TIAI基金属间化合物具有低密度、较高的弹性模量以及良好的高温强度和抗氧化性能,被视为很 有前途的轻型高温结构候选材料之一。然而,TIAI合金较高的摩擦系数和较低的耐磨性能阻碍 了其工业应用,因此提高Tit\l的耐磨性能对于进一步扩大其工业应用领域有着重要的意义。 近年来,为了提高‘ri八l基金属间化合物的耐磨性,利用激光表面改性技术在TIAI基金属 间化合物表面制备复合耐磨材料涂层进行了大量的研究匕,一月。TIC(MC碳化物)具有优异 的高温稳定性能、极高的硬度值和低密度等许多突出优点,是上述复合耐磨材料涂层中理想的强化 相。然而,目前开展的TIAI合金激光表面改性研究多集中于激光处理参数对表面改性层显微组 织的影响及磨损性能等方面,对增强相TIC的生长形态的研究相对较少,而T(的生长形态对表 面改性层的性能又有着重要的影响。为此,本文利用Nd:Y八G脉冲激光器在预置碳粉的Ti一 48AI一ZC:一ZNb金属间化合物合金表面进行激光表面合金化,研究了激光表面合金化改性层中丁iC的快速凝固生长形态及微观生长机制。实验方法实验基体材料选用具有全片层组织的Ti一毯8八!一2Cr一ZNb金属间化合物合金,尺寸为1 8n、rn只15::lm只smm,将碳粉(粉末粒度为花。目)预置于经清洗、喷漆处理的TIAI的合金表面,厚度约为。.lmnl。激光表面合金化试验在t1()OWNd:Y八G脉冲激光器上进行,激光处理工艺参数为:激光功率17W,束斑直径1.。mm,脉 冲宽度1.5一4.Oms。根据二次枝晶臂与凝固冷却速度间的经验公式关系闭估算激光表面合 金化改性层的凝固冷却速度。取试样的横断面及纵断面按常规金相制备方法制备金相试样,以HNO3一HF一HZO作为腐蚀剂对试样进行深腐蚀,以便利用KYKY一2800扫描电镜(SEM)观察TIC的生长形态,利用MH一6型显微硬度计侧量激光合金化表南禅l李层的显微硬度 。「实验结果及分析︵00八︶.9台毯跳25︵州仍卜)居二︸口奋18g袋︶.伤立找欲嘛喃了今气俨口一一︼.了礼鱿袱号“。”召朴浏注洲肠长护衬肠汗︸字辛了?浏影6:图1脉冲激光表面合金化改性层的X射线射分析结果卿彻傲翎网咖柳柳咖 饰少工︸盯.u卫创乙。﹄。盏 图1是脉冲激光表面改性层的X射线衍射谱图。可见,TIAI合金表面预置碳粉经脉冲激光作用后 ,制得了以TIC为增强相、以TIAI为基体的快速凝固复合材料涂层。在利用脉冲激光激光器 进行表面合金化的过程中,当一个激光脉冲到来时,TIAI合金基体及预置于TIAI合金表面 上的碳粉在激光辐射作用下溶解,形成一个微小的熔池。在两个激光脉冲间隙,激光熔池的温度显 著降低,经快速凝固形成激光合金化表面改性层。图2为TIAI合金脉冲激光表面合金化改性层 横断面宏观形貌像。文献〔4〕指出,界面处溶质原子的再分配与凝固速率有关。凝固速率越大, 界面处溶质的浓度梯度越大,界面附近越易于形成溶质原子的富集层。Ti是正偏析元素,往往偏 聚于最终凝固的区域。由于凝固界面是由熔池的底部向自由表面推进,因此越接近熔池的自由表面 ,合金熔体中TIC形成元素的含量越高,故激光表面改性层中的TIC多集中于溶池的上部。相 应地,脉冲激光表面改性层中的显微硬度分布也是有熔池底部向表面增加(图3)。并且,从图3中可发现,随着激光脉冲宽度的减小,激光合金化表面改性层的显微硬度值也随之增加。其原因可能一84一是:小的脉冲持续时间缩短了激光束与材料的交互作用时间,在随后的凝固过程中,凝固冷却图2激光表面合金化改性层横断面宏观形貌像Di二nca加m thecoat!ng.udaoe(湘)图3激光表面合金化改性层显微硬度随邀光脉冲波 长的变化曲线.