基体预热对激光熔覆制备Al2O3-ZrO2陶瓷涂层裂纹敏感性的影响
2022-03-31王冉王玉玲姜芙林杨发展
王冉，王玉玲，姜芙林，杨发展
基体预热对激光熔覆制备Al2O3-ZrO2陶瓷涂层裂纹敏感性的影响
王冉，王玉玲，姜芙林，杨发展
（青岛理工大学，山东 青岛 266000）
为了解决钛合金表面制备Al2O3-ZrO2陶瓷涂层存在的陶瓷涂层脆性大、易开裂等问题，有效增强钛合金耐高温、耐磨损性能，扩大其在高温、重载等严苛条件下的使用范围，通过基体预热方式对在钛合金表面制备的Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆层的裂纹敏感性进行改善，通过进行熔覆试验和对熔覆层微观组织形貌分析、性能测试分别评价不同预热温度对熔覆层裂纹敏感性的影响，还进一步通过有限元分析软件建立热力耦合模型，从理论的角度探究基体预热影响熔覆层裂纹敏感性的作用机理。实验发现经基体预热，熔覆层裂纹数量明显减少，测得基体预热200 ℃时，熔覆层断裂韧性得到明显提高，从4.7 MPa·m½提高至8.1 MPa·m½，熔覆层显微组织发生了由等轴晶、柱状晶向条状枝晶、胞状晶的转变。根据不同预热温度下的热力耦合结果发现，随着预热温度的升高，熔覆层中的残余应力明显减小，降低了熔覆层内部的应力集中，从而抑制了熔覆层的开裂行为。采取基体预热的方式可明显降低熔覆层内的残余应力，改善熔覆层裂纹的敏感性，增强熔覆层的韧性，预热200～300 ℃时对熔覆层性能的改善效果最为明显，可以为实际生产制造陶瓷涂层过程中抑制裂纹发生提供切实可行的参考依据。
激光熔覆；裂纹控制；数值模拟；陶瓷涂层；基体预热；热力耦合
钛合金是一种性能优良的合金材料，具有屈强比高、比强度高和耐腐蚀性较好等特点，在航空航天、化学工业、海洋和生物医疗等诸多领域均得到了广泛应用[1-5]。由于钛合金具有摩擦性能较差、硬度较低、抗高温氧化性能较差等缺陷，因此使其在航空航天等高温、高速冲击使役条件下的进一步应用受到严格限制[6-7]。为了解决这一难题，国内外研究人员通过各种表面处理技术来提高钛合金的性能，通常采用激光熔覆、物理气相沉积（PVD）、激光表面重熔和化学气相沉积（CVD）等先进技术[8-11]。其中，采用激光熔覆技术制备的熔覆层具有相对较为致密的微观结构、与基体结合强度高等优点，从而得到了快速的发展和广泛的应用。特别是金属基陶瓷涂层，不仅具备耐磨性高、硬度高等优点，同时又兼具金属基体韧性高等诸多特点，在航空航天、海洋化工等极端恶劣且多元复杂的环境中具有广阔的应用前景。LI S N等[12]成功在钛合金表面制备了Ti/SiC梯度涂层，随着SiC含量的增多，梯度涂层的显微硬度逐渐增大，其最外层显微硬度达到1607.9HV，大约是钛合金基体的4～5倍。ZHU Z C等[13]通过制备铁基合金/Ti3SiC2（20%）复合涂层，使其显微硬度达到纯铁基合金的1.7倍。LI C G等[14]通过添加Al2O3、TiO2等陶瓷增强相元素成功在钛合金表面制备了高硬度耐磨涂层，由于复合涂层中生成了Ti3AlC2等增强相，能够防止涂层在磨损实验中出现严重的磨损损伤，从而改善了钛合金的耐磨性。
由于激光熔覆具有快热速冷的显著特点，使熔覆层与基体之间存在较大的温度梯度，加上金属基体与陶瓷熔覆层材料之间热膨胀系数的差异，从而导致热应力的产生，易发生裂纹、气孔等缺陷，严重影响了熔覆层的质量和使用效果[15]。为了提高钛合金在高温重载工况下的力学、物理性能，文中选用耐磨性和耐高温性能均较好的Al2O3-ZrO2陶瓷作为涂层材料，同时又从降低陶瓷涂层裂纹敏感性的角度出发，通过基体预热的方式来降低Al2O3-ZrO2陶瓷涂层的裂纹敏感性，增强熔覆层抵抗裂纹失稳扩张的能力，进一步分析总结熔覆层的微观组织特性，并对采用基体预热方式来抑制涂层开裂的作用机理进行理论探究。
1 Al2O3-ZrO2陶瓷涂层裂纹的产生 机理
Al2O3-ZrO2陶瓷涂层开裂的原因主要是熔覆过程中产生的内应力超过了材料的屈服极限。内应力主要分为3种：热应力、约束应力、组织应力，热应力对形成熔覆层裂纹的影响最大[16]。为了探究Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆层裂纹产生的机理，建立了有限元模型，以找出熔覆过程中温度的变化规律和应力分布特点。
