加辅助手段，比如添加稀土氧化物、基体预热等，均可以实现减少裂纹数量的目的。此外，通过激光重熔对涂层进行后期热处理是一种改善熔覆层表面质量和性能的有效方法。目前，激光重熔技术已被广泛用于制备结构致密、性能优异的非晶涂层，但是对于陶瓷涂层，通过激光重熔对熔覆涂层进行后期热处理来减少激光熔覆裂纹的研究却很少见。辛博等[8]采用激光金属沉积（LMD）与激光重熔（LR）技术将316L钢粉沉积到316不锈钢基体上，并通过仿真与试验相结合的方法对涂层的力学性能与孔隙率进行了检测，发现激光重熔技术能够改善晶粒形貌，缓解温度梯度过大造成的应力集中现象。说明激光重熔能够改善金属与金属间的应力集中现象，这为缓解金属与陶瓷间因为激光熔覆快热急冷的特点造成的热应力过大问题提供了一种新的解决方法。周圣丰等[9]采用激光熔覆与激光重熔技术制备了WC陶瓷–铁基复合涂层，并对熔覆涂层和重熔涂层的表面形貌和性能进行了测试，发现激光重熔确实能够减少WC陶瓷熔覆层的裂纹和气孔，提高表面质量。

针对激光熔覆过程中陶瓷熔覆涂层易出现裂纹问题，本文利用有限元与试验相结合的方法，建立激光熔覆与激光重熔过程的温度场与残余应力场，预测裂纹可能产生的位置。随后通过试验探究激光重熔处理对Al2O3-ZrO2熔覆层表面形貌、组织演变、元素分布及裂纹敏感性的影响，利用激光重熔工艺减少Al2O3-ZrO2陶瓷涂层的裂纹数目，促进激光熔覆制备陶瓷涂层的研究。

1 激光熔覆与激光重熔有限元仿真

1.1 仿真预测裂纹出现位置

为了预测激光熔覆与激光重熔过程中裂纹可能出现的位置，采用ANSYS软件建立三维热力耦合模型，并对温度场与残余应力场进行有限元仿真。通过分析温度梯度与残余应力分布，得到裂纹可能出现的位置。最后通过试验结果验证仿真结果的可靠性，并研究激光重熔对减少裂纹数目的影响规律，改善涂层的表面质量。

1.1.1 有限元模型与网格划分

仿真采用的试样尺寸为70 mm×15 mm×6 mm，预置粉末厚度为1 mm、光斑直径为4 mm的试验数据，建立的模型如图1所示。熔覆层高度为1 mm，宽度为4 mm。网格采用Solid 70六面体单元，熔覆层网格尺寸为1.5 mm×0.8 mm×0.4 mm。采用ANSYS软件的生死单元技术模拟激光熔覆与激光重熔过程，模型的每个单元长度为12 mm，最后一个单元长度为9 mm，整个模型共有6个生死单元。

图1 涂层模型尺寸（a）、激光熔覆（b）与激光重熔涂层模型网格划分（c）

1.1.2 激光热源与传热假设

参考文献[10]得到仿真模拟选择激光熔覆的激光功率为1 800 W，扫描速度为3 mm/s，光斑直径为4 mm，同时避免因扫速度过快导致基体与陶瓷的结合区发生开裂，选择较低的扫描速度。之后通过仿真模拟发现，随着激光功率增加，热影响区到熔覆层顶端的温度梯度逐渐增加，如图2所示。为了保证重熔时能够将已经凝固的涂层重新熔化，消除存在的表面裂纹，所以选择激光重熔的激光功率为1 200 W，扫描速度为2 mm/s，光斑直径为4 mm，采用预置粉末的方式进行仿真。在试验与生产中常用的激光器的热源能量大多呈高斯正态分布，故激光热源选取高斯热源，特点是热源温度由中心向周围逐渐降低，呈正态高斯分布。热源数学模型公式为：

图2 不同激光功率下温度随距离的变化

式中：、、为与热源中心的距离；为激光功率；为粉末对激光热源的吸收率；为热源半径；为所在位置的热量。

此外，激光熔覆的激光扫描路径为从坐标原点出发，沿方向移动，直到基体末端。激光重熔的激光路径则是在激光熔覆扫描过程后，激光光斑立即回到坐标原点，重新沿着方向移动，直到基体末端。在利用ANSYS软件对激光熔覆和激光重熔过程进行模拟时，由于外部环境对激光熔覆过程的影响是复杂的，在仿真的过程中很难考虑到激光熔覆和激光重熔的所有因素，因此在激光熔覆与激光重熔过程中作出以下假设：基体与粉末未发生气化；激光参数未发生变化；熔池其他部位凝固不发生“再辉现象”。

1.1.3 材料的热物性参数

本次仿真熔覆涂层采用的材料为Al2O3-ZrO2(8% Y2O3)混合粉末，基体材料为TC4合金。由ANSYS仿真材料库和文献[9-10]可知，TC4合金和Al2O3-ZrO2陶瓷涂层的热物性参数见表1、表2。

1.2 温度场仿真结果

通过截取距基体左侧2 cm处的截面，观察温度分布，如图3所示。从图3可以看出，在结合区部位两侧的温度变化较竖直方向的温度变化更明显，说明结合区两侧区域温度梯度较大，易产生裂纹。重熔涂层在第二次激光扫过后，结合区的温度梯度明显变小，这对缓解结合区的热应力具有积极意义，但是在中部区域温度梯度出现较大变化，容易导致裂纹产生。

