张旭东, 赵梓钧, 曾 琦, 刘 伟*, 孙兵兵,李 能, 高 超

（1．中国人民解放军第四七二三工厂，河北 邯郸 057150；2．中国航发北京航空材料研究院 3D打印研究与工程技术中心，北京 100095；3．湖南动力机械研究所，湖南 株洲 412002）

钛合金是目前航空发动机中广泛应用的轻质结构材料，具有高比强、高比刚和耐腐蚀等特点[1]，但随着航空发动机推重比的提高，发动机工作温度不断提高，钛合金的抗蠕变性能和高温抗氧化性急剧下降，严重限制了钛合金的高温应用[2]。镍基高温合金具有优异的高温力学性能、抗氧化性能和抗蠕变性能，常被用来制造航空发动机热端部件，满足高温服役需求，提升发动机推力[3]，但镍基高温合金密度约8.9 g/cm3，几乎是钛合金的两倍，大量使用将增加发动机质量，限制推重比的提高。若将钛合金与镍基高温合金连接起来制造航空发动机零部件，则可实现两种材料之间的优势互补，在保证发动机推力的同时，大幅度的减轻自重，提高推重比。

然而，钛合金和镍基合金的连接存在以下突出问题：（1）二者的热导率和热膨胀系数等热物理性能相差较大，连接过程中具有较大的热应力，极易产生微观裂纹甚至发生宏观断裂[4-5]；（2）Ti和Ni具有极强的亲和力（Ti在液态Ni中的溶解焓为–170 kJ/mol[6]），由Ti-Ni二元相图可知，两种元素可反应生成Ti2Ni和TiNi3等脆性金属间化合物，大幅度增加连接界面的脆性。目前，有学者已尝试选用扩散焊[7]、爆炸焊[8-9]、激光焊[10-12]及电子束焊[13-14]等方法对钛合金-镍基合金异种材料进行直接连接，但均无法避免Ti、Ni异种金属间形成脆性金属间化合物，难以实现有效连接。添加合适的中间过渡层可减少或避免脆性金属间化合物的形成，是优化钛合金-镍基合金异种金属接头组织、提高连接强度的有效方法。目前已尝试添加的中间过渡层主要有：Cu[15]、V[14]、Nb[7]、Ni[7]、V/Cu[14]、Nb/Cu[16]等。从研究结果来看，添加中间过渡层能在一定程度上改善钛合金-高温合金接头的力学性能，但目前所采用的中间层仍难以在保证较好界面结合强度的同时，还与钛合金、镍基合金具有良好的冶金兼容性。此外，由纯金属组成的中间层，其自身强度较低，限制了异种材料强度的提高。

本工作在前期实验基础上，考虑到V与Ti的无限固溶性质，选用V-15Cr合金作为TC4-GH4169异种材料的第一层中间过渡层；选用0Cr13不锈钢作为第二层中间过渡层，主要考虑到0Cr13与GH4169具有较好的冶金相容性，同时合金中的Cr含量与V-15Cr合金相当。因此，本工作以（V-15Cr）+0Cr13组成的复合层作为TC4和GH4169之间的中间过渡层，并采用激光熔融沉积工艺制备TC4-GH4169异种材料，重点探讨激光熔融沉积工艺对（V-15Cr）+ 0Cr13复合中间层界面冶金质量的影响，通过对中间层界面冶金反应的控制，避免产生脆性金属间化合物和其他冶金缺陷，以期为TC4钛合金-GH4169高温合金异种材料结构的制备提供理论和技术基础。

1 实验方法

采用厚度为8 mm的TC4钛合金板材作为激光熔融沉积的基板；采用质量比为17∶3的V、Cr纯元素混合粉为原材料，通过激光熔融沉积制备TC4与GH4169之间的第一层中间合金；选择近球形0Cr13不锈钢粉末熔覆制备第二层中间合金；选用近球形GH4169高温合金粉末作为最终熔覆材料。所用粉末粒径范围均处于53～105 μm。

采用6 kW光纤激光综合加工系统进行激光熔融沉积实验，各层的激光熔融沉积工艺参数见表1，熔覆试块的表面尺寸约为20 mm × 100 mm。在激光熔融沉积过程中，影响制件成形的主要指标参数为激光作用的体能量密度，而体能量密度与激光功率、扫描速率、送粉速率和层厚有直接关系，在其他参数一定的情况下，体能量密度与激光功率呈正比关系。本工作基于送粉式激光熔融沉积工艺，在保持其他参数不变的条件下，选择400 W、600 W和800 W三种激光功率，研究体能量密度对（V-15Cr）+ 0Cr13复合中间层界面冶金反应的影响，同时还对比研究了同轴送粉法（图1（a））和预置粉末法（图1（b））对（V-15Cr）+ 0Cr13界面冶金反应的影响。