1.1 激光熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂层过程有限元模型的建立
1.1.1 模型基本假设
模型基本假设：材料各向同性；忽略材料的气化；不考虑粉末对激光的折射与反射；忽略相变潜热的影响。
1.1.2 几何模型及网格
模型由钛合金基体和Al2O3-ZrO2熔覆层组成，基体尺寸为70 mm×15 mm×6 mm，熔覆层厚度为1 mm，模型建立及网格划分结果如图1所示。在熔覆层截面定义、、、、等5个节点，并选取路径、、具体进行分析，节点和路径的设置如图2所示。
图1 模型建立与有限元网格划分
图2 主要研究节点路径示意
1.1.3 模型材料和边界条件设置
Ti-6Al-4V和Al2O3-ZrO2材料的热物理参数参见文献[17-18]。采用APDL语言将高斯移动热源定义于熔覆层上表面，初始时刻熔覆层所有单元定义为“死”单元，后续每一时间步的计算过程中，随着激光热源的移动，逐步激活后续单元，并纳入计算。
采用正交实验优化获得了数值模拟的工艺参数：激光功率为1800 W，扫描速度为3 mm/s，光斑直径为4 mm。基体和熔覆层与外界的热交换主要通过热对流和热辐射等2种方式，边界条件见式(1)[19]。
式中：为导热系数；为复合换热系数；为周围介质温度；0为环境温度；n、n、n为试样边界外法线方向余弦。
1.1.4 温度场分析
钛合金表面激光熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂层横断面温度分布云图见图3，熔覆过程最高温度可达3228 ℃。为明确在熔覆过程中基体与熔覆层温度梯度的差异，选取图2所示路径为研究对象，分析该路径温度的变化趋势，结果如图4所示。结合二者可以看出，由于在顶部施加激光移动热源，所以自熔覆层顶部至基体的温度呈阶梯状分布，且二者之间存在较大的温度梯度，路径的温度梯度约为691 ℃/mm。
图3 熔覆过程温度场分布
图4 路径AC温度变化趋势
1.1.5 应力场分析
在熔覆后冷却阶段，熔覆层在方向（图2所示路径）的残余应力分布见图5。由图5可知，路径残余应力曲线波动较剧烈，最大残余应力发生在结合区附近（距节点0.02 mm），其值为3.88 GPa。随着与基体距离的增加残余应力值逐渐降低，在熔覆层顶端（节点）再次出现残余应力极值点，其值为1.74 GPa。熔覆层在方向（图2所示路径）的残余应力分布见图6，残余应力主要在熔覆层两端（、节点）呈现集中分布，其值分别为409 MPa和394 MPa。
图5 路径AB残余应力曲线
图6 路径残余应力曲线
Fig.6 Residual stress curve of path
1.2 不同类型裂纹的产生机理
为了进一步明确熔覆层不同位置处裂纹的产生机理，经过大量的重复实验，对熔覆层裂纹类型进行了分类，将熔覆层裂纹大致分为3类：纵向裂纹、人字形裂纹、横向圆弧状裂纹。
1.2.1 纵向裂纹
根据大量重复试验裂纹分布的统计结果可知，纵向贯穿裂纹、纵向非贯穿裂纹的始裂位置都集中在熔覆层表面和近表面处，为表述方便将其统一称为纵向裂纹，如图7所示。在钛合金表面熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂层过程中出现纵向裂纹的主要原因：结合熔覆层在方向的残余应力仿真结果（图5）可知，表层熔覆层处存在残余应力峰值，表层处属于应力集中点；由于该实验采用预置粉末的形式进行，当激光辐照时，最表层熔覆层粉末发生了部分气化，气化的粉末材料沿着激光入射方向反向高速喷出，根据物体动
量守恒定律，气化的材料会在表面形成反冲击力，表层熔覆层在冲击力的作用下会产生微裂纹；熔覆层材料和钛合金基体中含有少量Fe、Si、C等杂质，这些杂质相在热流作用下，易在熔覆层上部发生偏聚，同时由于激光熔覆冷却过程极快，熔池中含有的部分气泡来不及上浮，留在了熔覆层内部，杂质相与气孔处均易形成裂纹萌生源，在上述2种力的作用下产生裂纹源，继续向下拓展，且裂纹的拓展方式主要为穿晶断裂，纵向裂纹萌生与拓展过程如图8所示。
1.2.2 人字形裂纹
