随着航空航天技术的飞速发展，对关键活动部件（如轴承、、齿轮、、作动筒等）提出日益刻薄的轻量化、、长命命与高靠得住性要求。。传统的合金钢资料虽强度高，但密度大，已成为结构减重的瓶颈。。为此，轻质高强的钛合金因其优异的比强度、、耐侵蚀性和高温机能，正逐步代替钢材成为新一代航空航天活动部件的首选资料[1-2]。。然而，钛合金固有的硬度低、、耐磨性差、、摩擦因数高档弊端，严重制约其在摩擦磨损工况下的直接利用[3]。。

铜合金熔覆层因其优异的导电性、、耐侵蚀性以及优良的减摩耐磨机能，在上述部件的理论强化与职能化方面拥有辽阔的利用远景[4]。。此外，铜合金也凭借其优异减摩机能和耐磨机能被用于制作各类仪器、、工业阀门和滑动轴承等部件的减摩耐磨熔覆层[5]，在理论工程领域拥有宽泛的利用价值。。

铜合金熔覆层的传统制备步骤重要蕴含物理气相沉积（PVD）[6]、、化学气相沉积（CVD）[7]、、电镀（ED）[8-10]、、热喷涂（THSP）[11-13]、、冷喷涂（CS）[14-16]和电火花沉积（ESD）[17-18]。。这些步骤制备的熔覆层在肯定水平上可能提高整体结构的服役机能，但普遍存在熔覆层与基材结合力不及、、熔覆层厚度有限，以及在高接触应力或刻薄摩擦磨损前提下熔覆层易剥落[19-20]等问题。。例如，赵怡婷等[21]钻研在烧结NdFeB理论利用HEDP-焦磷酸钾系统进行电镀铜的工艺，通过优化工艺参数，获得理论光滑、、耐磨性优良的铜镀层，但并未提及熔覆层整体的结合力。。王康等[22]通过空蚀实尝试证实，氧乙炔火焰喷涂铜基合金熔覆层因结构疏松而耐空蚀性差。。这些问题严重制约铜合金熔覆层技术在高机能、、长命命利用领域的宽泛推广。。

在众多理论改性技术中，激光熔覆技术因其怪异优势而脱颖而出。。该技术利用高能激光束急剧溶解熔覆资料与基材表层，形成与基体齐全冶金结合的高机能熔覆层。。其熔覆层组织致密、、厚度可控、、稀释率低、、热影响区小，且拥有极高的结合强度和抗剥落能力[23-26]。。激光熔覆技术制备的熔覆层可能在险些不影响基体资料机能的前提下，有效提升其理论的耐磨性，同时显著优化熔覆层-基材的结合强度，从而克服传统耐磨熔覆层技术的诸多局限性。。

近年来，国内外学者在钢、、镍基合金甚至铜合金自身基体上利用激光熔覆技术制备高机能熔覆层获得显著成功。。例如，雷经发等[27]利用激光熔覆技术在纯铜基体上制备ZrB2-ZrC/Cu?（X=70，60，50，40）熔覆层，发现熔覆层的屈服强度、、峰值应力及显微硬度显著高于基体，但摩擦因数也随之增大。。孙磊强等[28]选取激光熔覆技术在纯铜基体上制备铜基合金复合熔覆层，熔覆层的显微硬度、、耐磨性和耐侵蚀机能均显著优于基体资料。。这些成就充分展示激光熔覆技术在制备高机能金属熔覆层方面的巨大潜力。。