表1 TC4-GH4169激光熔融沉积工艺参数Table 1 Process parameters of TC4-GH4169 formed by laser melting deposition

图1 不同激光熔融沉积技术示意图 （a）送粉式的激光熔融沉积工艺；（b）预置粉末的激光熔融沉积工艺Fig. 1 Schematic diagram of different laser melting deposition technologies （a）powder feeding laser melting deposition process；（b）powder presetting laser melting deposition process

将熔覆试样沿z轴方向进行线切割、研磨、抛光，并用kroll试剂（2 mL HF + 5 mL浓HNO3+ 100 mL H2O）进行腐蚀处理。采用扫描电子显微镜（SEM）对金相试样组织和剪切试样断口进行观察分析，并利用能谱仪（EDS）对中间层成分以及剪切试样断

口成分进行检测分析。采用Instron电子万能试验机进行剪切实验，评价TC4-GH4169界面强度，剪切试样形状尺寸和剪切实验加载方式分别见图2（a）和图2（b）。

图2 剪切实验说明 （a）剪切试样形状尺寸（mm）；（b）剪切实验加载方式Fig. 2 Illustration of shear test （a）shape and size of shear specimen（mm）；（b）loading mode of shear test

2 结果与讨论

2.1 激光功率对（V-15Cr）+ 0Cr13复合中间层的影响

按表1所示工艺参数，在TC4基材上依次熔覆V-15Cr、0Cr13和GH4169，当0Cr13的熔覆激光功率采用400 W时，试样的宏观形貌随熔覆层（V-15Cr→0Cr13→GH4169）的变化如图3所示。可见，在TC4上熔覆V-15Cr层时，未观察到明显缺陷；当熔覆0Cr13层时，试样已发生了翘曲；而继续熔覆GH4169层时，发生明显分层。通过宏观观察可知，分层发生在V-15Cr和0Cr13熔覆层的界面位置。进一步对TC4/（V-15Cr）和0Cr13/GH4169的界面进行了观察，分别如图4（a）和（b）所示。可见TC4/（V-15Cr）和0Cr13/GH4169界面相容性较好，没有观察到明显的金属间化合物和裂纹等冶金缺陷。

图3 熔覆0Cr13的激光功率为400 W时TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169的成形过程Fig. 3 Forming process of TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169 when the laser power of cladding 0Cr13 is 400 W

由Ti-V二元相图可知，温度在882～1670 ℃时，Ti和V元素无限互溶；同样由Fe-Ni二元相图可见，温度在912～1394 ℃时，Fe和Ni无限互溶；由于激光熔覆后的快速冷却作用，Ti-V和Fe-Ni均以固溶体的形式冷却至室温，界面附近均无脆性相存在，界面处发生良好的冶金连接。由此可知，试样发生分层的直接原因是（V-15Cr）/0Cr13界面结合质量较差，在激光熔融沉积反复热作用下，热应力不断累积，最终导致（V-15Cr）/0Cr13发生层间剥离。可见，（V-15Cr）+ 0Cr13复合中间层的界面冶金质量是影响TC4-GH4169异种材料连接质量的关键因素，需要对（V-15Cr）+ 0Cr13复合中间层的界面冶金反应进行控制。

激光熔融沉积过程中的体能量密度是影响界面冶金反应的重要因素，本工作在其他工艺参数保持不变的条件下，分别采用600 W和800 W激光功率在V-15Cr层上熔覆0Cr13不锈钢。图5为激光功率为600 W和800 W时，熔覆层的宏观形貌和界面处微观组织。由图5（a-1）和（a-2）可见，当激光功率为600 W和800 W时，0Cr13与V-15Cr熔覆层之间未观察到明显的分层现象，但界面的微观组织（图5（b-1）和（b-2））显示，两种功率下0Cr13与V-15Cr熔覆层的界面处均形成了一定数量的白色脆性相，且大部分脆性相中均存在一定数量的裂纹。采用600 W激光功率，界面处脆性相呈不连续分布，厚度尺寸约为10 μm，而800 W激光功率条件下，界面处的脆性相呈连续分布特征，厚度达到约20 μm。

图4 TC4/（V-15Cr）界面和0Cr13/GH4169界面处的微观组织Fig. 4 Microstructure of TC4/（V-15Cr）interface and 0Cr13/GH4169 interface （a）TC4/（V-15Cr）；（b）0Cr13/GH4169

图5 激光功率为600 W和800 W时0Cr13熔覆层成形情况 （1）激光功率600 W；（2）激光功率800 W；（a）熔覆层宏观形貌；（b）0Cr13与V-15Cr熔覆层间的界面处微观组织Fig. 5 Formation of 0Cr13 deposition layers under laser power of 600 W and 800 W （1）laser power 600 W ；（2）laser power 800 W ；（a）macro morphology of cladding layers ；（b） microstructure of interfaces between 0Cr13 layer and V-15Cr layer