人字形裂纹与上述竖向裂纹的萌生阶段类似，区别在于在后续裂纹拓展过程中，裂纹遇到部分大晶粒的阻隔。由于Al2O3、ZrO2粉末极易发生团聚（如图9中EDS面扫描结果所示），因此当主裂纹遇到大颗粒Al2O3的阻隔时，改变了裂纹的传播方向，向多个方向进行二次拓展，并且裂纹的尺寸变小，强度减弱，形成过程如图10所示。
1.2.3 横向圆弧状裂纹
横向圆弧状裂纹多始于熔覆层与基体左右两侧端点的结合处，如图11所示。结合熔覆层在方向上的残余应力仿真结果（图6）来看，、处出现了残余应力峰值，结合1.2.1中所述，气孔缺陷易在熔覆层中上部发生，因此裂纹极易由此处萌生。由于裂纹总是沿着最有利于自身拓展的方向进行传播，钛合金基体相较于陶瓷熔覆层而言，结构较均匀、致密性良好，所以裂纹不再继续向下穿过基体拓展，而是沿着脆性陶瓷相与基体的结合区域进行拓展，且裂纹的拓展方式主要为穿晶断裂，横向圆弧状裂纹形成过程如图12所示。
图7 纵向裂纹
图8 纵向裂纹形成过程示意
图9 人字形裂纹
图10 人字形裂纹形成过程示意
图11 横向圆弧状裂纹
图12 横向圆弧状裂纹形成过程示意
通过上述分析发现，熔覆层的不同裂纹类型产生的原因：在激光熔覆过程中，较大的温度梯度会引起残余应力集中分布，而熔覆层中的残余应力主要以热应力为主。热应力的表达见式(2)[20]。
式中：c和s分别为复合涂层和基体的弹性模量；c和s分别为涂层和基体材料的热膨胀系数；c和s分别为熔覆层和基体的高度；为泊松比；∆为熔覆时温度与初始温度的差值。
根据式(2)可知，通过预热基体的方式可以减小熔覆层与基体之间的温度梯度，进而减小熔覆层中的热应力，因此文中通过采取基体预热的方式来抑制钛合金表面Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆层的开裂。
2 实验
2.1 材料和设备
实验选用钛合金（Ti-6Al-4V）作为基体材料，尺寸为70 mm×15 mm×6 mm，主要元素的含量（均用质量分数表示）：Al 5.5%～6.7%，V 3.5%～4%，Fe≤ 0.3%，O≤0.2%，Si≤0.15%，C≤0.1%，N≤0.05%，H≤0.015%，余量为Ti。在实验前将基体分别用150#、400#和600#的砂纸打磨，再用超声波清洗机清洗20 min，以达到去除基体表面油污和碎屑，提高激光吸收率的目的。选用Al2O3（40～106 μm）和稳定的ZrO2（1～5 μm，质量分数为8%）作为熔覆层材料，质量比为6∶4，实验前将混合均匀的Al2O3-ZrO2粉末放在100 ℃的烘干箱中烘烤1 h。
采用MCH高温陶瓷加热片对基体进行预热，并通过PID温控仪表实现不同温度下的预热，预热设备如图13所示。激光熔覆实验采用ROFIN公司（德国）生产的FL 020型激光器，最大输出功率为2 kW。机械手采用德国KUKA公司生产的KR30-3型6轴机器人，实验装置示意如图14所示。选用正交实验优化获得了工艺参数，激光功率为1800 W，扫描速度为3 mm/s。采用能量分布为高斯分布的圆形光斑，光斑直径为4 mm，采用单道激光熔覆形式，利用自制铺粉模具进行粉末预置，铺粉宽度和厚度分别为12、1 mm。
图13 基体预热设备
图14 激光熔覆装置
2.2 实验方案
为了研究基体预热对Al2O3-ZrO2陶瓷开裂敏感性的影响，文中采用单因素实验探究法进行实验，选择基体无预热、预热100 ℃、预热200 ℃和预热 300 ℃等4组参数进行研究，工艺参数均采用上述最优工艺参数进行激光熔覆实验。在进行熔覆实验后，使用金刚石线切割机沿垂直于激光扫描的方向进行切割，将试样加工成尺寸为15 mm×15 mm×6 mm的试样，依次经过600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂纸的打磨、抛光，然后使用体积比为1∶1∶10的氢氟酸、硝酸和水的混合溶液腐蚀试样，并制成金相试样。采用扫描电镜观察熔覆层的形貌，在THVS-50数显维氏硬度计下（载荷3 kg，加载时间15 s）进行熔覆层硬度测试，再利用MERLINCompact场发射扫描电镜测量菱形压痕和裂纹的长度，并结合经验公式进行断裂韧性测试。
2.3 结果与分析
2.3.1 熔覆层宏观形貌