在方向上，基体热影响区（距基体底部3 mm处）到涂层顶端的温度变化曲线如图4所示。可以看出，重熔涂层在0.003 m处之后，斜率变大，温度梯度增加，说明中部区域温度梯度较高。此外，在激光扫描过程中，从基体热影响区部位到陶瓷涂层顶部，熔覆涂层的温度由660.23 ℃到3 122.3 ℃，而激光重熔涂层的温度则是由927.61 ℃升至2 772.9 ℃。通过比较单位距离下的温度差可以发现，重熔涂层的温度梯度较激光熔覆涂层的温度梯度小。故激光重熔涂层能够有效缓解激光熔覆时因为快热急冷的特点造成的热应力过大问题，减少因热应力过大造成的裂纹数量。

表1 Ti-6Al-4V合金的热物性参数[11]

表2 Al2O3-ZrO2(8%Y2O3)共晶陶瓷的热物性参数[12]

图3 激光熔覆涂层和激光重熔涂层温度分布云图

图4 温度随距离的变化趋势

对于热力耦合建立的仿真模型，需验证结果的可靠性。采用装配式K型热电偶的测温结果与仿真结果的对比如图5所示。其中，为了防止温度过大，超出热电偶量程，选择测量位置为基体底部2 mm处，孔径沿方向。图5表明，试验与激光熔覆仿真模拟的趋势大致相同，但是在最高点处温度误差约为12%。造成这种差别的原因是，仿真过程中，传热假设熔池不发生再辉现象，但在实际过程中组织凝固冷却会产生热量，相当于对整个基体与熔覆层起到了保温作用。此外，由于热电偶具有一定的延迟性，故试验温度稍落后于仿真温度。整体来看，模拟结果符合试验结果，可以肯定模型的准确性。

图5 试验温度与仿真计算温度变化曲线

1.3 残余应力仿真结果

通过对激光熔覆的残余应力进行仿真（如图6所示）发现，激光重熔涂层较激光熔覆涂层在方向上的残余拉应力在不断上升，但是在方向上的残余压应力减小，并且在方向单位距离下的应力梯度明显减小，曲线变得光滑，这对缓解应力集中具有积极意义。在激光熔覆完毕后，在方向冷却的过程中，残余应力逐渐上升，而且斜率不断增加，说明截面中心向两侧区域单位距离内，残余应力不断增加，最后在边缘处出现应力集中现象。激光重熔涂层从原点到0.001 m处，残余应力变化缓慢，在0.001 m后，残余应力开始上升变快，在该处单位距离的残余应力差较大，存在应力集中现象。在方向上，熔覆涂层与重熔涂层的残余应力呈现抛物线分布。通过对比仿真曲线图发现，涂层的顶部与底部的残余应力较中部区域的残余应力大，而且斜率较中部区域大，说明顶部与底部区域残余应力在单位距离内变化较大，易出现裂纹扩展。

图6 激光扫描完毕后距离左侧2 cm处熔覆涂层与重熔涂层y、z方向上的残余应力

2 试验

为了验证仿真结果的可靠性，同时探究激光重熔对裂纹数目的影响规律，改善裂纹的敏感性，本次试验结合之前正交试验选取的激光熔覆与激光重熔最优参数，利用扫描电镜、维氏硬度计，对涂层的表面质量、组织演变和裂纹敏感性进行观察测试，发现激光重熔能够减少裂纹产生，提高裂纹敏感性。

2.1 材料与试验设备

试验基体采用TC4合金（Ti-6Al-4V），其基本化学成分见表3，利用电火花切割机将基体切割成尺寸为70 mm×15 mm×6 mm的试样。为了防止激光熔覆过程中在熔池中混入杂质，在试验前使用150#、400#、600#的砂纸对基体试样表面进行打磨，之后将基体放到盛有无水乙醇的JP-030型超声波清洗机中清洗20 min，去除污垢，最后使用无尘纸擦拭基体表面，去除无水乙醇。

表3 Ti-6Al-4V合金的化学成分

熔覆材料为氧化铝和四方相氧化锆陶瓷粉末，其基本化学成分见表4、表5。氧化铝陶瓷粉末的粒度为40～70 μm，形状为球形，具有很高的各向同性收缩性能；氧化锆陶瓷粉末的粒度为5 μm，为四方相陶瓷粉末。在温度的诱导下，四方相氧化锆会从四方结构转变成单斜结构，发生马氏体转变，吸收破坏的能量，使得裂纹尖端的应力场松弛，抑制裂纹的变化和延伸，能够有效减少裂纹产生与扩展[13]。以3︰2的质量比配制氧化铝、氧化锆陶瓷混合粉末，配制完毕后，将其放入试剂瓶中手动摇匀混合20 min左右。之后，将混合的氧化铝、氧化锆粉末置于烘干箱中2 h，除去在氧化铝、氧化锆混合粉末中的水分。最后，将混合粉末预置于TC4合金基体上，厚度为1 mm。

