一种钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层及其制备方法与流程

本发明属于钛合金表面工程领域，特别是涉及一种钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层及其制备方法。

背景技术：

ti-6al-4v(tc4)合金具有比强度高、中低温性能优良和密度低等特性，可满足先进航空发动机高推重比、高可靠性和长寿命的要求，是发动机叶片、压气机盘、机匣和飞机结构件的重要选材之一。然而，钛合金硬度低，耐磨性差，在高速气动载荷和恶劣环境下，压气机叶片，风扇叶片和机匣等钛合金零部件不可避免地会因吸入空气中的异物而产生划痕和磨损，破坏了部件的结构强度和气动外形，限制其可靠性和服役寿命。

激光熔覆是一项高效、可靠的表面改性技术，制备的熔覆层与基体结合强度高，制备工作效率高。因此，针对钛合金硬度低、耐磨性差等问题，国内外研究学者开展了一系列的激光熔覆表面改性技术研究，改善钛合金表面的摩擦磨损性能。ni60自熔性合金粉末的b和si元素可增加熔池流动性，可保证熔覆层与基材良好的润湿性，保证熔覆层与基材获得良好的冶金结合，同时，b和si等元素可起到脱氧造渣的功能，有利于改善熔覆层的成形质量，此外，ni60提供的ni、c和b等元素与钛生成增强相，提高熔覆层硬度和耐性能。因而，ni60自熔性合金粉末在改善钛合金表面摩擦磨损性能的激光熔覆层中运用广泛。使用镍基自熔性合金制备的熔覆层可有效的提高钛合金表面的硬度和耐磨性，但熔覆层往往生成组织粗大的硬质相，而激光熔覆快速加热冷却的工艺特点，易导致熔覆层出现应力集中和气孔缺陷，导致裂纹极易从熔覆层中生成的粗大硬质相萌生，进而扩展至整个熔覆层，不利于熔覆层的成形质量，使熔覆层的力学性能大幅降低，限制其工业化运用。

技术实现要素：

针对现有技术中存在的问题，本发明的目的在于提供一种钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层及制备方法，改善激熔覆层的成形质量，提高钛合金表面的摩擦磨损性能。

钛基复合材料体系使熔覆层与tc4基材的热物理性能差异较小，保证熔覆层与基材的相容性。ni60自熔性合金粉末的b和si元素可增加熔池流动性，可保证熔覆层与基材良好的润湿性，保证熔覆层与基材获得良好的冶金结合。而且b和si等元素可起到脱氧造渣的功能，改善熔覆层的成形质量。此外，ni60自熔性合金粉末提供的ni、c和b等元素与钛生成ticx、tib和ti2ni等增强相，提高钛合金表面的硬度和耐性能。cu具有热导性好，熔点低的特点，材料体系中添加cu增加熔体过冷度和成分过冷，提高熔体形核率的同时抑制晶粒长大，达到细晶强化和固溶强化的效果，减缓熔覆层应力集中，降低裂纹敏感性，改善熔覆层的成形质量，提高强韧性，使含含铜钛基激光熔覆层具有良好的摩擦磨损性能，改善钛合金表面摩擦磨损性能，延长其服役寿命。

为了实现上述目的，本发明所采用的具体技术方案为：

一种钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层，该熔覆层使用的熔覆粉末中各组分按质量百分数记，包括65wt％tc4粉末，25～35wt％ni60粉末，0～10wt％cu粉末。

进一步，所述tc4粉末实测化学成分按质量百分数记，包括6.36wt％al、4.06wt％v、0.011wt％n、0.05wt％fe、0.077wt％o，其余为ti。

进一步，所述tc4球形粉末粒度分布在20～110μm之间。

进一步，所述ni60粉末实测化学成分按质量百分数记，包括15.5wt％cr、0.8wt％c、3.5wt％b、4.0wt％si、5.0wt％fe、3.0wt％w，其余为ni。

