Microstructure and properties of TC4 laser cladding coating on Ti811 titanium alloy surface
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摘要: 按照CFM56系列发动机维修手册的建议，在Ti811合金表面采用同步送粉激光熔覆技术，以TC4合金粉末为原料，制备出均匀致密、无气孔和裂纹等缺陷的激光熔覆层. 分析涂层的宏观形貌、微观组织结构和组织相变过程，测试涂层的显微硬度和摩擦磨损性能. 结果表明，扫描电镜下涂层微观组织呈现魏氏体结构特征，涂层显微硬度相比基材有所提高，主要原因是涂层中的针状马氏体α'有一定的强化作用；涂层中弥散分布的纳米颗粒Ti3Al的沉淀强化和弥散强化等作用也在一定程度上提高了涂层的显微硬度；熔覆层的磨损机制为磨粒磨损和黏着磨损的复合磨损机制.Abstract: According to the proposal of CFM56 series engine maintenance manual, the fine coating without pores and cracks was prepared by laser cladding with TC4 powders with coaxial powder synchronous feeding on the surface of Ti811 alloy. The macroscopic morphology, microstructure and phase transformation of the coating were analyzed, and the microhardness and wear friction properties of the coating were tested. The results indicated that the microstructure of the coating showed an obvious widmanstatten structural characteristic under scanning electron microscopy; the microhardness of the coating was improved compared with that of the substrate. The main reason was that the acicular martensite α' in the coating had a certain strengthening effect on the coating; at the same time, the precipitation strengthening and dispersion strengthening of nanoparticles Ti3Al dispersing in the coating improved the microhardness to a certain extent. The wear mechanism of laser cladding layer was abrasive wear and adhesive wear.
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Keywords:
- Ti811 /
- laser cladding /
- acicular martensite /
- Ti3Al /
- microhardness
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0. 序言
目前，铝合金搅拌摩擦焊(friction stir welding, FSW)构件已被应用于航空航天、交通运输领域. 但由于接头组织易出现薄弱区[1]，导致其力学性能的波动较大，性能不稳定，其中疲劳性能就是很重要的一个方面. 许多学者对搅拌摩擦焊接头的疲劳行为进行了研究. 如Tran等人[2]研究了AA6063-T5铝合金搅拌摩擦焊接头焊接态、热处理态各区域在常温和200 ℃条件下的疲劳裂纹扩展行为. 王希靖等人[3]对A7075-T651铝合金搅拌摩擦焊接头焊核区和热影响区进行了疲劳裂纹扩展速率试验，研究了热影响区沉淀相的粗化及溶解对疲劳裂纹扩展速率的影响. Zou等人[4]结合试验和数值模拟研究了应力场强度因子对7075-T6铝合金搅拌摩擦焊接头各微区的疲劳裂纹扩展行为的影响. 以上从材料的微观组织、存在的应力状态、构件服役条件等因素研究了搅拌摩擦焊接头的疲劳性能，但疲劳试验加载频率都比较高，而对高强铝合金搅拌摩擦焊接头在低频率下的疲劳行为研究的比较少. 文中以高强铝合金7050-T76 FSW接头为研究对象，对接头不同微区进行低周疲劳试验，研究各微区疲劳裂纹扩展行为，为7050铝合金FSW接头的疲劳性能提供更充分的理论依据.
1. 试验
试验材料选用厚度为5 mm的7050铝合金轧制态板材，其主要化学成分为5.7% ~ 6.7% Zn，1.9% ~ 2.6% Mg，2% ~ 2.6% Cu，0.08% ~ 0.15% Zr，≤ 0.15% Fe，≤ 0.12% Si，≤ 0.1% Mn，≤ 0.06% Ti，≤ 0.04% Cr，余量为Al. 该材料轧制态的平均抗拉强度为512.1 MPa，平均屈服强度为458.3 MPa，断后伸长率为8.6%.