表4 Al2O3陶瓷粉末的化学成分

表5 ZrO2(8%Y2O3)陶瓷粉末的化学成分

激光熔覆试验设备采用ROFIN公司制造的FL020型激光器，输出功率范围为0～2 kW，波长范围为(1 070±10) nm，可调光斑直径范围为3～5 mm。激光器配有冷水机实现激光温度恒定，保证激光器的输出功率稳定和光束质量一致。

2.2 激光熔覆与激光重熔参数

参考文献[10]，使用FL020型光纤激光器进行试验，总结得到激光功率为1 800 W、扫描速度为3 mm/s、光斑直径为4 mm时，熔覆涂层的裂纹最少，性能较其他参数更加优良。最后，采用ANSYS软件与正交试验相结合的方法，选择最优的激光重熔工艺参数，在仿真得到激光功率为1 200 W的基础上进行正交试验，得到最佳工艺参数：激光功率为1 200 W，扫描速度为2 mm/s，光斑直径为4 mm。

2.3 试验后处理

使用激光功率为1 800 W、扫描速度为3 mm/s、光斑直径为4 mm的参数制备激光熔覆涂层，在熔覆涂层制备完毕后，立即使用激光功率为1 200 W、扫描速度为2 mm/s、光斑直径为4 mm的参数进行激光重熔，得到重熔涂层。利用 STX-202A型金刚石线切割机进行切割，并用金相砂纸与金刚石抛光剂进行抛光，在1︰1︰10配制的氢氟酸、硝酸和水混合的腐蚀液中腐蚀15 s，得到观察试样。最后，使用扫描电镜与维氏硬度计对试样进行测试。

3 结果与分析

3.1 涂层的宏观形貌和几何轮廓

图7a为激光熔覆表面形貌，从表面观察熔覆层的形貌，熔覆层的形貌良好，波浪状起伏规律，但是波动较大。图7b为激光重熔表面形貌，观察激光表面形貌发现，激光重熔涂层的表面波浪状起伏频率密集，但是起伏波动较小，表面平滑。图7c、d分别为熔覆涂层与重熔涂层的探伤试验形貌，其中表面上的红线为探伤剂在裂纹处的标记，观察表面上的红线数目发现，激光重熔涂层的裂纹数目只有6道，而熔覆涂层上存在许多明显裂纹，且裂纹密集分布。图7e、f分别为激光熔覆涂层和激光重熔涂层的截面形貌，在扫描电镜下观察发现，激光熔覆涂层的裂纹主要集中在基体与熔覆层的结合区域，而激光熔覆后立即进行重熔的涂层只有一条较小的裂纹，集中在靠近基体的重熔涂层内部，这与仿真中的温度梯度大的区域相吻合。

通过比较熔覆涂层与重熔涂层的熔宽、熔高和熔深（如图8所示）发现，激光重熔涂层较激光熔覆涂层的熔宽、熔高和熔深都有所增加。在熔宽方面，重熔涂层的熔宽为4 478.43 μm，熔覆涂层的熔宽为4 404.06 μm，二者相差不大；在熔高方面，重熔涂层的熔高为380.09 μm，熔覆涂层的熔高为322.25 μm，较激光熔覆涂层相比，重熔涂层的熔高提高了17.95%；在熔深方面，重熔涂层的熔深为1 239.42 μm，而熔覆涂层的熔深为1 132.00 μm，较激光熔覆涂层相比，重熔涂层的熔深提高了9.5%。理想的涂层应该是在保证涂层质量的前提下具有较高的宽高比，以便为后续的多道熔覆和加工作准备。通过对熔覆涂层与重熔涂层几何轮廓的描述，可以为之后的工序提供一定的理论基础。

3.2 涂层的微观组织

在图7e、f避开裂纹处的涂层中心线菱形位置观察得到的微观形貌如图9所示。观察晶粒形貌发现，激光熔覆涂层从顶部到底部，晶粒尺寸逐渐减小。在顶部区域，晶粒主要以柱状晶和平面晶为主，此外还存在少量的大粒胞状晶和树枝晶；在中部区域则是以柱状晶、树枝晶和胞状晶为主，胞状晶的数量明显增多；在底部区域则是存在平面晶、树枝晶、等轴晶和小粒胞状晶。

图8 熔覆涂层与重熔涂层几何轮廓长度

较激光熔覆涂层，重熔涂层顶部和中部主要以大粒胞状晶、树枝晶为主，平面晶较少，晶间间距小。根据图10可以得知，平面晶较少的原因是重熔涂层的温度梯度较小，加之二次激光扫过，且第二次激光扫过时速度较第一次慢，马兰戈尼对流效应明显，打破了界面稳定的条件。此外，平面晶的数量减少，加之晶间间距减小，可以使晶粒致密度更高，避免晶界过于简单。在重熔涂层的底部，主要存在小粒胞状晶、树枝晶和柱状晶，而且晶界较熔覆层更加复杂。通过对比得知，重熔涂层的显微结构较熔覆涂层更加优良，晶粒致密度更高，能够提高涂层的力学性能，形成良好的冶金结合。

图9 激光熔覆涂层和重熔涂层晶粒微观形貌

图10 凝固形态与温度梯度（G）和凝固速率（R）的关系[14]

