錫青銅因具有良好的導(dǎo)熱、導(dǎo)電、耐蝕性、抗疲勞及自潤滑性被廣泛應(yīng)用在軸承、配件、齒輪等機(jī)械上[1~2]。然而隨著工程裝備、機(jī)械部件不斷的向輕型化、輕量化發(fā)展，錫青銅難以達(dá)到工程機(jī)械部件輕量化的目的。TC4鈦合金作為重要的結(jié)構(gòu)材料，其密度僅為4.5g/cm³，并且其有高比強(qiáng)度、耐蝕性優(yōu)良、可焊接好等多種優(yōu)良的性能，因此被廣泛應(yīng)用于航空航天、工程機(jī)械等領(lǐng)域[3~5]。采用錫青銅與鈦合金的復(fù)合材料，將會(huì)大幅減輕構(gòu)件質(zhì)量，同時(shí)可以提高材料性能。

目前，通過電弧熔覆、激光熔覆、等離子沉積等技術(shù)在鋼上制備錫青銅熔覆層，得到了性能較為優(yōu)異的涂層[6~15]。CHENC等[6]、周嘉悅等[7]采用冷金屬過渡焊（CMT）的方法分別在薄鋼板和鈦合金上熔覆了錫青銅合金和紫銅，熔覆層與基體結(jié)合良好，形成一定的金屬間化合物。邊婧如等[8]在Q235鋼上等離子熔覆銅合金后再熔覆TA0鈦合金，調(diào)節(jié)了鋼與鈦合金熔覆層之間的連接。高胡鶴等[9]在低碳鋼上熔覆錫青銅時(shí)加入VC改善其摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)VC的加入量為15%時(shí)，錫青銅涂層的硬度和耐磨性能明顯提高，磨損體積僅約為錫青銅涂層的56%。陳杰[10]、白玉超等[11]、鄧澄等[12]分別通過激光選擇性燒結(jié)（SLM）技術(shù)制備錫青銅、錫青銅/316L不銹鋼層狀復(fù)合材料、銅鎢合金。綜上，激光熔覆是一種應(yīng)用廣泛且具有發(fā)展前景的表面改性技術(shù)，由激光熔覆技術(shù)得到的熔覆層具有良好的冶金結(jié)合，涂層結(jié)構(gòu)致密、涂層的耐磨性能也會(huì)得到較大提高[13-14]。熔覆的工藝參數(shù)，尤其是熔覆功率，對(duì)熔覆層的品質(zhì)影響很大。熔覆功率越大，對(duì)熔池的熱輸入越大，單位時(shí)間內(nèi)熔池獲得的能量密度越大，會(huì)形成較高的溫度梯度，從而產(chǎn)成較大的過冷度，使熔覆層的組織得到細(xì)化。葛志軍等[13]通過激光熔覆技術(shù)在黃銅表面熔覆錫青銅修復(fù)黃銅工件，通過調(diào)控激光熔覆的功率、移動(dòng)速度等調(diào)節(jié)熔覆過程的熱輸入，提高錫青銅熔覆層組織和性能。王新波等[14]在42CrMo合金鋼基體上通過高速激光熔覆CuSn12Ni2錫青銅粉末制備錫青銅熔覆層，研究錫青銅與合金鋼基體之間的結(jié)合情況，發(fā)現(xiàn)合金鋼基體對(duì)錫青銅熔覆層稀釋率較低，但熔覆層與合金鋼基體之間仍然是冶金結(jié)合，結(jié)合強(qiáng)度較高。激光熔覆技術(shù)較適合在TC4鈦合金基體上熔覆錫青銅，實(shí)現(xiàn)鈦合金取代銅從而達(dá)到部件減重，且保持表面銅件的狀態(tài)。在熔覆層制備過程中，粉體材料形貌、成分、雜質(zhì)含量等對(duì)激光熔覆層[15]組織性能影響顯著，一般選用球形粉末有利于激光熔覆過程中粉體的輸送與供給，雜質(zhì)含量盡量低，以避免未知雜質(zhì)對(duì)熔覆層性能造成不良的影響。