搅拌摩擦焊试验板材尺寸为200 mm × 100 mm × 5 mm，搅拌头为带有螺纹的圆柱形搅拌头，轴肩直径为18 mm，搅拌针直径为5 mm，长度为4.7 mm. 焊接工艺参数：搅拌头转速为900 r/min，焊接速度为100 mm/min，下压量为0.2 mm，搅拌头倾斜角度为2°，沿垂直板材轧制方向进行对接焊，得到成形良好且无缺陷的接头.
根据GB/T 6398—2000《金属材料疲劳裂纹扩展速率试验方法》，采用紧凑拉伸(CT)标准试样进行疲劳裂纹扩展速率试验. 疲劳试样尺寸如图1所示，疲劳试样上将v形缺口分别开于焊核中心区域(NZ)、距离焊核中心5 mm的前进侧热力影响区(AS-TMAZ)以及后退侧热力影响区(RS-TMAZ). 试验前用砂纸打磨表面，消除表面加工毛刺. 疲劳试样首先在10 Hz频率下预制2 mm裂纹，随后在恒定的载荷振幅控制下，最大载荷为1.5 kN、应力比R = 0.1和频率为10 Hz的条件下进行疲劳裂纹扩展速率试验，使用柔度法测定裂纹长度. 为了进行比较，还对母材(BM)进行了对比试验. 根据递增多项式法获得裂纹长度与循环次数数据，计算疲劳裂纹扩展速率(da/dN)与应力强度因子范围(ΔK)的关系. 疲劳裂纹扩展路径跟踪试验是在相同试验参数下，规定疲劳循环周次达到70000次时结束试验. 利用Quanta FEG-450扫描电子显微镜跟踪FSW接头各微区的疲劳裂纹扩展路径，观察断裂面特征，使用SEM，EBSD技术对裂纹进行观察.
2. 结果与分析
2.1 疲劳裂纹扩展速率
图2为接头不同微区的疲劳裂纹扩展速率与应力强度因子范围之间的关系图. 可以看出在应力场强度因子相同时，FSW接头不同微区的疲劳裂纹扩展速率均高于母材. 各微区的裂纹扩展速率表现出明显差别，焊核区的疲劳裂纹扩展速率最快，热力影响区的疲劳裂纹扩展速率相对较慢，且后退侧裂纹扩展速率还要慢于前进侧. 主要原因是焊核区晶粒尺寸细小，裂纹扩展尖端塑性区域尺寸较小，导致塑性诱导裂纹闭合的作用不明显[5]. 前进侧和后退侧热力影响区的微观组织既有细小晶粒又有粗大晶粒，只是后退侧晶粒尺寸变化比较缓和，前进侧热力影响区晶粒被拉长且晶粒尺寸变化显著. 另外，应力测试试验[6]证实沿焊接板水平方向上前进侧热力影响区的残余拉应力要大于后退侧热力影响区，因此在微观组织与残余应力的综合作用下，前进侧热力影响区的疲劳裂纹扩展速率要高于后退侧.
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图 2 FSW接头各微区的da/dN-ΔK曲线图Figure 2. The da/dN-ΔK curves of FSW joints in different location2.2 疲劳裂纹扩展路径
焊核区、前进侧热力影响区和后退侧热力影响区的疲劳裂纹扩展路径如图3所示.从图3a可以看出焊核区的裂纹扩展方向基本垂直于拉应力方向，路径相对笔直且平滑，无明显的裂纹偏转，表明该区域裂纹在扩展过程中遇到的阻力较小，裂纹扩展速率快. 前进侧热力影响区的裂纹扩展如图3b所示，方向逐渐偏离于预置的裂纹方向，且扩展路径出现了较明显的偏转，导致裂纹生长扩展的有效驱动力降低. 后退侧热力影响区的裂纹扩展路径变的曲折了，如图3c所示，扩展过程中裂纹产生了分支，需要消耗更多的能量，降低裂纹扩展驱动力，减缓疲劳裂纹扩展速率.