从图11a、b中可以看出，激光熔覆陶瓷涂层的裂纹刚开始是从晶界处产生，并且由许多条裂纹一起沿着少晶粒的方向开始扩展，有一些裂纹由于刚开始的位置周围晶粒数目较多，熔覆涂层致密度高，裂纹在扩展的过程中被晶粒阻挡，最终消失。由断裂力学中的脆性断裂判据可知，当裂纹尖端处的应力强度因子超过该区域的断裂韧性时，裂纹将会扩展[15]。目前影响裂纹产生与扩展的因素主要有2方面，一方面是残余应力，它是裂纹产生的能量来源；另一方面，材料自身性质（晶粒、晶界、断裂韧性）能够消耗裂纹扩展的能量，所以裂纹能量因为巨大的残余应力产生的同时，熔覆层的晶粒，晶界等自身性质也在不断消耗热应力等残余应力产生的能量，二者交互作用，最终决定了裂纹产生的数目、长度、位置。此时在裂纹源头处，由残余应力产生的能量较少，裂纹尖端应力强度因子较小，故晶粒、晶界的阻碍作用较明显，能量很快被消耗，而一些裂纹在沿着少晶粒方向不断扩展时，能量不断汇聚，并且多条裂纹交汇形成了更大的裂纹。这时，裂纹尖端应力强度因子变大，能量不断积累，晶粒晶界处的断裂韧性不足以抵抗裂纹的扩展，最终裂纹扩展处的晶粒破碎，如图11c、d所示。图11e为激光重熔涂层的裂纹。由图6f可知，激光重熔涂层截面上只有这一条裂纹。从图11e中可以看出，裂纹周围柱状晶密集分布，晶间距离较小，涂层的致密度较高，裂纹扩展的源头沿晶界处扩展，中部发生穿晶断裂，能量不断被消耗，最终裂纹不再扩展。故晶粒致密度是影响裂纹扩展的一个重要因素，细化晶粒、增加晶界复杂度、减少大尺寸的平面晶出现能够有效减少裂纹数目。

3.3 涂层的元素分布

对熔覆涂层和重熔涂层进行线扫描，扫描从顶部开始到基体的热影响区，观察元素的波动与变化趋势，结果如图12所示。图12中的横坐标代表的是从顶部到结合区的距离，纵坐标是单位时间计数率，与测量时间有关，故数量只代表测量的时间长短。分析Ti、Al、Zr这3种元素的变化趋势可知，在顶部、中部出现明显的峰值尖端，熔覆涂层Ti、Al、Zr元素的波动比较剧烈，说明了该处较其他部位元素出现富集现象。当元素出现迟滞扩散、富集、偏析现象时，在该区域的组织结构明显异于其他区域。当承受相同的残余应力时，不同组织结合区域更容易出现裂纹源[16-17]。通过观察图12a可以看出，在顶部和中部区域，锆元素波动比较剧烈，从1 700 μm后，锆元素开始平稳下降。与图7e相对应得知，当锆元素含量下降时，裂纹出现并扩展，铝元素从涂层顶部到底部波动比较剧烈，但是计数率总是在400 eV附近。

图11 熔覆涂层的裂纹源（a、b）、裂纹交汇处形貌（c、d）和重熔涂层裂纹全貌（e）

图12 熔覆涂层与重熔涂层元素分布

在图12b中，重熔涂层的元素波动较熔覆涂层的元素波动较为平缓，Ti元素出现变化时，不再以峰值尖端出现，而是以类似于“平台”的形式出现，说明重熔涂层Ti元素的分布更加均匀。在底部与结合区域，发现重熔涂层的元素分布仍然维持在某个数值附近，而熔覆涂层则是存在明显的变化趋势（比如Zr、Ti）。相较于熔覆涂层，重熔涂层在小局部区域元素波动较为剧烈，但是能够使元素在顶部、中部和底部的含量更加平衡。

3.4 涂层的断裂韧性

上面分析了从顶部到底部元素变化对裂纹的影响，为了进一步得到不同部位的断裂韧性变化趋势，通过压痕法测量断裂韧性，如图13所示。其中，2为菱形压痕对角长，2为对角长加延伸裂纹的长度。

在顶部、中部、底部分别选取2个位置测量其硬度，取平均值，并选取其中一个压痕较好的菱形，利用扫描电镜，在300倍下测量其对角长与裂纹扩展长度，最后利用公式（2）[18]得到断裂韧性结果。涂层在常温下弹性模量为317.8 GPa，载荷为24.5 N。

式中：为弹性模量，GPa；为裂纹长度，mm；为载荷，N；为维氏硬度，GPa。

借鉴文献[18]，发现通过压痕法（IM）测得的涂层的断裂韧性较标准断裂韧性偏大。探讨原因可知，在激光熔覆涂层与激光重熔涂层中，压痕附近可能存在微裂纹未进行测量。此外，在裂纹扩展时，裂纹可能发生潜藏扩展，即扩展到一定距离不再在表面发生扩展而是向下扩展，这样也会影响到对裂纹长度的测量，但是仍具有一定的借鉴意义。通过对比激光熔覆涂层与激光重熔涂层发现，激光重熔涂层的断裂韧性明显较激光熔覆涂层的断裂韧性高。在抵抗裂纹产生的方面，激光重熔涂层的性能明显优于激光熔覆涂层。

