TC4鈦合金屬于（α+β）型鈦合金，由于具有比強度高、熱導率低、彈性模量小、耐高溫、組織穩定性好等特點，在航空航天（飛機結構件、發動機零部件）、生物醫療（如人工關節）、機械船舶（如螺旋槳等）和交通運輸（如發動機零部件）等領域有著廣泛應用［1］。然而，當將TC4鈦合金應用于高溫、高壓和高速旋轉環境下的汽輪機葉片等領域時，其表面腐蝕和磨損失效問題較為突出，由此來帶的停機事故占總體事故率高達65%以上，亟需對其進行表面改性處理，以提升基體鈦合金的耐磨性和耐蝕性［2-4］，其中，采用熱噴涂、激光熔覆、離子注入和氣相沉積等表面改性技術可以在鈦合金表面制備鎳基涂層等［5-7］，在不改變原有鈦合金基體既有物理性能的基礎上提升其表面硬度、耐蝕和耐磨性能等，更好地滿足復雜工況環境下的使用需求。但是，熱噴涂、離子注入等技術在鈦合金表面制備鎳基涂層存在與基體結合力差、易于造成環境污染等問題［8-9］，而激光熔覆雖可制備與基體結合良好的鎳基涂層，但在制備涂層過程中控制的工藝參數較多，需要克服工藝參數穩定性不足等問題［10］。本文在激光熔覆設備中嵌入校企聯合開發的可編程邏輯控制器（PLC）系統以提高加工精度和穩定性，并考察激光功率對激光熔覆復合涂層（Ni60+3wt.%Ce₂O₃）截面形貌、顯微組織、物相組成和耐蝕耐磨等性能的影響，以期制備出成形質量良好、高耐蝕耐磨的激光熔覆鎳基涂層，為鈦合金表面激光熔覆涂層制備及其推廣應用提供技術支撐。

1、材料與方法

1.1　實驗材料

試驗原料包括TC4鈦合金基材、激光熔覆用（Ni60+3wt.%Ce₂O₃）復合粉末。TC4鈦合金的化學組成（質量分數，wt.%）為6.02Al、3.98V、0.10C、0.27Fe、0.01N，余量為Ti。激光熔覆用Ni60粉末（類球形）和Ce₂O₃粉末（顆粒狀）的掃描電鏡顯微形貌如圖1，在PM-500K型行星式球磨機上制備（Ni60+3wt.%Ce₂O₃）復合粉末。

1.2　激光熔覆涂層

將鈦合金加工成120mm×120mm×8mm，表面經過噴砂、酒精超聲清洗和烘干后進行表面激光熔覆，加工示意圖如圖2所示；其中，JM-HGL1000型激光熔覆設備中嵌入校企聯合開發的PLC控制系統以提高加工精度和穩定性。在激光熔覆過程中，通過PLC控制系統控制同軸送粉模式下的激光熔覆工藝參數，主要包括激光掃描速度12mm/s、光斑直徑4mm、送粉速率16g/min，激光功率控制在1100W~2300W（間隔300W），保護氣為高純氬氣。

1.3　測試與表征

采用線切割方法垂直于熔覆方向加工涂層試樣，打磨、拋光和腐蝕（氫氟酸、硝酸和水按5∶10∶85的體積百分比配制腐蝕液）后觀察截面形貌和顯微組織，截面形貌和顯微組織分別采用GX51型光學顯微鏡和IT500型掃描電子顯微鏡（附帶OxfordUltmiMax1能譜儀）進行觀察，并測量涂層幾何參數；物相組成采用D8ADVANCE型X射線衍射儀進行，Cu靶材Kα輻射、掃描速度2°/min、電壓35kV、電流40mA；顯微硬度測試采用Tukon2500全自動維氏硬度計進行，載荷和保持載荷時間分別為0.1N和10s；球-盤往復干摩擦磨損性能測試采用RtecSRV型摩擦磨損試驗機進行，記錄摩擦系數并計算磨損率［11］，摩擦副為直徑9.5mm的氮化硅球、載荷30N、摩擦時間900s、移動距離和頻率分別為6mm和15Hz，測試溫度為室溫；采用PARSTAT4000電化學工作站在室溫下對基體和涂層試樣（工作面積10mm×10mm）進行電化學性能測試，極化曲線和電化學阻抗譜采用標準三電極體系［12］，腐蝕介質為3.5wt.%NaCl溶液，掃描速度為1mV/s、阻抗頻率為0.01Hz~100000Hz。