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图 3 FSW接头不同区域疲劳裂纹扩展路径Figure 3. Paths of fatigue crack growth at different positions of FSW joints. (a) NZ；(b) AS-TMAZ；(c) RS-TMAZ对FSW接头不同区域的上表面疲劳裂纹扩展路径进行细微观察，如图4所示，各微区裂纹均有沿晶和穿晶方式的扩展. 相比较而言，焊核区沿晶和穿晶混合扩展的比例更高. 当裂纹扩展遇到晶界时，其扩展方向会发生改变，表现为裂纹的偏转. 裂纹的偏转有两种方式[7]，一是裂纹穿过晶界发生偏转，如图4b所示；另一个是裂纹沿晶界的偏转，如图4c所示. 当裂纹扩展遇到晶界时，如果相邻两个晶粒间的晶界是小角度晶界，裂纹穿过晶界进入下一个晶粒的阻力就小. 如果相邻两个晶粒的晶界是大角度晶界，那么晶界附近的应变协调能力就差，裂纹穿过晶界向前扩展的阻力较大，裂纹前端的位错将在晶界附近大量塞积，造成应力集中，容易使晶界开裂，裂纹就沿着晶界进行扩展. 由于晶粒之间存在取向差，相邻晶粒的优先断裂面会有一定偏差，如图4a，4b所示，裂纹穿过晶界偏转角度明显不同[8].
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图 4 FSW接头不同位置疲劳裂纹扩展微观路径Figure 4. Microscopic path of fatigue crack growth at different positions of FSW joint. (a) NZ；(b) AS-TMAZ；(c) RS-TMAZ对5 mm厚的板材而言，焊核区开“V”形缺口处从表面到底部基本都是细小等轴晶粒；而热力影响区开“V”形缺口处从表面往下经过了焊核区、热力影响区及热影响区，组织较为复杂. 上表面晶粒细小，裂纹呈沿晶和穿晶混合方式扩展，从上表面往下表面，晶粒弯曲变形、粗化，也会导致裂纹扩展形式发生改变. 图5所示为前进侧热力影响区位置距离上表面2.5 mm处的裂纹扩展路径的晶粒取向图. 可以看出该区域晶粒比较粗大，裂纹以穿晶形式进行扩展，扩展到晶界后，由于相邻晶粒之间存在取向差(图6)，裂纹则沿相邻晶粒斯密特因子最高的滑移面进行扩展，因此发生一定程度的偏转.
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图 6 裂纹在晶界偏转处相邻晶粒取向差Figure 6. Adjacent grain misorientation of crack is deflected at the grain boundary. (a) trace 1；(b) trace 2图7为图5中裂纹附近区域及无裂纹区域的晶体微取向差变化情况. 可以看出在裂纹附近区域，沿迹线3的晶体微取向差最大达到6°，而在无裂纹区域，沿迹线4的晶体微取向差最大为1.6°. 说明裂纹扩展经过晶粒时，会使裂纹附近区域发生塑性变形，造成晶体点阵的畸变，证明了晶体塑性变形机制在裂纹扩展中起着重要作用.
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图 7 裂纹附近区域及无裂纹区域的晶粒取向差变化情况Figure 7. Change of grain misorientation in the area near the crack and the area without crack. (a) trace 3；(b) trace 42.3 疲劳断口形貌特征
FSW接头疲劳断口宏观形貌与一般试样的疲劳断口类似，有疲劳裂纹扩展初期、疲劳裂纹稳态扩展区和瞬断区3个. 进行试验前先预制裂纹，目的是为了制造一个平直裂纹，使后续进行的裂纹扩展速率试验不受裂纹前端形状变化或预制裂纹力变化的影响. 疲劳裂纹起源于预制裂纹处，垂直于正应力方向向前扩展. 疲劳裂纹扩展初期和稳态扩展区断口平面比较平直光滑，这是由于前期疲劳裂纹扩展速率较低，扩展过程中，裂纹张开闭合导致断口表面相互摩擦，所以该区一般比较平直光滑. 瞬断区断口则较为粗糙，类似于静载拉伸时的断口形貌，文中对疲劳断口瞬断区微观形貌不作详细研究.
