徐國(guó)建， 王 超， 王辰陽， 王文博， 張國(guó)瑜

(沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 沈陽 110870)

功能梯度材料(functionally gradient material，F(xiàn)GM)最早是由日本學(xué)者新野正之等提出的一種新型功能性復(fù)合材料[1]，其性能會(huì)隨著材料的組成及結(jié)構(gòu)的變化而呈現(xiàn)梯度式變化.相比于傳統(tǒng)復(fù)合材料，這類材料可使不同材料之間實(shí)現(xiàn)平滑過渡，且可根據(jù)具體使用要求進(jìn)行設(shè)計(jì)，充分發(fā)揮不同材料的性能特點(diǎn)，滿足航空航天等領(lǐng)域?qū)ν徊考煌恢镁哂胁煌阅艿囊骩2].

TC4鈦合金是極其重要的輕質(zhì)材料，其強(qiáng)度高、密度低、抗腐蝕性高且抗疲勞性好[3]，并具有較為良好的焊接性能和加工塑性，但其耐高溫性能相比鎳基合金較差，目前TC4鈦合金最高使用溫度約為500～600 ℃.然而，針對(duì)某些特殊部件，如飛機(jī)噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪葉片與發(fā)電機(jī)中的燃?xì)廨啓C(jī)葉片，這些部件的局部區(qū)域處于極其高溫的環(huán)境中，服役溫度可達(dá)700～800 ℃[4].而IN625鎳基高溫合金材料因具有良好的力學(xué)性能和高溫抗氧化性能，尤其適用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)高溫區(qū)部件，但是隨著航空領(lǐng)域的迅速發(fā)展，迫切需要推重比更高的航空發(fā)動(dòng)機(jī)，因此，TC4與IN625雙金屬結(jié)構(gòu)材料的引進(jìn)可以簡(jiǎn)化部件結(jié)構(gòu)，減輕部件質(zhì)量，提高推重比，從而使部件的使用性能得到提升.

與傳統(tǒng)制備方法相比，采用激光熔融沉積(LMD)技術(shù)制備雙金屬結(jié)構(gòu)的優(yōu)點(diǎn)之一是能夠減少從開始設(shè)計(jì)到獲得最終產(chǎn)品的時(shí)間，其次，該技術(shù)可以高效地制備復(fù)雜、難加工的零件[5].此外，LMD技術(shù)制備的材料具有良好的成形性，而且還可以靈活設(shè)計(jì)，從而實(shí)現(xiàn)對(duì)成形部件組織及性能的靈活調(diào)控[6]，LMD技術(shù)為雙金屬結(jié)構(gòu)的制造提供了一種新途徑.

近年來，利用LMD技術(shù)制造雙金屬結(jié)構(gòu)及FGM的研究越來越多，包括TA15/Ti2AlNb[7]、Nb/SiC[8]、Ti6Al4V/304L[9]、Ti6Al4V/Inconel 718[4]、SS316/IN625[10]、SS316/Ni20[11]、304L/Inconel 625[12]等.Bobbio等[13]通過試驗(yàn)表征和熱力學(xué)計(jì)算發(fā)現(xiàn)，沉積試樣的開裂與脆性金屬間化合物的形成有關(guān).Meng等[14]采用LMD和同步預(yù)熱技術(shù)，通過中間夾層IN625制備了從316L不銹鋼到Ti6Al4V鈦合金的雙金屬結(jié)構(gòu)，無預(yù)熱試樣會(huì)由于Mo、Cr富集相的析出而產(chǎn)生裂紋，而激光同步預(yù)熱試樣由于殘余應(yīng)力降低，因而試樣中并無裂紋產(chǎn)生，LMD技術(shù)制備316L-IN625-Ti6Al4V FGM的關(guān)鍵是減少Cr、Mo富集相的形成以及降低殘余應(yīng)力.Shang等[15]采用LMD技術(shù)并以Nb和Cu作為中間夾層，有效抑制了Ti-Ni脆性金屬間化合物的產(chǎn)生，實(shí)現(xiàn)了從TA15到IN718雙金屬結(jié)構(gòu)的無冶金缺陷制造，沉積層之間界面形成了良好的冶金結(jié)合，試驗(yàn)樣件的抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到434 MPa并具有一定塑性.

TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)與單一鎳基合金相比，不但可以提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)推重比，而且還可以發(fā)揮兩種金屬的各自特性，提高結(jié)構(gòu)件的使用性能.但雙金屬結(jié)構(gòu)的直接過渡容易產(chǎn)生脆性金屬間化合物和較大內(nèi)應(yīng)力，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)的裂紋敏感性較高，因而限制了TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)的應(yīng)用.本文為采用LMD技術(shù)制備TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)提供了一種新方法，并對(duì)結(jié)構(gòu)的梯度過渡區(qū)組織性能進(jìn)行了研究，以期為TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)的制備奠定冶金理論基礎(chǔ).

1 材料及方法

1.1 試驗(yàn)設(shè)備與材料

試驗(yàn)設(shè)備為沈陽中科煜宸激光技術(shù)有限公司提供的LDM-8060，該設(shè)備主要由YLS-4000光纖激光器、四路同軸送粉激光3D打印加工頭、載氣式雙筒送粉器、水冷機(jī)、數(shù)控機(jī)床和氬氣密封艙體組成.

試驗(yàn)所用基板材料為熱軋制態(tài)TC4鈦合金，基板尺寸為200 mm×100 mm×20 mm，LDM處理前將基板預(yù)熱到400 ℃，并在整個(gè)試驗(yàn)過程中保持溫度恒定不變.TC4鈦合金的化學(xué)成分為：w(Ti)=88.28%～90.88%，w(Al)=5.5%～6.75%，w(V)=3.5%～4.5%，w(Fe)<0.25%，w(C)≤0.08%，w(O)=0.12%-0.16%，w(N)≤0.01%，w(H)≤0.01%.IN625合金的化學(xué)成分為：w(Ni)=54.95%～68.85%，w(Cr)=20%～23%，w(Mo)=8%～10%，w(Nb)=3.15%～4.15%，w(Fe)<5%，w(Al)<0.4%，w(Ti)<0.4%，w(C)<0.1%，w(Mn)<0.5%，w(Si)<0.5%，w(Co)<1%.

合金粉末是由陜西英博金屬技術(shù)有限公司生產(chǎn)的，兩種合金粉末的SEM照片如圖1所示，粉末粒度范圍為50～100 μm.試驗(yàn)前分別對(duì)TC4及IN625兩種合金粉末進(jìn)行精確稱重，以獲得TC4-xIN625(x=0%，20%，40%，60%，80%，100%)混合粉末，然后利用V型試驗(yàn)混合機(jī)混合2 h，之后將混合粉末加熱至120 ℃保溫4 h后烘干.

圖1 TC4和IN625合金粉末的SEM圖像Fig.1 SEM images of TC4 and IN625 alloy powders

1.2 沉積層制備方法

LMD技術(shù)中沉積順序?yàn)椋菏紫仍赥C4基板上沉積5層TC4，然后依次沉積不同比例的TC4-IN625各兩層，最后沉積5層IN625，其LMD雙金屬結(jié)構(gòu)樣件示意圖和實(shí)物圖如圖2所示，制備的試樣尺寸約為30 mm×20 mm×11 mm.LMD過程是在氬氣密閉艙體中進(jìn)行的，送粉量為8 g/min，掃描速度為8 mm/s，搭接率為50%，光斑直徑為2 mm，LMD激光輸出功率如表1所示，在上述工藝參數(shù)下沉積層厚度約為0.6 mm.

表1 LMD激光輸出功率Tab.1 Laser output power of LMD W

圖2 雙金屬結(jié)構(gòu)試樣示意圖和實(shí)物圖Fig.2 Schematic diagram and physical image of bimetallic structure specimen

1.3 沉積層的組織與性能表征

采用線切割方式加工得到LMD金相試樣，沿著沉積方向所在表面利用砂紙研磨后進(jìn)行機(jī)械拋光，利用試劑(HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶7)對(duì)金相試樣進(jìn)行30～60 s的腐蝕.采用帶有EDS功能的掃描電鏡(SEM)對(duì)試樣不同區(qū)域和相應(yīng)界面的組織和元素分布進(jìn)行分析.采用XRD-7000型X射線衍射儀分析了雙金屬結(jié)構(gòu)不同區(qū)域的相組成，采用HVS-1000A型數(shù)顯電子維氏硬度儀測(cè)試了梯度方向LMD沉積層的硬度分布，測(cè)試點(diǎn)間隔為2 mm，持續(xù)時(shí)間為10 s.