由Fe-V二元相图（图6）可推断，0Cr13与V-15Cr熔覆层之间的脆性相为σ相（图5（c）和（d）），其产生原因可能是异种材料发生非平衡冶金[17]，在激光熔融沉积过程中，高能激光束在已沉积的V-15Cr基材上形成微小激光熔池，同时0Cr13粉末被送入该熔池中，与V-15Cr发生冶金反应，由于表面张力驱动熔池流体流动，并且熔池不同区域温度梯度引起液态强对流现象，使得熔池中主要的Fe与V均匀分布于熔池中。根据Fe-V相图可知，当熔池中V元素含量约在35%～55%（质量分数，下同）时，凝固后就会形成脆性σ相。可见，只有避开上述成分范围，才能减少或避免脆性σ相的形成。

控制熔池内部Fe与V比例的关键在于控制激光熔融沉积过程中的稀释率。稀释率为熔化的基体材料在整个熔融区域中所占的百分比，通常可以用熔覆层横截面中的面积测量比值进行计算[18]，如式（1）所示：

结合熔覆层横截面示意图（图7），式（1）中ŋ为稀释率；Smelt和Sclad分别为横截面中基体熔化面积和熔覆层熔化面积；d和h分别为横截面中熔池深度和熔覆层高度；W为横截面中熔化区域宽度。激光熔融沉积过程中，在固定的扫描速度和送粉速率下，激光功率决定了粉末与基体吸收的总能量。在粉末吸收能量达到饱和的情况下，随着激光功率增大，粉末不再吸收能量，熔覆层厚度h基本不再变化，而基体吸收能量增多，熔池深度d变大，稀释率ŋ增大。

图6 Fe-V二元相图Fig. 6 Fe-V binary phase diagram

图7 熔覆层横截面示意图Fig. 7 Schematic diagram of cross section of cladding layer

激光熔融沉积稀释率对（V-15Cr）/0Cr13界面的影响规律如图8所示。当激光功率为400 W时，热输入较低，绝大部分激光能量被粉末吸收，这使V-15Cr基体难以发生熔化，从而导致（V-15Cr）/0Cr13之间的稀释率过低，0Cr13与V-15Cr以机械结合为主，在热应力作用下，二者之间易发生分层，如图8（a）所示；当激光功率为800 W时，热输入过高，粉末吸收能量达到饱和后，仍有过多的能量作用于基体表面，形成较深的熔池，从而导致熔覆过程中的稀释率过高，当稀释率达到30%～60%时，熔池中的Fe与V含量比例处于形成σ相的比例范围（V：35%～55%），如图8（c）所示，这种脆性σ相极易成为（V-15Cr）/0Cr13界面裂纹的萌生处，这将导致界面结合质量变差；当激光功率为600 W时，作用于基体表面的能量减少，熔池深度变小，稀释率降低，如图8（b）所示，相比于800 W激光功率的界面，其σ相离散分布，厚度减小。

图8 稀释率对（V-15Cr）/0Cr13界面结合的影响示意图 （a）稀释率为0%～10%；（b）稀释率为10%～20%；（c）稀释率为30%～60%Fig. 8 Schematic diagram of the influence of dilution ratio on（V-15Cr）/0Cr13 interface bonding （a）dilution ratio is 0%-10%；（b）dilution ratio is 10%-20%；（c）dilution ratio is 30%-60%

2.2 预置粉末法对（V-15Cr）+ 0Cr13复合中间层的影响

为实现将0Cr13与V-15Cr的之间稀释率稳定控制在10%～20%的范围内，本工作在激光功率为600 W的条件下，进一步采用预置粉末的激光熔融沉积工艺在V-15Cr层上熔覆0Cr13，并使激光焦点位于V-15Cr层上。制备的TC4 +（V-15Cr）+0Cr13 + GH4169结构的宏观形貌和微观组织分析分别见图9和图10。

图9 优化后的TC4-GH4169异种材料连接成形Fig. 9 Optimized cladding forming of TC4-GH4169 dissimilar material

由图9可见，优化后的TC4-GH4169异种材料试样没有出现明显的宏观缺陷。界面显微组织分析结果表明（图10），（V-15Cr）/0Cr13的界面处未观察到明显的脆性相，界面成分分析结果可知，相邻层之间发生了明显的元素扩散，此外，（V-15Cr）+0Cr13复合中间层有效阻隔了Ti与Ni元素的扩散。