本研究通過在TC4鈦合金上激光熔覆QSn6.5-0.1錫青銅粉末，以降低銅件的重量，達(dá)到減重的目的，同時(shí)研究熔覆功率的大小對(duì)激光熔覆錫青銅涂層組織及性能的影響，優(yōu)化熔覆工藝參數(shù)，旨在為工程機(jī)械部件輕量化應(yīng)用提供參考。

1、試驗(yàn)材料及檢測方法

試驗(yàn)采用TC4鈦合金，其主要化學(xué)組成見表1，基體為α+β型雙相鈦合金，見圖1。

熔覆粉末材料為200~500目的QSn6.5-0.1錫青銅，其微觀形貌見圖2，粉末以球形形貌為主，粒徑為30~75μm，粉末主要成分見表2。

圖3為錫青銅粉末X射線衍射圖譜，Sn固溶于Cu中形成固溶體。

采用100mm×10mm×10mm的TC4鈦合金板材作為基材。試驗(yàn)前，使用SiC砂紙(240目)去除鈦合金表面鐵銹，之后用丙酮清洗表面油污，采用ReciFSC2000型激光熔覆機(jī)進(jìn)行熔覆，采用純度為99.99%氬氣作為保護(hù)氣和送粉氣，具體熔覆參數(shù)見表3。

通過Quanta-400F掃描電鏡及其自帶的能譜儀觀察熔覆層組織形貌和分析熔覆層中的各相元素組成。采用XRD-6000X射線衍射儀分析熔覆層中的物相組成，測試速度為4°/min，2θ范圍為20°~80°，步長為0.02°。通過維氏硬度計(jì)（沃伯特402MVD），測試熔覆層的硬度，從涂層頂部到基體依次打點(diǎn)，同一水平位置取3個(gè)點(diǎn)的平均值。壓頭載荷為2N，加載時(shí)間為10s。采用HT1000摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測量熔覆層摩擦因數(shù)，摩擦副為GCr15銷盤，試樣尺寸為φ400mm×4mm，經(jīng)800目砂紙研磨后，用無水乙醇超聲清洗，載荷為10N，旋轉(zhuǎn)速度為200rad/min，測試時(shí)間為30min，頻率為3.56Hz，通過精度為0.0001g的分析天平（三量AB301）測試磨損試驗(yàn)前后涂層和銷子的磨損質(zhì)量。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1熔覆層相與組織分析

圖4為不同熔覆功率下錫青銅熔覆層截面形貌。可以看出，不同熔覆功率下熔覆層與基體界限明顯，形成了較好的冶金結(jié)合，且熔覆層無明顯孔洞缺陷。熔覆層主要包含熔覆層區(qū)(CZ)、結(jié)合區(qū)(BZ)、基體區(qū)(SZ)3個(gè)部分。隨著熔覆功率增大，涂層的宏觀形貌并未發(fā)生較大變化，熔覆層厚度均勻。激光熔覆能量密度大并且熱量集中，在激光熱源的作用下，錫青銅粉末與TC4鈦合金基體表面會(huì)吸收熱量熔化進(jìn)而形成熔池[11~12]。根據(jù)凝固理論，浸潤狀態(tài)良好的兩種金屬液會(huì)直接在熔池中自發(fā)形核而快速凝固結(jié)晶，熔池內(nèi)晶粒連續(xù)生長，因此基體與熔覆層會(huì)產(chǎn)生良好的冶金結(jié)合[13~15]。