2、試驗結果與分析

2.1　顯微形貌和物相組成

圖3為激光功率為1100W~2300W時激光熔覆涂層截面形貌。當激光功率為1100W時，熔覆涂層中可見明顯裂紋（如圖中箭頭所示），這主要是因為在較低的激光功率下，激光熱輸入較小，造成熔池溫度低、流動性差，局部還可能存在熔覆粉末無法完全熔化的現象［13］，并在凝固過程中產生裂紋缺陷；升高激光功率至1400W~2000W，激光熱輸入增加使得熔池溫度升高，流動性提升的同時增加了潤濕性，涂層成形質量較好，未見異常氣孔、裂紋等缺陷存在；如果繼續增加激光功率至2300W，激光熔覆涂層上表層區域出現孔隙缺陷（如圖中箭頭所示），這主要是因為此時激光熱輸入較大，熔池溫度高而在表層區域存在較大過冷度，表層區域作為熱源出口產生了非均勻性流動，容易在涂層表層出現孔隙等缺陷［14］。

表1為激光功率為1100W~2300W時激光熔覆涂層的寬度D、高度H、深度h和稀釋率η統計結果，幾何參數的示意圖如圖2（b）所示。其中，稀釋率用式（1）計算［15］：

式中：F₁和F₂分別為熔覆涂層上下表面面積。當激光功率從1100W增加至2300W時，D從4.23mm增加至5.01mm、H從0.37mm增加至0.60mm、h從0.33mm增加至1.38mm、η從45.94%增加至72.27%，可見，D、H、h和η都會隨著激光功率增加而增大。這主要是因為激光功率的增加會提高激光熱輸入，涂層與基體可以更加充分的熔合并使得溶體向兩側和底部擴展，D、H、h增加的同時基體會有更多的熔化而增加了涂層稀釋率［16］。

圖4為不同激光功率下激光熔覆涂層的X射線衍射分析結果。可見，激光功率為1100W、2000W和2300W時，激光熔覆涂層都主要由α-Ti、TiNi、Ti₂Ni、TiB₂、TiC和Ce₂O₃相組成，激光功率的變化不會改變激光熔覆涂層的物相組成。其中，TiB₂、TiC等硬質相是Ni60/CeO₂粉末和基體材料在激光熱輸入作用下熔化并在熔池中發生化學反應形成［17］，可以增強涂層的硬度和耐磨性。進一步觀察典型激光熔覆涂層非裂紋和孔隙區域的顯微組織，結果如圖5所示。可見，不同激光功率下的激光熔覆涂層中存在顏色不同、尺寸不等、形狀不規則的第二相，熔覆涂層內部未見明顯孔洞或者裂紋等缺陷。對不同激光功率下涂層的微區進行能譜分析，能譜分析結合XRD圖譜測試結果可知，激光熔覆涂層中第二相主要包括黑色塊狀TiB₂相、亮白色顆粒狀Ce₂O₃相、灰色顆粒狀TiC相、淺灰色TiNi相和深灰色Ti2Ni相，如圖中箭頭所示。此外，由于較低激光功率下（1100W）的熱輸入較小，熔池流動性不足，造成組織均勻性較差；而提升激光功率會使得熱輸入增加，熔池溫度升高，同時流動性增大，組織均勻性相對更好；繼續增加激光功率至2300W時，過高的激光熱輸入會使得熔池在高溫下停留的時間更長，涂層中第二相會發生粗化和長大［18］。

2.2　硬度和耐磨性

圖6為基體和激光熔覆涂層的顯微硬度測試結果。可見，不同激光功率下激光熔覆涂層顯微硬度（935.61HV~1064.29HV）都高于基體（303.24HV）；激光功率從1100W增加至2300W時，激光熔覆涂層的顯微硬度先增大后減小，最大值（1064.29HV）出現在激光功率為2000W時。這主要是因為激光熔覆涂層中含有TiC、TiB2和Ce2O3等陶瓷硬質增強相，從而使得涂層硬度高于基體，且當激光功率從1100W增加至2000W，熔池溫度升高改善了熔覆涂層成形質量，涂層中可以形成更多的硬質相，顯微硬度會相應提高；但是如果激光功率過大（2300W），熔覆涂層表層出現了孔隙等缺陷，高溫下晶粒尺寸和硬質相也會發生一定程度長大，熔覆涂層硬度會有所降低［19］。圖7為基體和激光熔覆涂層的摩擦系數和磨損率測試結果。由摩擦系數曲線可見，激光熔覆涂層在穩定階段的平均摩擦系數都要小于基體材料，且當激光功率從1100W增加至2300W，激光熔覆涂層平均摩擦系數整體表現為先減小后增大，平均摩擦系數在激光功率為2000W時取得最小值；由磨損率測試結果可見，基體材料的磨損率為4.17×10-5mm3（/N·m），激光熔覆涂層磨損率都明顯小于基體材料，且當激光功率從1100W增加至2300W，激光熔覆涂層的磨損率先減小后增大，磨損率最小值（0.38×10-5mm3（/N·m））出現在激光功率為2000W時。這主要是因為激光熔覆涂層中含有TiC、TiB2和Ce2O3等陶瓷硬質增強相，在摩擦磨損過程中可以起到支撐作用，并有效抵抗接觸應力，提高抗磨性［20］；但是如果激光功率過大，熔覆涂層中出現孔隙等缺陷，涂層的耐磨性反而會降低。