不进行基体预热、预热100 ℃、预热200 ℃和预热300 ℃等4组实验得到的熔覆层横断面宏观形貌见图15，其表面轮廓为上凸圆弧状。由于圆形激光光斑能量呈高斯分布，所以光斑中心与周围存在较大的温度梯度，导致熔池边缘处表面张力大于熔池中心处，这样会将熔融状态的熔体挤往中部区域，形成上凸圆弧状轮廓。此外发现熔覆层的缺陷主要分为裂纹和气孔等2种形式，气孔多集中于熔覆层的上部，这是因为熔池中的气体易汇聚上浮的大气泡，同时由于激光熔覆快热速冷的特点，导致气泡来不及逸出，因此气孔多分布于熔覆层表面或者近表面；随着预热温度的提高，熔覆层裂纹呈下降趋势，但基体预热100 ℃的熔覆层仍有较明显的裂纹，预热200～300 ℃熔覆层的裂纹数量明显减少。
图15 不同预热温度下激光熔覆Al2O3-ZrO2陶瓷涂层SEM图
2.3.2 熔覆层显微组织特征
在不同预热温度下熔覆层不同位置的微观组织SEM图见图16。从图16a可以发现，在结合区附近的晶粒主要以针状枝晶、柱状晶为主，且晶粒生长方向明显，表现为垂直于基体方向生长。这是由于在激光熔覆后的冷却过程中，基体钛合金的热导率远远大于空气的热导率，所以热量主要通过基体散失，固-液界面形成了单向散热条件，在单向热流作用下，晶粒主干方向与热流方向平行的晶粒相较于取向不利的晶粒生长得更加迅速，并抑制了取向不利的晶粒生长，在逐渐淘汰其他形态晶粒生长的过程中生长成为针状枝晶、柱状晶；同时还可以看出，随着熔覆层与基体距离的增大，晶粒尺寸不断增加，中上部晶粒主要以等轴晶、柱状晶为主，这是因为一方面随着与基体表面距离的增加，冷却速率和凝固界面的生长速率均降低[21]，晶粒形核、生长过程延长；另一方面，熔池中上部受到底部单向热流的影响而减弱，晶体择优生长趋势也随之减弱。此外，由于熔池内部存在溶质偏析，部分柱状晶、枝状晶根部易发生缩颈、熔断、游离等现象，导致等轴晶晶核的形成，因此中上部晶粒主要以等轴晶、柱状晶为主。
综合比较图16a—d发现，随着预热温度的增加，晶粒呈现不断粗化的趋势，在100 ℃和200 ℃预热条件下，晶粒形态主要表现为条状枝晶；在300 ℃预热条件下，晶粒主要以胞状晶为主，且底部晶粒生长方向杂乱，无明显排布规律。这是由于晶粒的长大是一个伴随着晶界迁移和晶粒相互吞并的过程，而晶界的迁移就是原子的扩散过程，温度越高则冷却速率越慢，晶粒长大的速度就越快。由于不同实验组采用的激光参数一定，基体预热会使熔覆过程的最高温度升高，同时预热片在熔覆过程起到了一定的保温效果，因此随着预热温度的升高，晶粒呈现粗大的趋势。由于受到底部陶瓷预热片的影响，预热温度越高，熔覆层底部受单一热流的影响越弱，所以底部晶粒生长规律不明显、排布杂乱。此外，随着预热温度的升高，熔覆层与基体之间的温度梯度减小，整个熔覆层从逐层凝固方式向体凝固方式过渡，过冷度逐渐减小，晶粒形态随之由条状枝晶向胞状晶转变。
2.3.3 熔覆层断裂韧性测试
断裂韧性是用来反映材料抵抗裂纹失稳扩张能力的指标，用IC表示。将测得的IC值进行排列能很好地反映不同温度预热条件下陶瓷材料的韧性，因此研究陶瓷材料的断裂韧性具有重要的意义。陶瓷材料的断裂韧性测定主要有压痕法（IM）、单边梁预断裂法（SEPB）、单边切口梁法（SENB）、双扭法（DT）等[22-24]。其中，压痕法具有操作简便、所需试样制备容易等特点，所以文中采用IM法，利用所测得的压痕尺寸和裂纹长度，结合经验式(1)进行熔覆层断裂韧性的测算，见式(3)[25]。
图16 不同预热温度下制备熔覆层微观组织形貌
式中：为载荷，N；为弹性模量，即氧化铝和氧化锆的综合弹性模量，N/m2；为维氏硬度；为裂纹半长，mm；为压痕半长，mm。
不同预热温度下试样的压痕和裂纹尺寸如图17所示。对不同预热温度下试样的断裂韧性进行测定，测算得出无预热条件下熔覆层断裂韧性为4.7 MPa·m½；在100～300 ℃预热条件下断裂韧性分别为6.6、(8.1± 0.2)、(7.9±0.2) MPa·m½。
图17 不同预热温度下涂层压痕形貌
3 基体预热对Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆层裂纹抑制机理