然而，只管激光熔覆技术在制备高机能熔覆层方面展示出显著优势，其在钛合金理论制备铜合金熔覆层仍面对严格挑战，重要源于钛、、铜两种资料物理化学性质的性质差距。。高化学活性的钛合金与铜合金在高温下的冶金行为共同导致异质界面形成，并伴随显著的开裂敏感性。。具体而言，钛与铜在液态下互溶性较差，在高热输入前提下易天生Ti2Cu、、TiCu等脆性金属间化合物[29]；同时，二者热膨胀系数差距显著，会在熔覆过程中引发较大热应力。。上述成分共同作用，导致该资料系统开裂敏感性高、、工艺窗口狭小，使得在钛合金基体上激光熔覆制备高结合强度、、减摩耐磨的铜合金层组成重大工艺难题。。目前，国内外针对该系统的钻研尚多集中于工艺索求和宏观机能表征，对于熔覆层/界面微观组织的演化法规、、金属间化合物的形成与节制、、成分过冷行为对凝固组织的影响等科学问题不足系统深刻的探求[30]。。出格是若何通过精确调控工艺参数来克制界面脆性相、、获得强韧结合的界面，仍是该领域亟待解决的技术难题。。本工作重点萦绕铜合金熔覆层组织、、界面机能与熔覆微观组织演化等方面发展钻研，利用激光熔覆技术在钛合金基材上制备高结合力铜合金减摩熔覆层，并对熔覆层和界面的显微组织、、微观机能进行分析表征。。此外，还针对熔覆层进行结合力测试，揭示其高结合力的特点，为钛合金基体上激光熔覆铜合金熔覆层在减摩领域的利用提供理论凭据和数据支持，对航空航天和机械制作领域拥有较为重要的工程利用价值。。

1、、尝试资料与步骤

1.1 样品制备

实尝试所用的激光熔覆设备由一台最大激光功率为6kW、、调整光斑直径为1.5~2.5mm的HCFM-6000光纤激光器、、一台DPSF粉末进给器和一台ABB六轴机械人组成。。尝试基体为TC6钛合金锻件(化学成分见表1),轴件外径40mm,经850℃/2h空冷退火后理论机加工至Ra=0.8μm。。熔覆粉末选用气雾化铝青铜KF320,粒径散布D10=58.8μm、、D50=84.7μm、、D90=119.7μm,球形度>90%(图1),粉末化学成分见表2。。

表1TC6钛合金锻件的重要化学成分(质量分数/%)

表2 KF320粉末的化学成分(质量分数/%)

表3激光熔覆工艺参数

KF320铜合金粉末作为熔覆资料。。整个激光熔覆过程在氩气；た掌陆,保障腔室氧含量低于1x10-4,；て辶髁课15L/min,以预防熔池及热影响区氧化。。

激光熔覆参数通过前期单道熔覆尝试初步确定，再选取正交尝试法进行优化，以能量密度为主题指标。。高熔覆速度组(50mm/s)选取400W距离，因而该区间能量变动对熔池描摹影响显著;低熔覆速度组(30mm/s)选取200W距离,以精密捉拿工艺窗口。。所有参数均经尝试验证，确珍重现性。。每组参数反复3次尝试，以排除无意性。。

基于上述优化步骤，借助正交尝试规划确定最终工艺参数，如表2所示。。现实熔覆战术是轴类零件的旋转活动与激光头的直线活动合成的螺旋轨迹，如图2所示。。熔覆过程中，熔覆速度设定为30mm/s或50mm/s,转速别离为14.4r/min和24r/min。。激光头沿轴向母线方向移动，轴向速度凭据式(1)推算:

式中;  V axial 为激光头轴向移动速度; r为轴半径;  V coat 为熔覆速度;  L overlap 为搭接宽度。。根公式(1)推算,激光头的移动速度别离为 0.24mm/s和  0.4 mm/s。。设定轴向为轴向方向(axial direction,A),径向为径向方向(radial direction, R)。。