2.3　耐蝕性

圖8為基體和激光熔覆涂層的極化曲線和電化學阻抗譜，表2為電化學參數腐蝕電位（Ecorr）、腐蝕電流密度（Jcorr）、溶液電阻（Rs）、電荷轉移電阻（Rct）和鈍化膜電阻（R_f）的擬合結果。基體材料的E_corr、J_corr、R_s、R_ct和R_f分別為‒0.858V、9.900×10^-7A·cm^-2、34.28Ω·cm²、3.662×10²Ω·cm²和10.77×10^-5Ω·cm²。對于激光熔覆涂層而言，極化曲線中可見涂層的腐蝕電位都相較于基體材料發生了正向移動，腐蝕電流密度有不同程度減小，且當激光功率從1100W增加至2300W時，腐蝕電位先正向移動而后負向移動、腐蝕電流密度先減小后增大，在激光功率為2000W時涂層的腐蝕電位最正、腐蝕電流密度最小。腐蝕熱力學參數腐蝕電位越正表示腐蝕傾向越小、動力學參數腐蝕電流密度越小表示腐蝕速率越慢［21］；由電化學阻抗譜可見，激光熔覆涂層的容抗弧半徑高于基體、電荷轉移電阻高于基體2個數量級以上、鈍化膜電阻都高于基體，而容抗弧半徑越大則表示材料腐蝕阻力越大、Rct越大則表示腐蝕反應過程中電荷轉移速度越慢、Rf越大則表示鈍化膜越厚［22］。因此，激光熔覆涂層在電化學腐蝕過程中可以更好地抑制電荷轉移并形成更厚的鈍化膜，有效減緩腐蝕反應的發生，且隨著激光功率從1100W增加至2300W，Rct和Rf都表現為先增后減趨勢，即激光熔覆涂層的耐蝕性會隨著激光功率增加先增大后減小，在激光功率為2000W時取得最佳耐蝕性能，這與極化曲線測試結果保持一致。

 

3、結論

（1）激光功率為1100W時熔覆涂層中可見裂紋；升高激光功率至1400W~2000W，激光熔覆涂層成形質量較好，未見異常氣孔、裂紋等缺陷存在；繼續增加激光功率至2300W，激光熔覆涂層上表層區域出現孔隙缺陷。當激光功率從1100W增加至2300W，激光熔覆涂層的D、H、h和η都會隨著激光功率增加而增大。

（2）激光功率為1100W、2000W和2300W時，激光熔覆涂層都主要由α-Ti、TiNi、Ti₂Ni、TiB₂、TiC和Ce₂O₃相組成，激光功率的變化不會改變激光熔覆涂層的物相組成。不同激光功率下的激光熔覆涂層中存在顏色不同、尺寸不等、形狀不規則的第二相，熔覆涂層內部未見明顯孔洞或者裂紋等缺陷。

（3）激光熔覆涂層的顯微硬度（935.61HV~1064.29HV）都高于基體（303.24HV），磨損率都明顯小于基體材料；當激光功率從1100W增加至2300W時，熔覆涂層的顯微硬度先增大后減小、磨損率先減小后增大，顯微硬度最大值（1064.29HV）和磨損率最小值（0.38×10^-5mm³（/N·m））出現在激光功率為2000W時。當激光功率從1100W增加至2300W時，腐蝕電位先正向移動后負向移動，腐蝕電流密度先減小后增大，Rct和Rf都表現為先增后減趨勢，即激光熔覆涂層的耐蝕性會隨著激光功率增加先增大后減小。

參考文獻

[1] 謝發勤, 何鵬, 吳向清, 等. 鈦合金表面激光熔覆技術的 研究及展望[J]. 稀有金屬材料與工程, 2022, 51(4): 1514-1524. 

[2] 李勇, 王秋林, 周青, 等. 鈦合金表面激光熔覆技術研究 現狀與展望[J]. 成都航空職業技術學院學報, 2021, 37 (2): 63-65. 

[3] 秦成, 侯紅苗, 郭萍, 等. 鈦合金表面激光熔覆涂層及工 藝研究進展[J]. 鈦工業進展, 2023, 40(4): 44-48. 