通过比较不同预热温度下和无预热处理试样的断裂韧性发现，基体预热可增强熔覆层的韧性，提高熔覆层抵抗裂纹的拓展性能。为了进一步探究基体预热对Al2O3-ZrO2陶瓷涂层裂纹的抑制机理，利用有限元软件，比较了不同预热温度下温度场和应力场变化。不同预热温度下基体和熔覆层温度的变化曲线见图18。在100～300 ℃预热条件下，路径（图2所示）的温度梯度分别为671、648、626 ℃/mm，相较于基体未预热时的温度梯度（691 ℃/mm）有所降低。这是因为激光熔覆过程中熔池的体积很小，且熔池的冷却速度较快，可以由传热学理论计算熔池的瞬时冷却速度，见式(4)[26]。
式中：0为工件的初始温度（或预热温度）；为激光熔池的瞬时冷却速度；c为所求冷却速度处的瞬时温度；为激光的线能量输入。
取c为液态金属的凝固温度，基体预热的温度0分别为22、100、200、300 ℃，在100、200、300 ℃预热温度下的冷却速率分别为0.84、0.76、0.68。据此可知，采取预热手段能显著降低熔覆层的冷却速率，采用300 ℃预热时冷却速率约为未预热时的0.68倍，这与图16中不同预热温度下的熔覆层显微组织形貌相吻合。由于冷却速率降低，熔融状态下液态金属形核长大的时间被延长，因而随着预热温度的提高，晶体组织变得粗大。
不同预热温度条件对熔覆层向和向残余应力的影响见图19—20。从图19中可以发现，通过基体预热的方式并没有改变路径（图2所示）应力极值点的分布位置，熔覆层中方向的残余应力仍主要集中在顶部（节点）与结合区（距节点1 mm）处，但通过基体预热的方式使得该2点的应力峰值有所降低。以预热300 ℃为例，相较于未预热时，熔覆层顶部的残余应力从1.74 GPa下降至1.04 GPa，结合区的残余应力从3.88 GPa下降至3.38 GPa。此外，通过基体预热的方式，还减缓了熔覆层在方向上残余应力的波动程度。与之类似，从图20中可以看出，与基体未预热时相比，熔覆层中向残余应力曲线极大值点仍出现在、等2点，但2点处的残余应力值显著降低。仍以预热300 ℃为例，相较于未预热时，点残余应力从409 MPa下降至129 MPa，点的残余应力从394 MPa下降至134 MPa。
图18 不同预热温度下路径AC温度变化
图19 不同预热温度下路径AB残余应力变化
图20 不同预热温度下路径DE残余应力变化
结合实验中裂纹发生规律与仿真中应力场结果分析得出，熔覆层易产生裂纹、气孔缺陷的主要原因是基体材料钛合金与熔覆层材料Al2O3-ZrO2陶瓷的热膨胀系数存在差异，且熔覆过程温度梯度较大，导致残余应力较大，残余应力易在晶粒晶界处、气孔、夹杂处等萌生裂纹，进而沿着脆性组织拓展，引发熔覆层断裂。
熔覆层裂纹敏感性的降低主要分为2种方式：抑制裂纹的萌生；抑制裂纹的拓展。通过基体预热方式降低熔覆层裂纹的敏感性主要通过前者，一方面由于熔覆层冷却过程延长，依据仿真结果来看，300 ℃预热时冷却速率约为未预热时的0.68倍，因此结合区附近的气孔有更加充分的时间上浮逸出，减少了易作为裂纹萌生源气孔的出现，进而抑制了裂纹缺陷的产生；另一方面，由于通过基体预热能够显著降低熔覆层在方向和方向的残余应力，避免了应力集中，降低了1.2节中所述的主要发生于基体与熔覆层结合处和熔覆层顶端的开裂倾向。根据图16可以得出，经过基体预热熔覆层受单一热流的影响减弱，温度梯度减小，熔覆层各部分之间晶粒的微观组织形态趋于一致，避免了熔覆层各部分之间由于凝固收缩不同而产生的组织应力，进而抑制了裂纹的发生。
4 结论
钛合金表面Al2O3-ZrO2陶瓷熔覆层开裂的主要原因是激光熔覆具有快热速冷的特点，导致基体与熔覆层之间存在较大的温度梯度，进而引起熔覆层中较大的残余热应力，在残余应力出现应力集中位置容易引起陶瓷熔覆层的开裂。
采取基体预热方式能够有效抑制熔覆层裂纹的产生，增强熔覆层的断裂韧性，其中以200～300 ℃预热，熔覆层裂纹的敏感性降低得最为明显。其原因主要是通过基体预热，减小了熔覆层与基体之间的温度梯度，减小了应力集中的分布趋势。
基体预热改变了熔覆层组织的晶粒形态，由等轴晶、柱状晶向粗大的条状枝晶、胞状晶转变。这主要是由熔覆层冷却速率降低、熔融金属冷却时间拉长所致。