1.3微观组织表征

为系统评估熔覆层的微观组织结构,选取一系列表征技术。。选取热场发射扫描电子显微镜(SEM, TESCAN MIRA 3 LMH)对熔覆层描摹进行观察,以评估其均匀性、、裂纹、、孔洞等宏观特点。。该设备建设有背散射电子(BSE)探头、、Oxford Instrument Symmetry电子背散射衍射(EBSD)探头和前置背散射电子(FSD)探头,用于采集样品理论的菊池花腔,以获得样品的晶体学信息。。EBSD数据选取 HKL Channel 5软件包进行分析。。使用电镜建设的能谱仪(EDS)以分析微区中合金元素的散布及含量。。选取建设铜靶源的 X射线衍射仪(XRD)对熔覆层近表层发展物相分析,扫描方式为通例陆续扫描。。

1.4熔覆层界面显微硬度测试

为定量表征激光熔覆层横截面的力学机能,选取 Qness 60A+ EVO型显微硬度计,沿熔覆试样横截面进行硬度梯度丈量。。测试严格遵循 ASTM E384尺度,选用 HV0.3尝试力(2.942 N),保载功夫 15s。。测试蹊径以熔覆层-基体界面(界说为深度零点)为中心发展:界面处进行两点丈量;向熔覆层方向(深度负值)延长,近表层(距界面600μm以内)以100μm为距离丈量,其余区域距离增至200μm;向基体方向(深度正值)涵盖热影响区及基材,丈量距离为  100μm。。

1.5熔覆层界面结合力测试

针对高结合力熔覆层的测试,选取平面槽修复法代替胶黏法规划,凭据 GB/T 41477《激光熔覆修复金属零部件力学机能尝试步骤》尺度,利用激光熔覆在TC6钛合金槽进行 KF320铜合金粉末的填充修复,而后将底部基材磨去,并截取相宜尺寸进行拉伸样制备,使修复槽地位齐全位于拉伸样的标距段内(图 3),保障拉伸样标距段齐全覆盖铝青铜熔覆层资料,而后发展拉伸尝试,测算熔覆层结合强度。。

2、、了局与分析

2.1 KF320熔覆熔覆层正交尝试参数优化与成形性比力

为获取在TC6钛合金上制备 KF320铜合金熔覆层的最优参数。。依照表 2设定参数,在 TC6轴上成功制备分歧能量输人的 KF320熔覆层样品,能量密度依照公式(2)推算:

式中: E是线能量密度, J/mm; P是激光功率, W; V是激光扫描速度, mm/s。。并凭据渗入检测(penetrant testing, PT)和后续机加工处置了局,将尝试了局分为三类(图 4):

(1)能量输入适中  (44 ～  60 J/mm)。。对应样品序号为 2、、 3、、 4、、 5、、 6、、 14样品的溶解道拥有相宜的搭接与陆续的散布,熔道首尾过渡优良,熔道理论粗糙度较低,没有球化景象,成形成效优良,选取PT渗入检测探伤未发现近表层的宏观裂纹。。在机加工后,样品理论呈明亮的铜金属光泽,无肉眼可见缺点。。在相宜能量输入下,于TC6钛合金理论熔覆KF320得到相宜的熔覆层(图4(a))。。

(2)能量输入过高(64~106.67J/mm),对应样品序号为1、、10、、11、、12、、13。。这些样品对应的参数拥有更高的能量输入密度，能够观察到固然成形区域中央部门熔道搭接很好，平坦度优良，但在熔道的首位有显著的由于过烧产生的熔道不不变景象，选取PT渗入检测探测到显著的宏观裂纹。。在机加工之后，熔道首尾地位造成熔覆层剥离基体的景象，总体成形成效较差(图4(b))。。

(3)能量输入过低(32~40J/mm),对应样品序号为7、、8、、9、、15。。这些样品对应的参数拥有较低的能量输入密度，能够观察到熔道平坦性逐步变差，理论粗糙度变高，随着能量输入的降低，熔道理论起头产生球化与未溶解颗粒，选取PT渗入检测探测到显著的孔洞与宏观裂纹。。在机加工之后，发现熔道搭接不陆续，熔道之间存在有大量的未熔合缺点，总体成形成效较差(图4(c))。。