进一步，所述ni60球形粉末粒度分布在40～110μm之间。

进一步，所述cu粉末纯度>99％。

进一步，所述cu球形粉末粒度分布在40～100μm之间。

进一步，本发明还公开了上述钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层的制备方法，包括以下步骤：

s1、对基材和粉末进行形貌和成分检测；

s2、制备熔覆基体材料：将钛合金板材切割成一定尺寸的基材，去除表面污物及氧化膜，然后放置于无水乙醇中超声波清洗一定时间，放入真空干燥箱中；

s3、制备熔覆粉末材料：将粉末按各组分设计比例进行配制并混合均匀，然后放置在真空干燥箱中干燥一定时间，熔覆前将粉末取出放入激光加工中心的送粉器粉筒中；

s4、采用同轴送粉激光熔覆技术，将tc4+ni60+cu粉末熔覆在tc4合金表面，制备含铜钛基耐磨激光熔覆层。

进一步，本发明的同轴送粉熔覆层制备工艺如下：多道搭接率为50％；激光功率为900w，扫描速度为0.4m/min，送粉量为2.4r/min，光斑直径为3.0mm，激光焦距16mm。

更进一步，粉末载流气为氦气，气体流速为7.0l/min；熔池保护气为氩气，气体流速为11.0l/min。

本发明的优点及积极效果为：

本发明提供了一种钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层及其制备方法，具体采用同轴送粉激光熔覆技术，在材料体系中添加不同量的cu，在钛合金表面制备无裂纹缺陷，成形质量优良，组织精细，分布致密均匀的含铜钛基耐磨激光熔覆层。钛基复合材料体系使熔覆层与tc4基材的热物理性能差异较小，保证熔覆层与基材的相容性。ni60自熔性合金粉末的b和si元素可增加熔池流动性，可保证熔覆层与基材良好的润湿性，保证熔覆层与基材获得良好的冶金结合。此外，ni60自熔性合金粉末提供的ni、c和b等元素与钛生成ticx、tib和ti2ni等增强相，提高钛合金表面的硬度和耐性能。

cu具有热导性好，熔点低的特点，材料体系中添加cu增加熔体过冷度和成分过冷，提高熔体形核率的同时抑制晶粒长大，达到细晶强化和固溶强化的效果，减缓熔覆层应力集中，降低裂纹敏感性，改善熔覆层的成形质量，提高强韧性，使含铜钛基激光熔覆层具有良好的摩擦磨损性能，改善钛合金表面摩擦磨损性能。添加5wt％cu，熔覆层无裂纹缺陷，成形质量最优，组织细化显著，分布致密均匀，具有高的显微硬度，低摩擦系数，良好的耐磨性能，磨损表面无磨损剥落，平整光滑，摩擦磨损性能显著改善。该含铜钛基耐磨激光熔覆层对钛合金表面改性具有重要意义，可提高钛合金表面耐磨性，延长其服役寿命，节约资源，提高经济效益。

附图说明

图1为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3中使用的熔覆粉末形貌图；

图2为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3制备的熔覆层横截面宏观形貌图；

图3为运用x`pert-prompd型x射线衍射仪对实施例1-3制备的熔覆层x射线衍射分析图谱；

图4为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3制备的熔覆层微观组织形貌图；

图5为运用kb30sr-fa型维氏硬度计对实施例1-3制备的熔覆层显微硬度测试结果；

图6为运用rtecmft-5000型往复式摩擦磨损试验机对实施例1-3制备的熔覆层摩擦系数测试结果；

图7为运用rtecup-lambda型白光干涉非接触式轮廓仪对实施例1-3制备的熔覆层磨损体积测试结果；

图8为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3熔覆层磨损后的表面形貌图。

具体实施方式

为能进一步了解本发明的内容、特点及功效，兹例举以下实施例，并配合附图详细说明如下：

本发明公开了一种钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层及其制备工艺，该熔覆层采用同轴送粉激光熔覆技术，在tc4合金表面熔覆tc4+ni60+cu粉末制备含铜钛基耐磨激光熔覆层；所述熔覆层使用的熔覆粉末中各组分按质量百分数记，包括65wt％tc4粉末，25～35wt％ni60粉末，0～10wt％cu粉末。