圖5為不同熔覆功率下熔覆層中部顯微組織。可以看出，隨著激光熔覆功率增大，熔覆層中部的胞狀枝晶數(shù)量減少，條狀枝晶數(shù)量增多，枝晶也更加細(xì)長，并且條狀枝晶的生長形貌及晶體生長取向更加規(guī)整。當(dāng)激光熔覆功率較小時(shí)，熔覆層冷卻速度快，熔池中雜質(zhì)會(huì)成為形核中心，阻礙枝晶生長使得枝晶生長碎化，而碎化枝晶尖端部分又可以繼續(xù)成為凝固的形核中心，在樹枝晶周圍又形成細(xì)小樹枝晶使得整個(gè)熔覆層組織交錯(cuò)分布[13~14]。隨著激光熔覆功率增大，熔池內(nèi)熱輸入量增大，導(dǎo)致熔池內(nèi)溫度升高，其內(nèi)部元素?cái)U(kuò)散速率加快，冷卻過程相對(duì)變緩。當(dāng)激光熔覆功率越大時(shí)，熔池內(nèi)的高溫時(shí)間相對(duì)較長，元素?cái)U(kuò)散通量也隨之增大，熔池內(nèi)枝晶快速生長，熔覆層中生成大量的條狀組織。當(dāng)激光功率達(dá)到640W時(shí)，熔覆層中的條狀組織進(jìn)一步加粗。因此隨之激光功率的增加熔覆層中的顯微組織出現(xiàn)了由胞狀組織到條狀組織轉(zhuǎn)變。

圖6和表4分別為熔覆層形貌及各點(diǎn)EDS分析。由點(diǎn)1可以看出，熔覆層內(nèi)的胞狀晶粒主要以Cu元素為主，還有部分Ti元素，推斷黑色相可能為Cu₄Ti₃相。點(diǎn)2胞狀晶粒以Cu元素為主，推斷可能為Cu₂O相。點(diǎn)3條狀晶粒也以Cu元素為主，同時(shí)也有部分的Ti元素，推斷條狀晶粒可能為CuTi相。點(diǎn)4區(qū)域以Cu元素為主，同時(shí)也有部分的Sn元素，推斷可能為Cu₁₀Sn₃相。

圖7為不同功率下錫青銅熔覆層X射線衍射圖。可以看出，熔覆層主要相為Cu₁₀Sn₃、Cu₆Sn₅、Cu₄Ti₃、CuTi及Cu2O。在激光熱源的作用下，錫青銅粉末中的Cu元素快速擴(kuò)散到鈦合金基體中，在熔池中與基體中Ti元素形成不同原子比的銅鈦金屬間化合物Cu₄Ti₃、CuTi。快速冷卻過程中，還形成了不同原子比的銅錫金屬間化合物Cu₁₀Sn₃、Cu 6 Sn 5。同時(shí)，銅合金在熔覆過程中形成還出現(xiàn)了部分氧化，形成了少量的Cu₂O。

2.2熔覆層硬度及耐磨性能分析

圖8為不同激光功率下熔覆層頂部到基體的硬度分布。圖9為不同激光功率下熔覆層的平均顯微硬度。可以看出，在激光熔覆功率分別為400、480、560和640W時(shí)，錫青銅熔覆層平均顯微硬度（HV0.2）分別為314、357、419及482。可以看出，隨著激光熔覆功率的增加，熔覆層顯微硬度逐漸增大。在試驗(yàn)室工藝試驗(yàn)過程中，激光熔覆功率400~640W范圍內(nèi)，熔覆層成形良好。在更高功率的工藝試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)明顯過熱開裂現(xiàn)象，因此，工藝優(yōu)化過程激光功率定為640W，此時(shí)錫青銅熔覆層的硬度（HV0.2）達(dá)到最高，為482，分別是錫青銅塊材、TC4鈦合金平均顯微硬度的5.24和1.6倍[15]。熔覆層顯微硬度提高是由于熔覆層冷卻時(shí)，熔覆材料Cu，Sn等元素與基體Ti元素?cái)U(kuò)散均勻，形成Cu-Ti金屬間化合物，以及合金元素的固溶強(qiáng)化等原因，使得熔覆層硬度提高顯著[15]。

圖10不同激光功率下錫青銅熔覆層的摩擦因數(shù)。圖11不同激光功率下錫青銅熔覆層及銷子磨損量。由圖10可以看出，錫青銅塊材摩擦因數(shù)最高約為0.70，TC4鈦合金基體的摩擦因數(shù)約為0.53。4種不同的激光熔覆功率下摩擦因數(shù)相差不大，熔覆功率為560W時(shí)摩擦因數(shù)最小，約為0.48。熔覆功率為640W時(shí)摩擦因數(shù)與TC4鈦合金基體相似約為0.51。與錫青銅塊材及TC4鈦合金相比，錫青銅熔覆層起到一定程度的減摩作用。同時(shí)涂層內(nèi)部多相組織中軟硬相間隔分布，在摩擦磨損過程中，遇到軟硬相相間并且相的尺寸較大時(shí)，可能引起摩擦因數(shù)較大的波動(dòng)。