2.2分歧能量输入下微观描摹表征

为分析分歧能量输入下熔覆层的微观组织，从2.1节分类的代表性样品中拔取典型样本进行描摹表征:即能量输入适中(样品3)、、高能量输入(样品10)与低能量输入(样品8)。。拔取准则为在各类别中描摹最具代表性且无显著外部滋扰的样本。。如图5(a)所示，能量输入适中的熔覆层内部描摹显示，熔覆层及界面地位未见大尺寸孔洞和缺点。。在高能量输入下，存在两种裂纹模式，如图5(b)所示，当能量输入过高时，在靠近界面的熔覆层地位观察到近乎垂直界面的长直裂纹，齐全穿过枝晶结构，险些没有偏转角度，该裂纹类型判定为在凝固冷却过程中，由熔覆层(Cu基)与钛合金基体之间显著的热膨胀系数差距引发的拉应力所致[31]，由热应力直接引发。。另一方面，在高能量输入下，熔覆层的微观组织中也存在沿枝晶结构天堑扩大的微裂纹，如图5(c)所示，这些裂纹相比穿晶裂纹更为崎岖，更可能是在激光熔覆过程齐全凝固前由于液态薄膜的存在减弱晶粒间的衔接而产生的热裂纹，这通常与凝固末期晶界处形成的低熔点液态薄膜有关，在收缩应力下易于在此处开裂。。穿晶裂纹和热裂纹均萌生于熔覆层与基材结合的界面地位,批注结合地位存在较高的应力失配。。在低能量输入前提下，则易于形成未熔合缺点。。如图5(d)所示，熔覆层与基体之间存在显著的不陆续界面，阐发为界面不平坦且伴随暗色分隔区域，注明熔覆层与基体未能形成充分的冶金结合。。这类缺点的产生重要源于激光能量密度不及或熔池流动性差，导致部门区域未被齐全溶解，从而在界面处残留间隙。。与高能量输入下的裂纹缺点分歧，未熔合缺点性质上属于界面结合不及，其存在会严重减弱熔覆层与基体的结合强度,成为潜在的失效源。。

2.3激光熔覆 KF320熔覆层微观结构分析

在TC6钛合金理论利用激光熔覆KF320合金粉末的过程中,Cu-Al颗粒产生溶解后铜元素和铝元素进入钛合金熔体中,激光扫过后颗粒被“捕获”同熔池一路急剧凝固下形成熔覆层。。激光熔覆KF320合金熔覆层的XRD谱如图6所示。。XRD分析针对距表层50μm以内区域，该区域最能反映熔覆层主体相组成，免受基体稀释效应显著影响。。由图6可见，衍射峰显示，近表层熔覆层重要含有正交晶系的AlCu3和立方晶系的Cu0.84Al0.16，经定量分析后，推算得到含有约95%AlCu3和5%Cu0.84Al0.16°。。

图7展示熔覆层中成分过冷区的组织和成分，如图7(a)所示,熔覆层内部的上半部门和下半部门存在两个显著衬度差距的区域，区域之间存在一个不规定的波浪形界面，界面左近上方以平面晶成长为主，界面左近下方以枝晶成长为主，存在显著的成分过冷景象，因而将该区域划分为平面晶体区和成分过冷区。。针对熔覆层区域沿深度(向下)方向进行EDS分析表征，如图7(b)所示。。了局显示，靠近熔覆层顶部的区域，元素含量以Cu为主，随着深度增长，在距离熔覆层表层200μm以上时，Ti元素含量增长并产生较为显著的颠簸，对应Cu元素含量的降低，对应图7(a)组织由平面晶逐步过渡为枝晶;在距界面约100μm处，Ti元素含量急剧增长，Cu元素含量急剧削减，并在界面处产生主元素互换。。