图13 压痕法测断裂韧性示意图

从图14可以看出，激光熔覆涂层从顶部到底部区域，断裂韧性先上升、后下降，在中部区域时，断裂韧性数值和重熔涂层的断裂韧性数值差距很小；而重熔涂层的断裂韧性，从顶部到底部区域一直是呈现下降趋势，但是断裂韧性较激光熔覆涂层优异。借鉴文献[19]可知，断裂韧性的大小与外部环境因素、自身材料性质及晶粒组织有关。当组织致密，单位面积上的晶粒数目较多时，相同的残余应力状况下，分布在单个晶粒上的力会更小，涂层不容易发生开裂，断裂韧性也会随之提升。此外，热处理也是改变断裂韧性的一种重要方式，经过热处理的涂层，硬度上升的同时，材料的断裂韧性也会随之提高。

图14 熔覆涂层与重熔涂层不同部位断裂韧性的测量结果

4 分析及讨论

通过仿真发现，激光重熔涂层的温度梯度明显较激光熔覆涂层的温度梯度小，这是因为激光重熔相当于对涂层再一次进行了加热，起到了缓冷的作用，可以减少因温度梯度过大造成的热应力集中现象。由于第二次采用的激光功率较小，温度对底部的影响较小，反而造成中部区域的温度梯度变大。通过比较温度梯度与残余应力，发现在方向上，当温度梯度较大时，残余应力也随之变大，这说明残余应力主要是陶瓷与金属的热膨胀系数差异较大造成的。当温度梯度过大时，二者收缩不一致，将会产生巨大的拉应力，最终导致裂纹产生。在方向上，熔覆涂层与重熔涂层的残余应力都是呈抛物线分布，分析试验可知，在顶部区域，涂层承受激光的热冲击，温度较大，主要残余应力为组织相变应力，会对涂层裂纹造成主要影响。在底部区域，由于金属–陶瓷热膨胀系数的差异，将会导致熔覆层与金属的体积收缩不一致，产生热应力，最终导致开裂[20]。

对激光熔覆涂层与重熔涂层进行表面形貌与截面形貌统计，发现激光熔覆涂层表面呈现周期性波浪起伏。分析可知，激光熔覆过程中，陶瓷–金属的润湿性较金属–金属的润湿性差，当粉末振动频率接近激光功率波动的频率时，二者会产生共振，熔池中熔体的润湿性会随激光功率的波动频率发生规律性变化，熔覆涂层会出现规律性起伏。激光重熔能够将高的部分重新熔化，使其起伏高度差变小[21]。激光重熔过程中，粉末形成熔池冷却后，随着激光再次扫过，熔池再一次被加热，熔覆层凸起的部分重新熔化形成熔体，向表面低洼处流动，使得涂层变平滑，起伏波动变小。观察熔覆涂层与重熔涂层的表面形貌和截面形貌发现，重熔涂层的表面裂纹明显减少。熔覆涂层的截面裂纹主要出现在结合区域，沿着结合区开始拓展，而重熔涂层裂纹较少，只有一条小裂纹存在于熔覆层中部，与仿真相吻合。这是因为激光熔覆具有快热急冷的特点，激光扫过后，熔池会立即冷却，而陶瓷与金属因为热物性差异较大，在温度梯度过大的情况下产生巨大的热应力与相变应力，最终熔覆涂层局部区域的残余应力超过该区域的断裂韧性，产生裂纹。此外，熔池在快速冷却的过程中，内部的一些气泡来不及逸散到空气中，将会形成裂纹源，容易在此处产生裂纹。对于激光重熔涂层的裂纹明显减少，通过查阅文献[22]表明，激光重熔能够减小因温度梯度过大造成的热应力，而且重熔过程中已经冷却的熔池再次熔化，将已存在的裂纹消除，并且给予气泡充足的时间逸散到空气外，最终减少了裂纹的数目。对比熔宽、熔高和熔深发现，激光重熔涂层均较熔覆涂层大，这是因为激光熔覆与激光重熔的光斑直径均为4 mm，熔池较光斑直径宽的原因为高斯热源辐照时传热，将附近的陶瓷粉末熔化，而重熔涂层经过2次激光扫描所获得的能量更高，故重熔涂层的宽度更大。此外，激光熔覆过程中，熔池温度最高达到了3 200 ℃，而激光重熔过程中温度为2 800 ℃，随着温度降低，熔池表面张力增加，黏度变大，致使重熔过程中的熔池的熔高增加。最后，激光熔覆过程中熔池在冷却过程中，由液态还未完全冷却成为固态，这时进行重熔再加热致使熔池底部继续熔化，故熔深增加。通过对熔池的几何轮廓进行描述，可为后续进行多道熔覆以及后续的加工进行指导，同时为获得具有良好质量的陶瓷涂层提供一定的理论基础。