优选的，所述tc4粉末实测化学成分按质量百分数记，包括6.36wt％al、4.06wt％v、0.011wt％n、0.05wt％fe、0.077wt％o，其余为ti；球形粉末粒度分布在20～110μm之间；所述tc4球形粉末粒度分布在20～110μm之间。

优选的，所述ni60粉末实测化学成分按质量百分数记，包括15.5wt％cr、0.8wt％c、3.5wt％b、4.0wt％si、5.0wt％fe、3.0wt％w，其余为ni；所述ni60球形粉末粒度分布在40～110μm之间。

优选的，所述cu粉末纯度>99％；所述cu球形粉末粒度分布在40～100μm之间。

为保证熔覆层与基材形成高强度的冶金结合，本发明使用钛基复合材料体系，使熔覆层与tc4基材的热物理性能差异较小，保证熔覆层与基材的相容性。ni60自熔性合金粉末的b和si元素可增加熔池流动性，可保证熔覆层与基材良好的润湿性，保证熔覆层与基材获得良好的冶金结合。此外，ni60自熔性合金粉末提供的ni、c和b等元素与钛生成ticx、tib和ti2ni等增强相，提高钛合金表面的硬度和耐性能。

cu具有热导性好，熔点低的特点，材料体系中添加cu增加熔体过冷度和成分过冷，提高熔体形核率的同时抑制晶粒长大，达到细晶强化和固溶强化的效果，减缓熔覆层应力集中，降低裂纹敏感性，改善熔覆层的成形质量，提高强韧性，使含铜钛基激光熔覆层具有良好的摩擦磨损性能，提高钛合金表面耐磨性，延长其服役寿命。

本发明还公开了一种钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层及其制备工艺，包括以下步骤：

s1、对基材和粉末进行形貌和成分检测；具体为：tc4、ni60和cu粉末取少量作为形貌观察和成分检测样品，扫描电镜和能谱分析仪对材料进行形貌和成分检测；

s2、制备熔覆基体材料；具体为：对tc4钛合金板材用电火花线切割机进行切割，制成尺寸为40×30×8mm的激光熔覆基材，实验前对基材表面进行喷砂处理，去除表面污物及氧化膜，喷砂后基材放置在无水乙醇中超声波清洗15min，清洗后冷风吹干放入真空干燥箱中保护待用；

s3、制备熔覆粉末材料；具体为：将粉末按各组分设计比例进行配制并混合均匀，实验前将复合粉末放置在真空干燥箱中80℃恒温干燥10h，熔覆前再从恒温干燥箱内取出放入激光加工中心的送粉器粉筒中；

s4、采用同轴送粉激光熔覆技术，制备含铜钛基耐磨激光熔覆层。具体为：采用通快trulasercell7040激光加工中心和通快trumpflasertrudisk4002光纤激光器，采用同轴送粉将tc4+ni60+cu粉末熔覆在tc4合金表面，制备含铜钛基耐磨激光熔覆层。熔覆层制备工艺如下：激光功率为900w，扫描速度为0.4m/min，送粉量为2.4r/min，光斑直径为3.0mm，激光焦距16mm。为防止熔覆过程中熔池发生氧化，粉末载流气为氦气，气体流速为7.0l/min，熔池保护气为氩气，气体流速为11.0l/min，多道搭接率为50％。

本发明通过3个实施例对不同组分的激光熔覆层进行详细实验对比：

实施例1：

本案例具体方案为65wt％tc4+35wt％ni60，按照上述步骤制备激光熔覆层。

实施例2：

本案例具体方案为65wt％tc4+30wt％ni60+5wt％cu，按照上述步骤制备激光熔覆层。

实施例3：

本案例具体方案为65wt％tc4+25wt％ni60+10wt％cu，按照上述步骤制备激光熔覆层。

试验实施例

本发明中钛合金表面含铜钛基耐磨激光熔覆层所运用的力学性能测试方法具体如下：

(1)熔覆层显微硬度测试：运用kb30sr-fa型数字显微硬度计测量熔覆层的显微硬度分布，测试载荷为5n，载荷保持时间为12s，同一水平位置测量三次求平均值，水平和垂直方向测试间距均为0.12mm。