进一步部门放大观察熔覆层中的组织，在波浪形界面左近，可能观察到少量的成分过冷景象，如图8(b)所示，组织以零散散布的未充分发展的一次枝晶为主，部门区域含有少量的树枝晶，绝大部门区域并未产生显著的成分过冷。。而在波浪形界面下方，该区域成分过冷景象显著，枝晶发展充分，阐发出不齐全和升沉的枝晶描摹，部门枝晶臂地位伴有少量微纳尺度的气孔，枝晶结构伴有二次枝晶臂产生，间距约5μm，如图8(c)所示。。上述组织演变,出格是从平面晶到枝晶的转变,可通过凝固经典理论予以阐释。。熔体凝固过程中的微观组织描摹重要受温度梯度(G)与凝固速度(R)的比值(G/R)以及溶质再分配行为共同节制。。在熔体凝固过程中,凝固速度(G)与温度梯度(R)的比值决定凝固微观结构的成长描摹，该比值越大，越容易形成平面晶，比值越小越容易形成胞状枝晶甚至等轴晶  [32]。。在本系统中成分过冷是决定凝固模式转变的关键成分,其临界判据为式(3)  [33]:

式中: m为液相线斜率;  C 0 为熔体初始溶质浓度;  k 0 为平衡分配系数; D为溶质扩散系数。。 Ti作为以 Ti-Cu为重要成分的熔覆层系统中的关键溶质元素,其物理化学个性对成分过冷景象的产生拥有显著影响。。Ti的液相线斜率大，对温度变动极为敏感,这在凝固前沿极易引发溶质的偏聚景象。。Ti的初始溶质浓度较高,高浓度的溶质在凝固过程中会进一步加剧偏聚行为。。Ti的平衡分配系数在 Ti-Cu系统中小于  1 [34],意味着在固/液界刻下沿,溶质会偏差于向液相富集,进而导致偏聚景象的加剧。。此外,Ti在Cu熔体中的扩散系数较低,这使得Ti元素在液相中的扩散速度显著降低,进一步加强偏聚景象。。这些个性共同作用,导致 Ti元素在固/液界刻下沿产生严重的偏聚,显著提高成分过冷的偏差性,从而促使晶体成长模式从平面晶向枝晶产生转变。。成分过冷的水平取决于合金的成分和环境前提，如温度梯度和凝固速度等。。具体而言，液相线越陡、、合金中溶质浓度越高、、液相中扩散系数越小、、G/R比值越小，成分过冷的偏差性越大。。枝晶结构的形成还取决于急剧凝固前提下熔池前沿的不不造成长。。界面不不造成长不仅由枝晶臂前沿产生的“成分过冷”引起,也蕴含由于温度和浓度梯度引起的固液界刻下沿扰动,即 Mullins-Sekerka界面不变性理论  [35],最终形成规定与不齐全的凝固亚结构。。由于铜合金熔覆层与钛合金基材的成分差距,在熔池凝固过程中,溶质再分配会导致固液界刻下沿溶质浓度产生变动,产天生分过冷景象  [36]。。在波浪形界面上方仅有少量枝晶形成,批注整体的成分过冷前提并不充分,称为平面晶区。。

在熔覆过程中,激光作用使 TC6基材产生部门溶解,与熔融状态的 KF320铜合金产生混合,进而产天生分梯度散布的景象。。沿深度方向,钛含量的增长推进熔覆层区域成分过冷的产生,含 Ti的枝晶结构得到充分成长,在成分上阐发为更高的Ti含量,随着深度增长,更大的成分颠簸重要是由于枝晶臂与枝晶间区域的元素成分差距。。