观察晶粒形貌发现，发现熔覆涂层从顶部到底部晶粒尺寸逐渐减小。在顶部区域晶粒主要以柱状晶和平面晶为主，此外还存在少量的大粒胞状晶和树枝晶；在中部区域则是以柱状晶、树枝晶和胞状晶为主，胞状晶的数量明显增多；在底部区域则是存在平面晶、树枝晶、等轴晶和小粒胞状晶。根据成分过冷理论得知，冷却速率等于温度梯度乘凝固速率，冷却速率不断增大，晶粒尺寸不断减小，晶粒细化[14]。在激光扫描过后，熔池底部与金属基体的热导率较熔池顶部与外界环境的热导率大，故熔池先从底部发生冷却，最终形成来不及长大的晶粒。随着熔池不断向上，冷却速率变小，晶粒不断长大，最终成长为等轴晶/树枝晶。在熔池顶部，熔池与外界环境进行热交换，凝固速率虽然小于熔池底部，但是明显高于熔池中部，故从熔池底部到顶部，胞状晶数目先增加、后减少，树枝晶数目不断减少。此外，由图3a中的仿真云图得知，在基体底部到结合区部位的温度梯度较中部高，加之受到熔池上部宽下部窄的尺寸的限制，马兰戈尼对流效应较中部和顶部的影响不明显，底部熔体和元素不容易被排走，给予了平面晶形成的界面稳定条件，故在底部区域出现了较多的平面晶。激光重熔涂层顶部与中部晶粒尺寸较熔覆涂层尺寸大，这与激光扫描速度低于第一次激光扫描速度有关，但是平面晶较少，而且晶粒间晶界复杂，晶间距离较小，不易产生裂纹。

通过对熔覆涂层与重熔涂层的宏观与微观形貌的分析可知，重熔涂层顶部中部底部的形貌优于熔覆涂层。在结合区域内，重熔涂层未发生开裂状况，而熔覆涂层在结合区内出现了多条微裂纹汇聚的情况，故激光重熔能够改善涂层质量，使涂层与金属基体形成良好的冶金结合。

对元素进行分析发现，当锆元素发生明显的变化趋势时，裂纹也随之出现。锆元素作为增韧元素，其氧化物在温度诱导下，四方相氧化锆会从四方结构转变成单斜结构，发生马氏体转变，吸收破坏的能量，使得裂纹尖端的应力场松弛，抑制裂纹的变化和延伸，能够有效减少裂纹的产生与扩展[12]。对比激光熔覆涂层与重熔涂层发现，重熔涂层的元素在顶部、中部和底部的分布更加均匀。

最后，利用压痕法（IM）对涂层顶部、中部和底部进行了断裂韧性测试，发现激光重熔涂层的断裂韧性优于熔覆涂层的断裂韧性，并且从顶部到底部重熔涂层的断裂韧性不断下降，而熔覆涂层先上升、后下降。由激光熔覆涂层与激光重熔涂层的微观组织可知，激光重熔涂层的平面晶较激光熔覆涂层的数目少，且单位面积上的晶粒数目较多，晶间距离小，故其硬度等力学性能较熔覆涂层更加优良。此外，激光熔覆涂层顶部到底部，断裂韧性先增加、后减小。通过对比图9中的熔覆晶粒形貌与尺寸可以发现，在顶部与底部存在的平面晶较多，且晶粒致密度较中部低。单位面积上晶粒数目越多，单个晶粒承受的残余应力越小，裂纹越不容易出现，断裂韧性也随之提高。根据霍尔–佩奇关系式可知，晶粒平均值越小，材料的屈服强度越高。此外，晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折，断裂韧性越高，越不利于裂纹的扩展。

5 结论

1）通过仿真建立热力耦合模型，分析了模型的温度场与残余应力分布，发现当温度梯度较大，残余应力出现集中现象时，容易在熔覆层结合区域出现裂纹，不利于陶瓷–金属的制备。通过激光重熔可以缓解温度梯度，防止结合区产生裂纹。

2）对涂层的表面质量进行观察，发现激光重熔确实能够减少裂纹的产生，对于制备陶瓷涂层具有一定的意义。通过观察涂层的组织形貌可以看出，激光熔覆的组织存在一定数目的平面晶组织，晶间距离较大，在晶界处容易产生裂纹，并沿着裂纹扩展。重熔涂层的晶粒尺寸较大，但是晶间距离较小，晶界曲折，且平面晶较少，不利于裂纹扩展。

3）最后对涂层的元素分布及断裂韧性作了比较，发现激光重熔涂层在不同区域元素分布较为均匀，但是在局部具有一定的波动趋势。此外，重熔涂层的断裂韧性也明显优于熔覆涂层。

参考文献：

[1] BOYER R R. An Overview on the Use of Titanium in the Aerospace Industry[J]. Materials Science and Engineering: A, 1996, 213(1-2): 103-114.

[2] LIU Duo, ZHAO Ke-han, SONG Yan-yu, et al. Effect of Introducing Carbon Fiber into AgCuTi Filler on InterfacialMicrostructure and Mecha­nical Property of C/C-TC4 Brazed Joints[J]. Materials Characterization, 2019, 157: 109890.

[3] YVES-CHRISTIAN H, JAN W, WILHELM M, et al. Net Shaped High Per­formance Oxide Ceramic Parts by Selective Laser Mel­ting[J]. Physics Procedia, 2010, 5: 587-594.

[4] ZHU Li-da, XUE Peng-sheng, LAN Qing, et al. Recent Research and Development Status of Laser Cladding: A Review[J]. Optics & Laser Technology, 2021, 138: 106915.

[5] 吴东江, 张垚磊, 牛方勇, 等. 激光功率对Al2O3-ZrO2共晶陶瓷成形质量的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2014, 43(11): 2814-2818.

WU Dong-jiang, ZHANG Yao-lei, NIU Fang-yong, et al. Influence of Laser Power on the Forming Quality of Al2O3-ZrO2Eutectic Ceramic[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2014, 43(11): 2814-2818.