[1] WANG H M, LIU Y F. Microstructure and Wear Resistance of Laser Clad Ti5Si3/NiTi2Intermetallic Composite Coating on Titanium Alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2002, 338(1/2): 126-132.
[2] COURANT B, HANTZPERGUE J J, BENAYOUN S. Surface Treatment of Titanium by Laser Irradiation to Improve Resistance to Dry-Sliding Friction[J]. Wear, 1999, 236(1/2): 39-46.
[3] ALTUS E, KONSTANTINO E. Optimum Laser Surface Treatment of Fatigue Damaged Ti-6Al-4V Alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2001, 302(1): 100-105.
[4] 何锋, 张利军, 任淑平, 等. 钛合金在航天工业中的应用及其材料价格差异化原因分析[J]. 世界有色金属, 2018(17): 1-4.
HE Feng, ZHANG Li-jun, REN Shu-ping, et al. Application of Titanium Alloy in Aerospace Industry and Analysis of Reasons for Price Difference of Materials[J]. World Nonferrous Metals, 2018(17): 1-4.
[5] BRUNI S, MARTINESI M, STIO M, et al. Effects of Surface Treatment of Ti-6Al-4V Titanium Alloy on Biocompatibility in Cultured Human Umbilical Vein Endothelial Cells[J]. Acta Biomaterialia, 2005, 1(2): 223-234.
[6] FU Yong-qing, BATCHELOR A W. Laser Nitriding of Pure Titanium with Ni, Cr for Improved Wear Performance[J]. Wear, 1998, 214(1): 83-90.
[7] DAI Z D, PAN S C, WANG M, et al. Improving the Fretting Wear Resistance of Titanium Alloy by Laser Beam Quenching[J]. Wear, 1997, 213(1/2): 135-139.
[8] CANDEL J J, AMIGÓ V, RAMOS J A, et al. Sliding Wear Resistance of TiCp Reinforced Titanium Composite Coating Produced by Laser Cladding[J]. Surface and Coatings Technology, 2010, 204(20): 3161-3166.
[9] COSTA M Y P, VENDITTI M L R, CIOFFI M O H, et al. Fatigue Behavior of PVD Coated Ti-6Al-4V Alloy[J]. International Journal of Fatigue, 2011, 33(6): 759-765.
[10] NWOBU A I P, RAWLINGS R D, WEST D R F. Nitride Formation in Titanium Based Substrates during Laser Surface Melting in Nitrogen-Argon Atmospheres[J]. Acta Materialia, 1999, 47(2): 631-643.