熔覆层理论的 EBSD分析显示(图 9),熔覆层重要由 Cu相和  β-Ti相组成,并沿高度方向出现显著的梯度结构。。在顶部约100μm领域内,以细晶Cu相为主,并通过与XRD了局对比分析可知,Cu相中存在少量Al固溶,在XRD中阐发为AlCu3和  Cu 0.84 Al 0.16 。。随着熔覆层深度的增长,β-Ti相含量增多,Cu相含量逐步降低,β-Ti相和Cu相的存在别离推进Cu枝晶和β-Ti枝晶的形核成长，在图7中阐发为波浪形界面下方的枝晶区域。。Cu相与β-Ti相混合均匀，但对应的晶粒尺寸存在显著差距，Cu相区域面积加权均匀晶粒尺寸约为1.96μm,而Ti相区域面积加权均匀晶粒尺寸约为16.4μm。。细晶Cu相区和β-Ti相区组成的两相区形成典型的双态晶粒散布结构，这种特殊的晶粒结构散布能显著降低凝固冷却过程中的残存应力[37],实现应力的优化散布，提高资料的塑性和强度，有助于减缓裂纹扩大，提高资料的委顿寿命，从而进一步影响资料的整体机能。。

激光熔覆的典型凝固组织是由熔池底部向上外延成长而成的柱状晶组织，而IPF反极图显示(图9(b))晶粒无显著择优取向，这批注在凝固过程中晶体成长模式产生显著扭转。。具体而言，β-Ti相含量的增长显著推进铜系统的成分过冷效应，通过降低固液界面能，扭转晶粒外延成长机制;其次，固液界刻下沿的溶质元素偏聚(出格是Ti元素的富集)导致的成分过冷推进更多异质形核点的形成;第三,温度梯度的变动(从熔池底部到顶部)使G/R比值降低，进一步影响晶粒的成长模式。。

另一方面，在熔覆凝固过程中，固液界刻下沿的Cu元素溶质偏析显著推进β-Ti相的形成。。通常情况下,钛合金中高温β相在冷却过程中会转变为a相,但Cu元素的增长通过以下几种机制克制这一相变过程:首先，作为β-Ti相的不变动元素，Cu降低β→a相变的热力学驱动力;其次，Cu的偏析行为故障溶质的扩散动力学，进一步延缓a相的析出。。这种作用使高温下的β-Ti相得以在室温下保留，并沿熔覆层厚度方向形成拥有成分梯度散布的Cu/β-Ti混合组织。。Cu相和β-Ti相的梯度混合散布增长相界面，也进一步推进异质形核过程。。异质形核的成长导致粗壮柱状晶显著削减，并实现晶粒的进一步细化，细化后的晶粒使晶界长度与理论积的比值更高，实现残存应力更均匀的散布。。

2.4激光熔覆KF320熔覆熔覆层界面微观组织分析

图10(a)展示界面左近的微观组织信息,其中红色方框区域被放大显示在图10(b)中。。图10(b)揭示靠近界面的熔覆层区域形成一种高度致密、、呈条纹状散布的组织描摹，这种结构与熔覆层成分过冷区的枝晶结构分歧，其距离较小，取向随机，组成熔覆层的界面结构。。该致密结构的径向厚度为10-20μm,与钛合金基材结合优良,展示出优异的界面结合成效。。为深刻分析界面结构组成,进行EDS线扫描分析，如图10(c)所示。。随着径向深度增长,Ti元素和Cu元素的含量在高度致密结构区出现一个显著的台阶，台阶左近Cu和Ti的原子比约为1:2,这批注可能形成金属间化合物。。

图11(a)展示界面左近的微观组织结构,其中可观察到熔覆层与基材之间的过渡区域，可见正本锻件中的a球状相在激光热处置作用下产生相变，整体组织形成针状和片层状的混合组织。。图11(b)的IPF反极图进一步揭示熔覆层界面左近的晶粒信息，靠进界面地位β-Ti相晶粒尺寸散布较为均匀。。在图11(c)的相组成图中，熔覆层近界面地位的致密结构为Ti2Cu相,这是一种由Cu和Ti组成的金属间化合物，沿厚度方向陪伴着Cu元素与Ti元素含量的急剧成分陆续变动,在界面地位产生显著的成分台阶，这刚好印证图11(c)中产生的成分台阶景象，陪伴着充分的热力学和动力学前提，形成Ti2Cu相。。Ti2Cu金属间化合物通常拥有更高的硬度[38]，而界面地位原位形成的金属间化合物能够改善熔覆层与基材的结合能力。。在熔覆工艺优良节制的前提下，这种结合能力的提升对于熔覆层的耐久性和机能不变性至关重要。。