[6] CHEN Liao-yuan, ZHAO Yu, GUAN Chuang, et al. Effects of CeO2Addition on Microstructure and Properties of Ceramics Reinforced Fe-Based Coatings by Laser Clad­ding[J]. The International Journal of Advanced Manufac­turing Technology, 2021, 115(7): 2581-2593.

[7] ZHOU Sheng-feng, ZENG Xiao-yan, HU Qian-wu, et al. Analysis of Crack Behavior for Ni-Based WC Composite Coatings by Laser Cladding and Crack-Free Realization [J]. Applied Surface Science, 2008, 255(5): 1646-1653.

[8] XIN Bo, ZHOU Xian-xin, CHENG Guang, et al. Micro­structure and Mechanical Properties of Thin-Wall Structure by Hybrid Laser Metal Deposition and Laser Remelting Process[J]. Optics & Laser Techno­logy, 2020, 127: 106087.

[9] ZHOU Sheng-feng, XU Yong-bo, LIAO Bang-quan, et al. Effect of Laser Remelting on Micros­tructure and Properties of WC Reinforced Fe-Based Amor­phous Composite Coatings by Laser Cladding[J]. Optics & Laser Technology, 2018, 103: 8-16.

[10] 李成. 超声辅助激光熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂层组织演变与力学性能研究[D]. 青岛: 青岛理工大学, 2019.

LI Cheng. Study on Microstructure Evolution and Mecha­nical Properties of Ultrasonic Assisred Laser Cladding Al2O3-ZrO2Ceramic Coating[D]. Qingdao: Qingdao Tehc­no­logy University, 2019.

[11] AHN J, HE E, CHEN L, et al. Prediction and Measure­ment of Residual Stresses and Distortions in Fibre Laser Welded Ti-6Al-4V Considering Phase Transformation[J]. Materials & Design, 2017, 115: 441-457.

[12] 张垚磊. 激光近净成形Al2O3——ZrO2(Y2O3)共晶陶瓷工艺基础研究[D]. 大连: 大连理工大学, 2014.

ZHANG Yao-lei. Basic Research on near Net Laser Forming Al2O3-ZrO2(Y2O3) Eutectic Ceramics[D]. Dalian: Dalian University of Technology, 2014.

[13] 王腾宇. ZrO2-SiC-Al2O3耐磨陶瓷的制备及其液固两相流冲蚀磨损性能[D]. 北京: 中国地质大学(北京), 2015.

WANG Teng-yu. Study on Preparation and Liquid-Solid Two-Phase Flow Erosion Behavior of ZrO2-SiC-Al2O3Ceramics[D]. Beijing: China University of Geosciences, 2015.

[14] LEE Y, NORDIN M, BABU S S, et al. Effect of Fluid Convection on Dendrite Arm Spacing in Laser Deposi­tion[J]. Metallurgical and Materials Transactions B, 2014, 45(4): 1520-1529.

[15] ZHAO Lv, DING Li-peng, JEROEN S, et al. Fostering Crack Deviation via Local Internal Stresses in Al/NiTi Composites and Its Correlation with Fracture Toughness [J]. Composites Part A: Applied Science and Manufac­turing, 2019, 126: 105617.

[16] 林英华, 姚建华, 袁莹, 等. 电磁复合场对Ni60激光熔覆层表面裂纹与组织结构的影响[C]//第17届全国特种加工学术会议论文集(摘要). 广州: [出版者不详], 2017.

LIN Ying-hua, YAO Jian-hua, YUAN Ying, et al. Effect of Electric-Magnetic Compound Field on the Micros­tructure and Crack in Solidified Ni60 Alloy[C]//The 17thNational Special Machining Academic Conference. Guang­zhou: [s. n.], 2017.

[17] 刘瑞文. Al含量、重熔和退火对AlFeCrCoNiTi0.5高熵合金微观组织和耐磨性能的影响[D]. 泰安: 山东农业大学, 2018.

LIU Rui-wen. Effects of Al Content, remelting and Annealing on Microstructures and Wear Resistance of AlFeCrCoNiTi0.5High Entropy Alloy[D]. Taian: Shan­dong Agricultural University, 2018.

[18] 毛亚男, 韩亚苓, 王辰, 等. 压痕法测量ZrO2/Al2O3陶瓷断裂韧性的研究[J]. 硅酸盐通报, 2015, 34(9): 2639-2644.

MAO Ya-nan, HAN Ya-ling, WANG Chen, et al. Mea­suring Method of the Fracture Toughness of ZrO2/Al2O3Ceramics by Indentation Method[J]. Bulletin of the Chinese Ceramic Society, 2015, 34(9): 2639-2644.

[19] 李国成, 刘仁桓. 压力容器安全评定技术基础[M]. 北京: 中国石化出版社, 2007.

LI Guo-cheng, LIU Ren-huan. Technical Basis of PressureVessel Safety Assessment[M]. Beijing: China Petrochemical Press, 2007.

[20] SADHU A, CHOUDHARY A, SARKAR S, et al. A Study on the Influence of Substrate Pre- Heating on Mitigation of Cracks in Direct Metal Laser Deposition of NiCrSiBC-60%WC Ceramic Coating on Inconel 718[J]. Surface and Coatings Technology, 2020, 389: 125646.

[21] 魏学勤, 郑启光, 辜建辉, 李再光. 激光熔覆中的温度分布和涨落对熔覆工艺的影响[J]. 中国机械工程, 2001, 12(2): 150-153.