2 結(jié)果與分析

2.1 沉積層組織

Ti-Ni二元合金平衡狀態(tài)圖[16]如圖3所示，沉積層不同區(qū)域XRD分析結(jié)果如圖4所示.由圖3可知，隨著Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，在765 ℃發(fā)生了共析反應(yīng)，即β-Ti(β)→α-Ti(α)+Ti2Ni；在942 ℃發(fā)生了共晶反應(yīng)，即L→β+Ti2Ni；在984 ℃發(fā)生了包晶反應(yīng)，即L+TiNi→Ti2Ni；在1 118 ℃發(fā)生了共晶反應(yīng)，即L→TiNi+TiNi3；在1 304 ℃發(fā)生了共晶反應(yīng)，即L→TiNi3+γ-Ni(γ).室溫下Ti-Ni二元合金平衡體系中的相主要由α、Ti2Ni、TiNi、TiNi3和γ相組成.由于LMD加熱速度較快，同時(shí)冷卻速度也較快，導(dǎo)致Ti-Ni二元合金平衡狀態(tài)的特征點(diǎn)和反應(yīng)溫度將發(fā)生偏移，形成了非平衡狀態(tài)下的組織和相，如LMD過程中極易得到的殘留β相.由圖4可見，A～F區(qū)相演變規(guī)律依次為：α+β、β+Ti2Ni、β+Ti2Ni+TiNi、Ti2Ni+TiNi+CrNi2、TiNi+TiNi3、γ+Laves相(Fe2Nb、Cr2Nb)[17]，其結(jié)果與Ti-Ni二元合金平衡狀態(tài)相圖基本一致.

圖3 Ti-Ni二元合金相圖Fig.3 Binary phase diagram of Ti-Ni alloy

2.2 沉積層組織演變

圖5～6分別為TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)不同區(qū)域的背散射微觀組織形貌與SEM微觀組織形貌，圖6中特征相的EDS成分分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù))如表2所示.

綜合圖4～6和表2可知，A區(qū)組織主要由針狀α相(圖6a中黑色部分)和針狀α相之間的α+β組織(圖6a中白色部分)構(gòu)成，β相存在于α+β組織中[18].F區(qū)組織主要由粗大柱狀晶(灰色γ相)和γ相之間的共晶組織(白色γ相+Laves相)構(gòu)成.B區(qū)組織主要由原始等軸β晶(圖5b中灰色部分)、β晶內(nèi)Ti2Ni相(圖6b中白色點(diǎn)狀部分)與原始等軸β晶界處的β+Ti2Ni共晶組織(圖6b中白色晶界)構(gòu)成.

圖4 雙金屬結(jié)構(gòu)的XRD圖譜Fig.4 XRD spectra of bimetallic structure

圖5 雙金屬結(jié)構(gòu)的背散射組織Fig.5 Back scattering microstructures of bimetallic structure

圖6 雙金屬結(jié)構(gòu)的SEM圖像Fig.6 SEM images of bimetallic structure

觀察表2可知，由雙金屬結(jié)構(gòu)B區(qū)中P1點(diǎn)的元素原子分?jǐn)?shù)數(shù)據(jù)可以基本確定該點(diǎn)為β相；由于P2和P3點(diǎn)的Ti和Ni元素的含量比約為2∶1，因而推斷P2點(diǎn)和P3點(diǎn)由Ti2Ni相構(gòu)成；由于P3點(diǎn)Ti元素含量略高于P2點(diǎn)，因而推斷P3點(diǎn)含有少量β相，即P3點(diǎn)由β+Ti2Ni共晶組織構(gòu)成.雙金屬結(jié)構(gòu)C區(qū)組織主要由β相(P1點(diǎn))、Ti2Ni相(P2點(diǎn))與β+Ti2Ni共晶組織(P3點(diǎn))構(gòu)成.D區(qū)組織主要由微量β+CrNi2共晶組織(P1點(diǎn))、大量TiNi相(P2點(diǎn))和少量Ti2Ni相(P3點(diǎn))構(gòu)成.E區(qū)組織主要由少量白色點(diǎn)狀(Cr，Mo)合金化合物(P1點(diǎn))、大量TiNi3+TiNi共晶組織(P2點(diǎn))和少量TiNi相(P3點(diǎn))構(gòu)成.綜上所述，雙金屬結(jié)構(gòu)A區(qū)→F區(qū)的組織演變規(guī)律為：α+(α+β)→β+Ti2Ni+(β+Ti2Ni)→β+Ti2Ni+(β+Ti2Ni)→TiNi+Ti2Ni+(β+CrNi2)→(TiNi3+TiNi)+TiNi+(Cr，Mo)→γ+(γ+Laves相).在TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)梯度過渡區(qū)，隨著IN625含量的逐步增加，針狀α相和等軸β晶逐步消失，Ti2Ni、TiNi、TiNi3等脆性金屬間化合物相逐漸增多.