上述工艺优化实质上是通过改变工艺方法来控制稀释率，同时还保证0Cr13和V-15Cr发生冶金结合。如图1（a）所示，在送粉式激光熔融沉积过程中，V-15Cr合金基体在激光作用下不可避免地形成较深的熔池，0Cr13粉末在送粉气的作用下送入熔池，极易导致较高的稀释率，从而在界面处形成σ相。在预置粉末的激光熔融沉积工艺过程中，激光作用在预置的0Cr13粉末上，首先熔化0Cr13粉末，然后透过0Cr13粉末层，作用到V-15Cr层上，使V-15Cr层仅发生较浅表层熔化，并与熔融的0Cr13层结合，如图1（b）所示。这种方法避免了在V-15Cr层中形成深的熔池，同时也由于0Cr13粉末层的热障作用，降低激光能量对V-15Cr层的影响，从而容易获得较低的稀释率。

图10 工艺优化后激光熔融沉积TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169界面组织及成分分布 （a）宏观形貌；（b）0Cr13/GH4169界面；（c）（V-15Cr）/0Cr13界面；（d）TC4/（V-15Cr）界面Fig. 10 Structure and composition distribution of the laser melting deposited TC4 +（V-15Cr）+ 0Cr13 + GH4169 interfaces after optimization （a）macro-structure；（b）0Cr13/GH4169 interface；（c）（V-15Cr）/0Cr13 interface；（d）TC4/（V-15Cr）interface

此外，V-15Cr熔点高达1900 ℃左右，而0Cr13的熔点约为1400～1500 ℃，两者相差约400 ℃。在预置粉末的激光熔融沉积过程中，本工作通过调节激光聚焦位置，如图11所示，使激光焦点位置由0Cr13粉末层表面下移至V-15Cr层表面，提高了V-15Cr层表面的激光能量密度，同时降低了作用在0Cr13粉末层的激光能量，使得激光能量密度分布（图12）与材料熔点相匹配，进而获得具有良好冶金结合的（V-15Cr）/0Cr13界面。

图11 不同聚焦位置示意图 （a）激光焦点位于0Cr13粉末层表面；（b）激光焦点位于V-15Cr层表面Fig. 11 Schematic diagram of different focus positions （a）laser focus on 0Cr13 powder bed surface；（b）laser focus on V-15Cr cladding layer surface

图12 激光焦点位于V-15Cr层表面时的激光能量分布示意图Fig. 12 Schematic diagram of laser energy distribution when the laser focus is on V-15Cr cladding layer surface

2.3 力学性能

激光熔融沉积TC4钛合金的剪切强度和本工作工艺优化后制备的TC4-GH4169的剪切强度如表2所示，可知，激光熔融沉积TC4钛合金的剪切强度平均值为493 MPa，激光熔融沉积TC4-GH4169的界面强度平均值达到299 MPa，界面强度系数约为0.61。

TC4-GH4169剪切试样断口见图13，断口存在大量的台阶以及河流花样。由成分分析结果（表3）可知，断口主要元素为V元素，同时存在少量的Cr、Ti元素，断裂主要发生于V-15Cr合金层，由于V-15Cr合金为BCC晶体结构，在剪切应力状态下，易呈现解理断裂。同时也表明本工作通过对（V-15Cr）/0Cr13界面的冶金控制，有效避免了脆性σ相，大幅度提高了界面性能，使得（V-15Cr）/0Cr13界面不再是TC4-GH4169异质合金结构的性能薄弱区。

图13 TC4-GH4169剪切试样断口形貌 （a）断口宏观形貌；（b）断口微观形貌Fig. 13 Fracture morphology of TC4-GH4169 shear specimen （a）macroscopic fracture morphology；（b）microscopic fracture morphology

表2 激光熔融沉积TC4钛合金和TC4-GH4169剪切强度Table 2 Shear strength of TC4 titanium alloy and TC4-GH4169 formed by laser melt deposition

表3 TC4-GH4169剪切试样断口不同区域化学成分分析结果Table 3 Analysis results of chemical composition in different fracture zones of TC4-GH4169 shear specimen

3 结论

（1）采用激光熔融沉积工艺，设计（V-15Cr）+0Cr13作为中间过渡层，连接TC4钛合金和GH4169高温合金异种材料。（V-15Cr）+ 0Cr13复合中间层的界面冶金质量是影响TC4-GH4169异种金属连接质量的关键因素。

（2）对于送粉式激光熔融沉积工艺，相比于激光功率400 W和800 W，当激光功率为600 W时，0Cr13和V-15Cr间无分层现象，稀释率适中，界面处脆性σ相断续存在，厚度变薄，且裂纹数量减少。

（3）在激光熔融沉积0Cr13时，采用预置粉末的激光熔融沉积工艺，并使激光焦点聚焦于V-15Cr层表面，可进一步降低稀释率，有效避免了界面σ相，剪切实验中断裂发生在V-15Cr合金层，TC4-GH4169的界面强度平均值达到299 MPa，界面强度系数达到0.61。