WEI Xue-qin, ZHENG Qi-guang, GU Jian-hui, et al. The Influences of Inhomogeneous Distribution and Ripple of Tem Perature on Technique of Laser Cladding[J]. China Mechanical Engineering, 2001, 12(2): 150-153.

[22] SUN Fu-zhen, LI Yan, TAN Wen-dan, et al. Effect of Laser Scanning Speed on the Thermal-Mechanical Coupling Field of Laser Re­melting of Valve Seat[J]. Optik, 2021, 225: 165776.

Effects of Laser Remelting on Morphology, Microstructure, Element Distribution and Crack Sensitivity of Al2O3-ZrO2Laser Cladding Layer on TC4 Titanium Alloy

,,,,,,

(School of Mechanical and Automotive Engineering, Qingdao University of Technology, Qingdao 266520, China)

TC4 (Ti-6Al-4V) titanium alloy has the characteristics of high specific strength and good heat resistance. With the same quality, titanium alloy has better mechanical properties than other metals, and is widely used in aviation, aerospace and navigation etc. but its characteristics of poor wear resistance and low hardness limit its wide application. Due to the good hardness, wear resistance and corrosion resistance of ceramic materials, ceramic-metal bonding has become a research hotspot. In recent years, laser cladding, as a new surface modification technology, has provided a new bonding method for metal-ceramic bonding.

The work aims to reduce the number of cracks to improve the surface morphology and crack sensitivity of laser cladding coating on TC4 alloy substrate. Laser remelting process was used to treat the cladding layer after laser cladding. The effects of laser remelting on the surface morphology, microstructure evolution and crack sensitivity of Al2O3-ZrO2cladding layer were studied by combining finite element method with experimental method, and the influence mechanism was also discussed. After laser cladding, the remelting coating was obtained by laser scanning again, and the cladding morphology, microstructure, crack, element distribution and fracture toughness of laser cladding and remelting coating were observed and tested with scanning electron microscope and Vickers hardness tester. Finite element simulation results showed that the temperature of cladding coating rose from 660.23 ℃ to 3 122.3 ℃ from heat affected zone to the top of cladding layer, and the temperature of laser remelting coating rose from 927.61 ℃ to 2 772.9 ℃. By comparing the temperature difference per unit distance, the temperature gradient of remelting coating was smaller than that of cladding coating. In addition, in the Y direction, the residual stress gradually rose from the center to the edge of the coating, while in the Z direction, the residual stress of the remelted coating was obviously relieved, and the residual stress curve was gentle, and the stress gradient was small. Therefore, the laser remelting process can obviously relieve the temperature gradient and residual stress in the bonding zone of the cladding coating. It was found that the surface undulation of laser remelting coating was relieved and the number of surface cracks was reduced. When observing the microstructure of the coating, it was found that the cracks originated from the planar crystal, and several microcracks followed the planar crystal path which consumed the least energy of crack propagation, and finally converged to form the main crack. In this process, the crack energy accumulated continuously, while the plane crystal quantity of the remelting coating was small and the microstructure was dense, which lead to the transgranular propagation of the crack, and the energy consumption of the crack propagation was constant, which effectively hindered the propagation of the crack. The laser remelting process can homogenize the distribution of elements in the top, middle and bottom regions, and increase the fracture toughness of the remelting coating to more than 9 MPa·m1/2, which effectively improved the fracture toughness of the coating and improved the crack sensitivity. By laser remelting, the surface undulation of cladding layer becomes smaller, the number of cracks decreases obviously and the fracture toughness and bond strength are improved obviously.

laser remelting; finite element analysis; morphology and structure; element distribution; crack sensitivity

TG174.4

A

1001-3660(2022)12-0380-12

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.12.039

2021–10–22；

2022–01–04

2021-10-22；

2022-01-04

山东省重点研发计划（2019GNC106102）；山东省自然科学基金（ZR2019MEE05，ZR2021ME198）；高等学校学科创新引智计划（D21017）

Key Research and Development Program of Shandong under Grant(2019GNC106102); Shandong Provincial Natural Science Foundation under Grant (ZR2019MEE059, ZR2021ME198); The 111 Project (D21017)

王会照（1998—），男，硕士研究生，主要研究方向为激光熔覆及再制造。

WANG Hui-zhao (1998-), Male, Postgraduate, Research focus: laser cladding and remanufacturing.

姜芙林（1985—），男，博士，副教授，主要研究方向为高速加工、机械产品绿色设计与制造、激光加工及再制造。

JIANG Fu-lin (1985-), Male, Doctor, Associate professor, Research focus: high speed machining, green design and manu­fac­turing of mechanical products, laser processing and remanufacturing.

王会照, 王玉玲, 姜芙林, 等.激光重熔对TC4钛合金表面Al2O3-ZrO2激光熔覆层形貌组织、元素分布和裂纹敏感性的影响[J]. 表面技术, 2022, 51(12): 380-392.

WANG Hui-zhao, WANG Yu-ling, JIANG Fu-lin, et al. Effect of Laser Remelting on Morphology, Microstructure, Element Distribution and Crack Sensitivity of Al2O3-ZrO2Laser Cladding Layer on TC4 Titanium Alloy[J]. Surface Technology, 2022, 51(12): 380-392.

责任编辑：刘世忠