2.5熔覆层显微硬度分析

为进一步钻研熔覆熔覆层后对整体基材机能的影响，沿径向从近表层到基材对含熔覆层样件整体进行硬度测试，如图12所示，测试领域涵盖熔覆层、、热影响区和基材区，测试了局如图12(b)所示，了局批注，以铜相散布为主的近理论熔覆层区硬度介于300HV-350HV之间，随着深度增长，成分过冷区的Ti含量逐步升高，β-Ti相逐步增多，成分过冷区地位的硬度提升至375HV;随着深度逐步达到界面地位,在距界面处10~20μm地位的硬度值达到520HV,这重要是由于金属间化合物Ti2Cu相的原位形成。。随着检测区达到基材地位，在距离界面不远的钛合金母材受到激光熔覆过程的高温冲击，母材中原始的球状相在热处置作用下产生相变，形成大量针状马氏体组织(图11(a))。。从图11(b)可见，热影响区深度达到800μm，该区域有效晶粒尺寸显著降低，产生相变的组织同时导致显著的晶格畸变，进而提升区域强度，在本工作中，显微硬度值介于370~390HV之间，相较基材提升约50HV。。随着深度进一步增长，激光热作用效应逐步减弱，显微硬度值也达到TC6钛合金自身的硬度值。。

硬度了局能直观反映含熔覆层样件结构的整体强度散布。。从熔覆层的整体硬度散布能够看出，近界面10~20μm的熔覆层地位拥有结构中最高的强度，该强度重要由Ti与Cu原位形成的金属间化合物Ti2Cu贡献。。图C展示涂层显微硬度与对应区域β-Ti体积分数的对应关系。。其中，β-Ti含量是凭据涂层领域内的硬度测试规划进行推算的,了局批注，沿涂层厚度方向，β-Ti含量从约1.8%逐步增长至64.3%，同时显微硬度由300HV升高至375HV，显示出二者拥有肯定水平的正有关性，经拟合后大体得到如下近似线性关系:

上述关系式批注，相成分的散布是决定涂层硬度的关键成分。。在Cu与Ti的混合系统中，β-Ti相较Cu相拥有更高的硬度，随着β-Ti相含量的增长，涂层硬度呈近似线性增长，沿涂层厚度方向相成分的梯度散布造成硬度的梯度散布。。然而若是前期工艺节制中出现问题,硬质相更易成为失配源，并导致熔覆层与界面之间的应力失配。。从图5了局可判断，当工艺节制欠安时，裂纹源会从熔覆层与基材的界面处形成，并沿熔覆层向上形成穿晶裂纹或沿晶热裂纹，此时硬质相的存在会加快熔覆层的失效过程。。因而，节制熔覆层熔覆工艺不产生初始裂纹，是保障含熔覆层结构整体样件服役机能的重要前提。。

2.6熔覆层结合力机能分析及断口描摹分析

为验证熔覆层与基材的结合成效，对平面槽修复试样进行拉伸尝试。。如图13所示，五组拉伸尝试的抗拉强度(Rm)别离为296、、290、、299、、358、、316MPa,因而测算得到的均匀结合强度为312MPa,断后伸长率(A)为0.5%~1.5%,试样无屈服阶段。。