图8是疲劳裂纹扩展初期的微观断口形貌. 焊核区断口表面比较平整，由于该区域晶粒细小，断口均匀分布着晶粒尺寸大小的断裂平面，且在断裂平面上发现有疲劳辉纹(图8a). 前进侧与后退侧热力影响区位置疲劳裂纹扩展初期的断口上出现很多台阶状的断裂小平面，断裂平面沿着不同方向向前扩展，局部裂纹扩展路径出现了偏转曲折现象，进一步提高了疲劳裂纹扩展阻力，但最终的扩展方向大致还是一致的，裂纹扩展形式以穿晶扩展为主. 对断裂平面进行高倍观察，在断裂平面上没有发现疲劳辉纹，而是出现了轮胎压痕花样(图8b，8c)，这是裂纹在扩展过程中匹配断面上的棱角、夹杂颗粒及第二相颗粒在循环载荷作用下进行跳跃式向前运动留下的痕迹样[9].
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图 8 接头不同区域疲劳裂纹扩展初期的断口形貌Figure 8. Fracture morphology of joints in different zone at the initial stage of fatigue crack propagation. (a) NZ；(b) AS-TMAZ；(c) RS-TMAZ图9为接头不同位置疲劳裂纹稳态扩展区的断口形貌. 焊核区的断口形貌同裂纹扩展初期类似. 热力影响区位置的台阶状断裂平面尺寸要明显大于裂纹扩展初期，说明在裂纹稳态扩展区热力影响区位置的疲劳裂纹扩展速率增大. 从图9a ~ 9c中发现所有位置的断口表面均出现了明显的疲劳辉纹，疲劳辉纹可以从一个平面转移到另一个平面，当裂纹扩展越过晶界时会发生偏转，此时晶界两侧的疲劳辉纹呈现一定的夹角[10]. 随着裂纹扩展速率的增大，容易产生二次裂纹，它往往与疲劳辉纹平行，但其扩展深度大. 此外还发现在二次裂纹扩展处有较大的孔洞，这些孔洞是由于第二相颗粒在循环载荷作用下剥落所致，孔洞的形成促进二次裂纹的产生.
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图 9 接头不同区域疲劳裂纹稳态扩展区的断口形貌Figure 9. Fracture morphology of joints in different positions of fatigue crack stable growth stage. (a) NZ；(b) AS-TMAZ；(c) RS-TMAZ3. 结论
(1) FSW接头不同位置的疲劳裂纹扩展速率均高于母材；焊核区位置晶粒细小，疲劳裂纹扩展速率最快；热力影响区位置的微观组织由细小晶粒和粗大的变形晶粒组成，且前进侧热力影响区的微观组织相对后退侧热力影响区，其大小晶粒过渡更显著，使前进侧热力影响区位置的疲劳裂纹扩展速率要高于后退侧.
(2) 焊核区位置的疲劳裂纹呈沿晶和穿晶混合方式扩展，热力影响区位置的裂纹则主要以穿晶形式进行扩展；裂纹的偏转及裂纹分支的产生都会降低疲劳裂纹的扩展速率.
(3) 疲劳裂纹扩展初期，焊核区位置断口分布着晶粒大小的断裂平面，有疲劳辉纹出现；热力影响区位置断口则没有疲劳辉纹，而是出现了轮胎压痕花样. 疲劳裂纹稳态扩展期，裂纹扩展速率增高，焊核区和热力影响区位置断口均出现了疲劳辉纹，且都产生了二次裂纹.
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