從圖11可以看出，激光熔覆功率為400、480、560及640W時(shí)，錫青銅熔覆涂層磨損質(zhì)量分別為3.6、3.4、2.0和1.2mg，均低于鈦合金基體6.8mg及錫青銅塊材4.1mg。在激光熔覆功率為640W的條件下，錫青銅熔覆涂層摩擦因數(shù)低，磨損量小，耐磨性能與錫青銅相比提高了3.4倍，與TC4鈦合金基體相比提高了5.6倍。其摩擦磨損綜合性能最優(yōu)。在摩擦磨損過程中，能夠起到很好耐磨作用的是銅鈦金屬間化合物。金屬間化合物除了擁有結(jié)合能較高的金屬鍵，還有一定的共價(jià)鍵成分，使得其原子結(jié)合力較強(qiáng)，表現(xiàn)出較高的硬度，能夠很好地抵抗外力的磨損[15]。

同時(shí)由于熔覆層組織的快速冷凝特點(diǎn)使得其組織晶粒細(xì)小，在磨損過程中，相互交叉嵌入的枝晶會(huì)阻止涂層與基體發(fā)生脫落，因此出現(xiàn)熔覆層剝落的可能性也降低，從而使涂層耐磨性能得到顯著提高[15]圖12為不同激光熔覆功率下錫青銅熔覆層摩擦磨損形貌。

表5為圖12中各點(diǎn)元素含量。可以看出當(dāng)激光熔覆功率為400W及480W時(shí)，熔覆層磨損后表面粗糙度較大，有大量的黏著物，經(jīng)過對(duì)其進(jìn)行EDS能譜分析發(fā)現(xiàn)黏著物均為銅和鈦的氧化物，磨損形式表現(xiàn)為氧化磨損及黏著磨損。當(dāng)激光熔覆功率為560W及640W時(shí)，錫青銅熔覆層磨損試驗(yàn)后的表面出現(xiàn)了少量的磨粒。通過EDS能譜分析均為銅和鈦的氧化物，磨損形式為氧化磨損及磨粒磨損。由圖12i和圖12j可以看出，錫青銅塊材磨損試驗(yàn)后表面凹凸不平，出現(xiàn)了明顯的剝落。通過EDS能譜分析，有少量銅的氧化物，磨損形式為黏著磨損和氧化磨損共同作用。由圖12k和圖12l可以看出，TC4鈦合金表面有大量犁溝存在。通過EDS能譜分析可以看出有部分鈦的氧化物存在，磨損形式為黏著磨損及氧化磨損。4種不同激光熔覆功率下的錫青銅熔覆涂層，均比錫青銅塊材及TC4鈦合金的磨損形貌平整。當(dāng)熔覆功率為560W及640W時(shí)，熔覆層的磨損形貌最為平整。錫青銅熔覆層磨損表面均存在氧化物，可以在一定程度上降低摩擦因數(shù)，從另一方面進(jìn)一步的解釋了不同激光功率下錫青銅熔覆層摩擦因數(shù)降低的現(xiàn)象。錫青銅熔覆層存在中高硬度的CuTi、Cu₄Ti₃等金屬間化合物，作為增強(qiáng)相成為磨損主體，起到抗磨骨架的作用，而良好韌性金屬相Cu相基體對(duì)顆粒增強(qiáng)相起到支撐作用[15]。因此，在TC4鈦合金表面激光熔覆錫青銅組織耐磨性能優(yōu)良，并且當(dāng)激光熔覆功率640W時(shí)，錫青銅熔覆層的耐磨性最好。