[11] ZHU Yu-he, WANG Wei, JIA Xing-ya, et al. Deposition of TiC Film on Titanium for Abrasion Resistant Implant Material by Ion-Enhanced Triode Plasma CVD[J]. Applied Surface Science, 2012, 262: 156-158.
[12] LI S N, XIONG H P, LI N, et al. Mechanical Properties and Formation Mechanism of Ti/SiC System Gradient Materials Fabricated by In-Situ Reaction Laser Cladding[J]. Ceramics International, 2017, 43(1): 961-967.
[13] ZHU Zhen-cai, LI Jian-feng, PENG Yu-xing, et al. In-Situ Synthesized Novel Eyeball-Like Al2O3/TiC Composite Ceramics Reinforced Fe-Based Alloy Coating Produced by Laser Cladding[J]. Surface and Coatings Technology, 2020, 391: 125671.
[14] LI Chong-gui, ZENG Ming, LIU Chuan-ming, et al. Microstructure and Tribological Behavior of Laser Cladding TiAlSi Composite Coatings Reinforced by Alumina-TitaniaCeramics on Ti-6Al-4V Alloys[J]. Materials Chemistry and Physics, 2020, 240: 122271.
[15] HAN J C. Thermal Shock Resistance of Ceramic Coatings[J]. Acta Materialia, 2007, 55(10): 3573-3581.
[16] 钟敏霖, 刘文今, Jean-ClaudeGOUSSAIN, 等. 45 kW高功率CO2激光熔覆过程中裂纹行为的实验研究[J]. 应用激光, 1999, 19(5): 193-197.
ZHONG Min-lin, LIU Wen-jin, JEANCLAUDEGOUSSAIN, et al. Experimental Research on Cracking Behavior during 45 kW High Power CO2Laser Cladding[J]. Applied Laser, 1999, 19(5): 193-197.
[17] BOIVINEAU M, CAGRAN C, DOYTIER D, et al. Thermophysical Properties of Solid and Liquid Ti-6Al-4V (TA6V) Alloy[J]. International Journal of Thermophysics, 2006, 27(2): 507-529.
[18] 张垚磊. 激光近净成形Al2O3-ZrO2(Y2O3)共晶陶瓷工艺基础研究[D]. 大连: 大连理工大学, 2014: 1-86.
ZHANG Yao-lei. Technology Foundation of Laser Engineered Net Shaping of Al2O3-ZrO2(Y2O3) Eutectic Ceramic [D]. Dalian: Dalian University of Technology, 2014: 1-86.
[19] 蔡春波, 李美艳, 韩彬, 等. 不同预热温度下宽带激光熔覆铁基涂层数值模拟[J]. 应用激光, 2017, 37(1): 66-71.
CAI Chun-bo, LI Mei-yan, HAN Bin, et al. Numerical Simulation Iron-Based Cladding Coating with Wide-Band Laser at Different Preheating Temperatures[J]. Applied Laser, 2017, 37(1): 66-71.
[20] KADOLKAR P B, WATKINS T R, DE HOSSON J T M, et al. State of Residual Stress in Laser-Deposited Ceramic Composite Coatings on Aluminum Alloys[J]. Acta Materialia, 2007, 55(4): 1203-1214.
[21] PAN Jia-yu, ZHENG Yong-ting, ZHENG Yuan-di, et al. Solidification Mechanism and Microstructure Evolution of Al2O3-ZrO2Ceramic Coating Prepared by Combustion Synthesis and Thermal Explosion Spraying[J]. Ceramics International, 2017, 43(5): 4037-4041.
[22] 舒庆琏, 王继辉, 吴代华. 引发陶瓷裂纹测量断裂韧度的新方法[J]. 山东建材学院学报, 1998, 12(3): 246-250.
SHU Qing-lian, WANG Ji-hui, WU Dai-hua. A New Method for Testing Fracture Toughness by Introducing Ceramic Natural Cracks[J]. Journal of Shandong Institute of Building Materials, 1998, 12(3): 246-250.
[23] 万德田, 魏永金, 包亦望, 等. 陶瓷断裂韧性测试方法准确性和简便性比较分析[J]. 硅酸盐学报, 2019, 47(8): 1080-1088.
WAN De-tian, WEI Yong-jin, BAO Yi-wang, et al. Accuracy and Simplicity of Ceramic Fracture Toughness Testing Methods[J]. Journal of the Chinese Ceramic Society, 2019, 47(8): 1080-1088.