[4] 李勇, 王秋林, 周青, 等. 鈦合金表面激光熔覆技術研究 現狀與展望[J]. 成都航空職業技術學院學報, 2021, 37 (2): 63-65. 

[5] 謝發勤, 何鵬, 吳向清, 等. 鈦合金表面激光熔覆技術的 研究及展望[J]. 稀有金屬材料與工程, 2022, 51(4): 1514-1524. 

[6] 趙暉, 孫旭, 杜春燕, 等. TC4合金表面激光熔覆材料研 究進展[J]. 沈陽理工大學學報, 2022, 41(1): 31-37. 

[7] 豐玉強, 杜澤旭, 胡正飛 . 鎳含量對激光熔覆鎳鈦合金 涂層組織與性能的影響[J]. 中國激光, 2022, 49(8): 238-249. 

[8] 李聰, 聶冰悅, 李虎, 等 . 汽輪機末級葉片用 SP-700 鈦 合金激光熔覆 Zr 涂層工藝參數優化[J]. 動力工程學 報, 2023, 43(4): 421-429. 

[9] Huan W, Hoon K S, Seok H K. Development and charac‐ terization of Ni60 alloy and SiC ceramic reinforced met‐ al matrix composite coating on Ti-6Al-4V using laser cladding with coaxial powder feeding system[J]. The In‐ ternational Journal of Advanced Manufacturing Technol‐ ogy, 2023, 128(5/6): 2705-2718. 

[10] 姚國林, 羅新宇, 陳子然 . Q345B鋼表面激光熔覆工藝 的 PLC 控制與涂層性能研究[J].電鍍與精飾, 2023, 45 (12): 42-48. 

[11] Miah H M, Chand S D, Malhi S G, et al. Influence of la‐ ser scanning power on microstructure and tribological be‐ havior of NI-composite claddings fabricated on TC4 tita‐ nium alloy[J]. Aircraft Engineering and Aerospace Tech‐ nology, 2023, 95(8):1165-1171. 

[12] 孫壯, 王偉, 王成, 等. 鈦合金表面激光熔覆耐磨和自潤 滑涂層的研究進展[J]. 材料保護, 2023, 56(1): 107-120. 

[13] 劉金剛, 楊建花, 王高升, 等. TC4鈦合金表面激光熔覆WC 增強鎳基復合涂層的組織及耐磨性[J]. 稀有金屬 材料與工程, 2022, 51(8): 2907-2914. 

[14] Helal M M, Singh D C, Singh G M, et al. Research on surface treatment coating on titanium alloy based on la‐ ser cladding technology[J]. SAE International Journal of Advances and Current Practices in Mobility, 2023, 5(5): 1805-1810. 

[15] 汪學靜, 周志明, 張月霞, 等. TC4鈦合金表面激光熔覆Ni60+Cu/Mo涂層的顯微組織和性能[J]. 特種鑄造及有 色合金, 2023, 43(10): 1380-1384. 

[16] Feng M J, Ma Y H, Tian Y T, et al. Microstructure and wear resistance of Ti6Al4V titanium alloy laser-clad Ni60/WC composite coating[J]. Materials, 2024, 17(1): 264-272. 

[17] Gao Z H, Zhang X, Cao S, et al. A protective SiAlN coat‐ ing on topographic surface of laser powder bed fusion manufactured Ti alloy[J]. Corrosion Science, 2023, 219: 111250-111262. 

[18] Gong Y, Wu M, Miao X, et al. Effect of CeO2 on crack sensitivity and tribological properties of Ni60A coatings prepared by laser cladding[J]. Advances in Mechanical Engineering, 2021, 13(4): 3125-3132. 

[19] 馬保山, 姜芙林, 楊發展, 等 . 激光能量密度對 Al2O3顆 粒增強 Ni60A 激光熔覆涂層組織及性能的影響[J]. 表 面技術, 2023, 52(5): 364-377. 

[20] Li Z, Zhao W, Yu K D, et al. Effect of Y2O3 on micro‐ structure and properties of CoCrFeNiTiNb high entropy alloy coating on Ti6Al4V surface by laser cladding[J]. Journal of Rare Earths, 2024, 42(3): 586-599. 

[21] Lin S P, Nie Z R, Huang H, et al. Annealing behavior of a modified 5083 aluminum alloy[J]. Materials & Design, 2010, 31(3): 1607-1612. 

[22] Fatoba S O, Jen C T. The Interplay of thermal gradient and laser process parameters on the mechanical proper‐ ties, geometrical and microstructural characteristics of la‐ ser-cladded titanium (Ti6Al4V) alloy composite coatings [J]. Metals, 2023, 13(9): 1617-1624. 

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