3、結(jié)論

(1)通過激光熔覆在TC4鈦合金表面熔覆的錫青銅熔覆層平整光滑，涂層與基體冶金結(jié)合，組織為典型的快速凝固組織。

(2)TC4鈦合金表面激光熔覆錫青銅熔覆層主要相為Cu₁₀Sn₃、Cu₆Sn₅、Cu₄Ti₃、CuTi及Cu₂O。

(3)激光功率為640W時(shí)，錫青銅熔覆層的平均硬度（HV0.2）最高，為482，分別是錫青銅塊材和TC4鈦合金5.24和1.6倍。激光功率為640W時(shí)，錫青銅熔覆層有較低的摩擦因數(shù)0.51以及最低的磨損質(zhì)量1.2mg，均低于錫青銅塊材和TC4鈦合金，耐磨性能與錫青銅相比提高了3.4倍，與TC4鈦合金基體相比提高了5.6倍。TC4鈦合金表面激光熔覆錫青銅熔覆層磨損為磨粒磨損及氧化磨損的交互作用。

參考文獻(xiàn)

[1] HUTTUNEN-SAARIVIRTA E., KILPI L, PASANEN A T，et al. Tribocorrosion behaviour of tin bronze CuSn12 under a sliding motion in NaCl containing environment: Contact to inert vs. reactive counterbody[J]. Tribology International,2020, 151(1):106 389.

[2] CHEN K X, CHEN X H, DING D，et al. Effect of in-situ nanoparticle wall on inhibiting segregation of tin bronze alloy [J].Materials Letters, 2016,175:148-151.

[3] XIE F Q, HE P, WU X Q，et al. Research and Prospect of Laser Cladding Technology on Titanium Alloy Surface[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2022, 51(4):1514-1524.

[4] 安強(qiáng),祁文軍,左小剛.TA15 鈦合金表面原位合成 TiC 增強(qiáng)鈦基激光熔覆層的組織與耐磨性[J].材料工程，2022，50（4）：139-146.

[5] MARY C, MOGNE T, BEAUGIRAUD B，et al. Tribochemistry of a Ti Alloy Under Fretting in Air: Evidence of Titanium Nitride Formation[J].Tribology letters, 2009, 34(3):211-222.

[6] CHEN C, XU Q M, K. SUN K，et al. Tin-bronze cladding on thin steel sheet by cold metal transfer arc deposition[J]. Materials Science & Technology, 2019, 35(12):1 526-1 529.

[7] 周嘉悅，李曉鵬，陳海瑞，等．鈦銅異種金屬 CMT 熔覆成形特性研究[J]．機(jī)械制造文摘（焊接分冊），2019（6）：1-6.

[8] 邊婧如，侯軍才，張秋美，等．焊接電流對(duì)銅中間層鈦/鋼異種金屬等離子焊接頭成形性能及顯微組織的影響[J]．機(jī)械工程材料，2020，44（6）：39-48.

[9] 高胡鶴，丁婷婷，馬淑謹(jǐn)，等．等離子堆焊 VC/錫青銅涂層的組織結(jié)構(gòu)與耐磨性能研究[J]．稀有金屬，2017，41（1）：45-51.

[10] CHEN J, YANG Y Q, SONG C H，et al. Interfacial microstructure and mechanical properties of 316L /CuSn10 multi-material bimetallic structure fabricated by selective laser melting[J].Materials Science and Engineering A, 2019,752:75-85.

[11] 白玉超，楊永強(qiáng)，王迪，等．錫青銅激光選區(qū)熔化工藝及其性能[J]．稀有金屬材料與工程，2018，47（3）：1 007-1012.

[12] 鄧澄，蔣夢龍，周圣豐．激光增材制造純鎢及鎢銅復(fù)合材料的組織與性能[J]．特種鑄造及有色合金，2022，42（7）：804-809.

[13] 葛志軍，鄧琦林，宋建麗，等．激光熔覆修復(fù)銅合金零件的工藝研究[J]．電加工與模具，2007（1）：39-40，68.

[14] 王新波，方孝紅．高速激光熔覆錫青銅與合金鋼基體結(jié)合性能研究[J]．機(jī)械制造，2022，60（12）：46-50.

[15] 唐洋洋，袁守謙，楊潘，等．激光熔覆對(duì)鈦合金性能的影響[J]．特種鑄造及有色合金，2018，31（11）：1 204-1207.

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