(2)熔覆层摩擦磨损性能测试：采用rtecmft-5000型往复式摩擦磨损试验机测试熔覆层在室温大气环境下的耐磨性，磨损载荷为50n，对摩副材质为wc，对摩球直径为6mm，往复行程为2mm，测试频率15hz，磨损时间为300s。

(3)熔覆层摩擦体积测量：利用rtecup-lambda非接触式白光干涉非接触式轮廓仪获取熔覆层摩擦磨损三维形貌特征，测量熔覆层的磨损体积，测试表面尺寸为3×4mm。

试验结果如图1-8所示：

图1为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3中使用的熔覆粉末形貌图；a图为tc4粉末形貌，tc4粉末的粒度在20～110μm之间；b图为ni60粉末形貌，ni60粉末的粒度在40～110μm之间；c图为cu粉末形貌，cu粉末的粒度在40～100μm之间。此外，tc4、ni60和cu均为球形粉末，粉末粒度分布在合适区间，保证了粉末在送粉器中具有良好的流动性，确保粉末材料能顺利通过送粉气流入熔池，不仅避免了粉末因太细而容易沾壁，而且避免了粉末因粒度太大在激光熔覆快速加热冷却工程中不能完全熔化的问题，保证熔覆层表面成形质量。

图2为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3制备的熔覆层横截面宏观形貌图；a为实施例1的宏观形貌；b为实施例2的宏观形貌；c为实施例3的宏观形貌；熔覆层与基材均呈波浪起伏过渡，形成了良好冶金结合。此外熔覆层厚度随着cu添加量增加而增加，实施例1由于未添加cu，其熔覆层的厚度为1.33-1.57mm；实施例2添加5wt％cu，其熔覆层的厚度为1.41-1.59mm；实施例3添加10wt％cu，其熔覆层的厚度为1.44-1.65mm。可以看出，不含cu的(实施例1)熔覆层有从顶至底的贯穿裂纹缺陷，并有少量气孔缺陷；添加5wt％cu(实施例2)的熔覆层无明显裂纹，气孔缺陷减少；添加10wt％cu的(实施例例3)熔覆层再次出现开裂现象，并存在大量气孔缺陷。添加5wt％cu(实施例2)的熔覆层成形质量良好，实施效果最好。

图3为运用x`pert-prompd型x射线衍射仪对实施例1-3制备的熔覆层x射线衍射分析图谱；a为实施例1的衍射分析图谱；为实施例2的衍射分析图谱；c为实施例3的衍射分析图谱；可以看出熔覆层中析出相主要为ti2ni、tic、tib和α-ti。添加cu后熔覆层生成相无明显变化，α-ti的衍射峰强度随着cu添加量增加而升高。

图4为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3制备的熔覆层微观组织形貌图；a为实施例1熔覆层微观组织形貌；b为实施例2熔覆层微观组织形貌；c为实施例3熔覆层微观组织形貌；可以看出，基底显露面积随着cu添加量增加而增加，熔覆层稀释率增加。未添加cu(实施例1)熔覆层组织粗大；添加5wt％(实施例2)熔覆层组织精细，分布最为均匀致密；添加10wt％cu(实施例3)熔覆层组织细化显著，存在组织偏聚现象。熔覆层组织主要为不规则块状ti2ni、枝晶状ticx、条状tib，以及深色基体α-ti。随着cu添加量的增加，熔覆层中ti2ni、ticx和tib均有显著细化，添加5wt％cu(实施例2)熔覆层中ticx细化较为显著；添加10wt％cu(实施例3)熔覆层中ti2ni和tib细化较为显著。铜具有较高的导热性，熔覆层的导热性随着cu含量的增加而增加，使熔池冷却凝固过程中过冷度提高，增加溶体的形核率；此外，cu作为固溶元素在结晶过程中提高熔体的成分过冷，抑制硬质相的长大，进而达到细化熔覆层组织的效果，改善熔覆层的成形质量，提高摩擦磨损性能。添加5wt％cu(实施例2)组织细化明显，分布均匀，实施效果最好。