表2 雙金屬結(jié)構(gòu)不同區(qū)域標(biāo)記位置所對(duì)應(yīng)的EDS結(jié)果Tab.2 EDS results for marked positions of different regions in bimetallic structure %

TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)不同界面的背散射微觀組織如圖7所示.由圖7可知，5個(gè)界面均形成了完全冶金結(jié)合，結(jié)合狀態(tài)良好.B和C區(qū)未發(fā)現(xiàn)冶金缺陷(如裂紋).

圖7 雙金屬結(jié)構(gòu)不同界面的背散射組織Fig.7 Back scattering microstructures of different interfaces in bimetallic structure

雙金屬結(jié)構(gòu)過渡區(qū)附近裂紋SEM照片如圖8所示.由圖8a可見，D區(qū)臨近C/D界面產(chǎn)生了橫向裂紋，裂紋橫穿晶粒，表現(xiàn)為冷裂紋特性.由圖8b可見，E區(qū)臨近D/E界面附近也產(chǎn)生了橫向裂紋，同樣表現(xiàn)為冷裂紋特征，且裂紋附近聚集了大量(Cr，Mo)富集相、TiNi3相和TiNi相.雙金屬結(jié)構(gòu)產(chǎn)生裂紋的原因?yàn)椋?)與不預(yù)熱條件相比，在400 ℃預(yù)熱溫度條件下制備TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)，雖然能夠降低溫度梯度，進(jìn)而降低過渡區(qū)內(nèi)應(yīng)力，但過渡區(qū)內(nèi)應(yīng)力不能完全消失；2)隨著IN625含量的增加，沉淀析出Ti2Ni、TiNi和TiNi3等脆性金屬間化合物數(shù)量也隨之增加；3)隨著IN625含量的增加，脆性金屬間化合物聚集成粗大顆粒，使得脆性金屬間化合物尖端部位應(yīng)力集中系數(shù)進(jìn)一步增加；4)由于TC4和IN625的物理化學(xué)特性差異較大，過渡區(qū)易產(chǎn)生附加剪切應(yīng)力.綜上所述，TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)過渡區(qū)冷裂紋敏感性較高.

圖8 雙金屬結(jié)構(gòu)過渡區(qū)附近裂紋SEM圖像Fig.8 SEM images of cracks near transition zones in bimetallic structure

2.3 沉積層維氏硬度

TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)不同區(qū)域的維氏硬度測(cè)試結(jié)果如圖9所示.由圖9可見，由A區(qū)到F區(qū)，隨著IN625含量的增加，沉積層維氏硬度先增加后降低，D區(qū)硬度值達(dá)到最高值，約為847 HV.這是因?yàn)樵谔荻冗^渡區(qū)(B～E區(qū))，隨著IN625含量的增加，脆性金屬間化合物Ti2Ni、TiNi和TiNi3等生成量增加，從而導(dǎo)致其硬度升高，冷裂紋敏感性也隨之增加.D區(qū)具有大量TiNi相、少量Ti2Ni和微量β+CrNi2共晶組織，因而獲得了最高維氏硬度，同時(shí)具有較高的裂紋敏感性.E區(qū)具有大量TiNi3+TiNi共晶組織、少量TiNi和(Cr，Mo)合金化合物相，因而具有次高維氏硬度，同時(shí)也具有較高的裂紋敏感性.此外，IN625區(qū)硬度值最低，約為268 HV，A區(qū)硬度值次低，約為361 HV，相比于鍛件IN625和TC4，A和F區(qū)的硬度有所升高，這是激光快速加熱和冷卻導(dǎo)致晶粒細(xì)化和彌散強(qiáng)化的緣故[19].

圖9 雙金屬結(jié)構(gòu)的硬度分布Fig.9 Hardness distribution in bimetallic structure

3 結(jié) 論

在400 ℃預(yù)熱溫度條件下，采用LMD技術(shù)成功制備了TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)試樣，不同區(qū)域?qū)?yīng)的不同界面均形成了良好的冶金結(jié)合.隨著IN625含量的增加，梯度過渡區(qū)脆性金屬間化合物Ti2Ni、TiNi和TiNi3等生成量增加，沉積層維氏硬度先增加后降低，在40%TC4+60%IN625區(qū)硬度值達(dá)到最高值，約為847 HV，沉積層的冷裂紋敏感性與顯微硬度成正比.本文研究結(jié)果為TC4-IN625雙金屬結(jié)構(gòu)制造提供了新的設(shè)計(jì)思路和制造方法.