[24] 胡一文. SEVNB法测试陶瓷材料断裂韧性研究[D]. 北京: 清华大学, 2011: 1-72.
HU Yi-wen. Fracture Toughness Measuring of Ceramics by SEVNB Method[D]. Beijing: Tsinghua University, 2011.
[25] ANSTIS G R, CHANTIKUL P, LAWN B R, et al. A Critical Evaluation of Indentation Techniques for Measuring Fracture Toughness: I, Direct Crack Measurements[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1981, 64(9): 533- 538.
[26] 丁林, 蒋红云. 预热温度对激光熔覆Co基合金数值模拟的影响[J]. 南阳理工学院学报, 2013, 5(3): 95-100.
DING Lin, JIANG Hong-yun. Effect of Preheating on Numerical Simulation of Co Based Alloys by Laser Cladding[J]. Journal of Nanyang Institute of Technology, 2013, 5(3): 95-100.
Effect of Substrate Preheating on Crack Sensitivity of Al2O3-ZrO2Ceramic Coating Prepared by Laser Cladding
,,,
(Qingdao University of Technology, Qingdao 266000, China)
The work aims to solve the problems of large brittleness and easy cracking of Al2O3-ZrO2ceramic coating prepared on the surface of titanium alloy, effectively enhance the high temperature and wear resistance of titanium alloy, and expand the application range of titanium alloy under severe conditions such as high temperature and heavy load. The crack sensitivity of Al2O3-ZrO2ceramic coating prepared on the surface of titanium alloy was improved by substrate preheating, Through the cladding test, microstructure analysis and performance test on the cladding layer, the effects of different preheating temperature on the crack sensitivity of the cladding layer were evaluated respectively. Further, the thermal mechanical coupling model was established through the finite element analysis software to explore the mechanism of the effect of substrate preheating on the crack sensitivity of the cladding layer. The number of cracks in the cladding layer was significantly reduced after the substrate was preheated. When the substrate was preheated at 200 ℃, the fracture toughness of the cladding layer was significantly improved, from 4.7 MPa·m½to 8.1 MPa·m½. The microstructure of the cladding layer changed from equiaxed crystal and columnar crystal to strip dendrite and cellular crystal. According to the thermal mechanical coupling results under different preheating temperatures, with the increase of preheating temperature, the residual stress in the cladding layer decreased obviously, the stress concentration in the cladding layer was reduced, and the cracking behavior of the cladding layer was restrained. The substrate preheating method can significantly reduce the residual stress in the cladding layer, improve the crack sensitivity of the cladding layer and enhance the toughness of the cladding layer. When the substrate is preheated at 200～300 ℃, the performance of the cladding layer is most obviously improved, which can provide a practical reference basis for inhibiting the occurrence of cracks in the preparation of ceramic coatings.
laser cladding; crack control; numerical simulation; ceramic coating; substrate preheating; thermal coupling
2021-03-30；
2021-09-01
WANG Ran（1996—），Male, Master, Research focus: laser processing and remanufacturing.
王玉玲（1967—），女，博士，教授，主要研究方向为机械产品绿色设计与制造，激光加工及再制造。
WANG Yu-ling (1967—), Female, Doctor, Professor, Research focus: green design and manufacturing of mechanical products, laser processing and remanufacturing.
王冉，王玉玲，姜芙林, 等.基体预热对激光熔覆制备Al2O3-ZrO2陶瓷涂层裂纹敏感性的影响[J]. 表面技术, 2022, 51(3): 342- 352.
TG174.4
A
1001-3660(2022)03-0342-11
10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.03.037
2021-03-30；
2021-09-01
山东省自然科学基金（ZR2018PEE011，ZR2019MEE059）；山东省重点研发计划（2019GNC106102，2018GSF117038）；青岛西海岸新区创新重大专项（2016-2，2018-1-5）
Fund：Suported by the Natural Science Foundation of Shandong Province (ZR2018PEE011, ZR2019MEE059); The Projects of Shandong Province (2019GNC106102, 2018GSF117038); Major Innovation Projects of Qingdao West Coast New Area (2019GNC106102, 2018GSF117038)
王冉（1996—），男，硕士研究生，主要研究方向为激光加工及再制造。
WANG Ran, WANG Yu-ling, JIANG Fu-lin, et al. Effect of Substrate Preheating on Crack Sensitivity of Al2O3-ZrO2Ceramic Coating Prepared by Laser Cladding[J]. Surface Technology, 2022, 51(3): 342-352.