图5为运用kb30sr-fa型维氏硬度计对实施例1-3制备的熔覆层显微硬度测试结果；a为显微硬度曲线图；b为平均显微硬度柱状图；随着cu添加量的增加，熔覆层显微硬度逐渐降低。基材的平均显微硬度为391.4hv0.5，未添加cu(实施例1)熔覆层的平均显微硬度为780.8hv0.5，硬度比基材提高了99.5％，但硬度分布波动性大；添加5wt％cu(实施例2)熔覆层的平均显微硬度为757.8hv0.5，分布均匀性良好，硬度比基材提高了93.6％；添加10wt％cu(实施例3)熔覆层的平均显微硬度为692.1hv0.5，硬度比基材提高了76.8％，显微硬度分布均匀性差。含5wt％cu(例2)熔覆层的显微硬度值较高，分布均匀性良好，实施效果最好。

图6为运用rtecmft-5000型往复式摩擦磨损试验机对实施例1-3制备的熔覆层摩擦系数测试结果；可以看出添加不同量的cu对熔覆层的平均摩擦系数无明显影响；与tc4基材摩擦系数对比(均值为0.457)，熔覆层摩擦系数(0.368～0.378)降低约17.3％-19.5％。添加5wt％cu(实施例2)熔覆层的摩擦系数最低(均值为0.368)，实施效果最好。

图7为运用rtecup-lambda型白光干涉非接触式轮廓仪对实施例1-3制备的熔覆层磨损体积测试结果；基材的磨损体积为1.94×10⁸μm³；未添加cu(实施例1)熔覆层的磨损体积为1.40×10⁸μm³，与基材对比降低了27.7％，耐磨性显著提高；添加5wt％cu(实施例2)熔覆层的磨损体积为1.75×10⁸μm³，与基材对比降低了9.5％，耐磨性明显提高；添加10wt％cu(实施例3)熔覆层中出现大量气孔缺陷，成形质量严重下降，磨损体积为2.05×10⁸μm³，明显高于基材，耐磨性严重下降。

图8为运用hitachis-3000n型扫描电镜表征实施例1-3熔覆层磨损后的表面形貌图；a为实施例1的表面形貌；b为实施例2的表面形貌；c为实施例3的表面形貌。

未添加cu(实施例1)熔覆层的磨损表面存在大量的磨损剥落物、轻微的塑性变形和犁沟状磨损形貌，磨损机制主要是磨粒磨损和轻微粘着磨损。熔覆层中生成的ticx、tib和ti2ni共同构成熔覆层中的耐磨骨架，有效得抑制黏着磨损倾向。未添加cu(实施例1)熔覆层硬质相组织粗大，在往复磨损过程中碎裂，并从熔覆层中剥落，磨损后残留在熔覆层磨损表面。

添加5wt％cu(实施例2)熔覆层的熔覆层磨损表面主要为磨损犁沟和轻微的塑性变形，无明显的磨损剥落现象，磨损表面形貌光滑平整，磨损机制主要是磨粒磨损和轻微的黏着磨损。含5wt％cu(例2)熔覆层析出相细化明显，组织分布均匀性良好，具有良好的强韧性，有效得抑制熔覆层表面的严重黏着磨损倾向，避免增强相从熔覆层中剥落。添加5wt％cu(例2)改善了熔覆层的摩擦磨损性能，实施效果最好。

添加10wt％cu(实施例3)熔覆层磨损表面磨损剥落特征显著，并伴随着犁沟和轻微的塑性变形，磨损机制主要为磨粒磨损和轻微黏着磨损的混合磨损。熔覆层出现大量气孔缺陷，在往复滑动磨损过程中，易引起磨损崩塌，造成熔覆层材料大量剥落，耐磨性下降。

以上所述仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，凡是依据本发明的技术实质对以上实施例所做的任何简单修改，等同变化与修饰，均属于本发明技术方案的范围内。