为进一步验证其结合成效，对其进行断口宏观描摹表征,图14为熔覆层/基体界面的断口结合力表征了局。。如图14(a)所示，断口整体描摹，断口成45°坡形，理论呈银灰色，断裂肇始于试样理论，为多源开裂特点，裂纹拓展方向为图14(a)中玄色箭头所示，并且熔覆层与基材结合界面陆续、、无宏观剥离或贯通性裂纹;图14(b)为裂纹源区描摹，重要为准解理状态为主，批注界面过渡区致密，无显著孔洞或同化缺点，结合界面呈波浪状咬合特点;图14(c)为裂纹扩大区描摹，可见准解理和二次裂纹;图14(d)为瞬断区描摹，可见界面处存在厚度约为2-4μm的致密过渡层，并且熔覆层与基体晶粒间呈扩散过渡,无敏感界面,有少量韧窝组织，以抛物线形韧窝为主。。通过以上分析可知，铝青铜熔覆层/TC6钛合金系统在界面处出现典型脆性断裂特点:断口精确位于熔覆层与基材界面,未见熔覆层内部或基材内部断裂，批注断裂强度近似等于界面结合强度。。拉伸试样均断裂于熔覆层/基材界面，且无屈服阶段，批注界面为整个别系的力学幽微环节。。其断裂行为重要由界面微观结构决定:一方面,原位天生的Ti2Cu金属间化合物层(见图11c)硬度高、、脆性大，在外加应力下易成为微裂纹萌生源[39]，并推进裂纹沿其急剧扩大，从而导致宏观上的低塑性断裂和断口上阐发为大量的准解理面;另一方面，波浪状的界面描摹与元素互扩散形成的梯度过渡结构(见图10和1)提供壮大的机械互锁和冶金结合力，有效故障裂纹的扩大，从而赋予界面较高的均匀结合强度。。因而，最终的断裂描摹是Ti2Cu脆性相主导的裂纹萌生/扩大与界面强韧化结构故障作用相互竞争的了局。。

上述描摹特点与力学数据共同证明，KF320熔覆层的界面结合强度优异，熔覆层与基体之间形成高强度的冶金结合，可满足服役前提下抗剥离和抗剪切的需要。。

3、、结论

(1)使用优化后的激光熔覆工艺参数在TC6钛合金理论成功制备无宏观裂纹的KF320铝青铜熔覆层。。在制备过程中，成形致密性优良试样的能量密度被严格节制在44~60J/mm领域内。。当能量输入显著偏离这一领域，会导致诸如穿晶/热裂纹、、球化、、未熔合等缺点的出现，从而显著降低熔覆层的成形质量。。

(2)熔覆层微观组织沿厚度方向出现出由平面晶区到成分过冷区过渡的的双态区域组织。。熔覆层近理论100μm区域重要由AlCu3和Cu0.84Al0.16相组成。。随着熔覆层深度的增长，β-Ti相含量逐步上升。。熔覆层组织形成以Cu相和β-Ti相为重要散布的典型双态晶粒散布结构，其中铜相区域的均匀晶粒尺寸为1.96μm,β-Ti相的均匀晶粒尺寸为16.4μm。。铜元素和钛元素的偏聚推进熔覆层区域成分过冷的产生，枝晶结构得到充分发展，并扭转晶粒外延成长机制，推进异质形核。。

(3)显微硬度了局批注，沿厚度方向的熔覆层-基材显微硬度领域在300HV~520HV之间，以铜相散布为主的近理论熔覆层区硬度介于300HV~375HV之间，成分过冷区的硬度在375HV，在界面左近的熔覆层区域硬度最高，达到520HV，对应在距熔覆界面10~20μm的熔覆层领域内原位形成的致密化Ti2Cu金属间化合物过渡层。。拉伸了局批注，拉伸断裂齐全产生在熔覆层-基材的界面处，波浪状界面增大机械啮合面积，并与扩散过渡结构协同作用，使熔覆层-基材界面的均匀结合力机能达到312MPa,最终的断裂描摹是Ti2Cu脆性相主导的裂纹萌生/扩大与界面强韧化结构故障作用相互竞争的了局。。

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（注，原文标题：：钛合金理论激光熔覆铜合金微观组织演化与界面机能_田景夫）