---速度也相应增加,使凝固组织细小、均匀,而细小、均匀的组织有利于硬度的 提高。不同凝固冷却速度条件下,激光合金化表面改性层中Mc碳化物(TiC)的生长形态见图 4。可见,在快速凝固条件下,凝固冷却速度对MC:碳化物的生长形态的影响作用十分明显。凝固冷却速度较低的条件下(7.1x 10。k/s),MC碳化物在宏观上表现为发达的树枝晶,树枝晶的一次枝晶臂对称生长,二次枝 晶臂垂直于一次枝晶臂生长,如图4a示。并且,从图中可明显看出。其生长表面有明显的棱面或 小平面特征,这充分说明在快速凝固条件下MC碳化物的微观生长机制仍为台阶侧向生长机制。当 凝固冷却速度增加至8.3×1()。k/s时,M(:碳化物呈排列十分’规则的“十字花瓣”状,如图曲示,并且花瓣上有枝晶的二次臂(secondarydendritic arm)形成。而当凝固冷却速度增加至1.5×10。k/s时.MC碳化物的快速凝固生长形态 发展为排列杂乱无章的发达树枝晶(图4c)。值得注意的是,其生长界面仍具有明显的晶体学小平面特征。图4不同冷却速厦条件F,TtC生长形态的sEM像在冷却速度约为1.4×10。k/s的快速凝固镍基高温合金中发现Mc碳化物为径向高度规则分 叉的花草状生长形态∞>。本文在冷却速度大体相当的快速凝固条件下,未发现Mc碳化物在生长 过程中频繁分叉。可见,生长环境也是影响MC碳化物生长形态选择的重要因素。但有一点可以肯 定的是,即使在冷却速度高达1.5×106k/s的快速凝固条件下,MC碳化物的生长机制始终是台阶侧向生长。作为一种典型的小平面晶体(Tic的Jackson因子约为5～7∽>。在平衡或近平衡凝固条 件下其生长机制应该是台阶侧向生长。众所周知,凝固理论中有一被人们广为接受的推论即随着凝 固过冷度的提高或凝固冷却速度的增加,小面晶体的生长方式将由侧向生长向连续生长转变‘川。 但是,从本文得到的实验结果来看,即使在凝固冷却速度高达1.5×10“k/s的快速凝固条 件下,MC碳化物的生长机制始终为台阶侧向生长,这一结果明显地与关于小面晶体的生长方式随 凝固过冷度的提高或凝固冷却速度的增加而发生转变的推论相悖,有关该推论的合理性及适用范围有待重新认识。结 论 (1)TiAl合金表面预置碳粉经脉冲激光表面合金化后,制得了以TiC为增强相、以TiAl为基体的快速凝固复合材料涂层。 (2)凝固冷却速度MC碳化物的生长形态具有强烈的影响。在7.1×10ak/s～1.5×1 0。k/s的冷却速度范围内。MC碳化物的微观生长机制始终为台阶侧向生长。参考文献王华明 等.航空学报,2000;2l,9—15王华明等,应用激光,1999,19(5).247H.Jones,inTechnology’’Academic:PreTiAl金属间化合物合金碳元素脉冲激光表面合金化显微组织及TiC快速凝固生长形态研究@陈瑶$北京航空航天大学!北京 100083
@王华明$北京航空航天大学!北京 100083 激光技术国家重点实验室,武汉 430047TiAl金属间化合物;;TiC;;激光表面合金化;;生长形态利用脉冲激光,以 C作为合金元素,TiAl金属问化合物进行激光表面合金化,制得了以TiC为增强相、以Ti Al为基体的快速凝固复合材料涂层、研究了快速凝固条件下增强相TiC的生长形态及其微观生长机制。<1>王华明等,航空学报,2000;21,9-15
<2> 王华明等,应用激光,1999,19(5) ,247
<3> H. Jones, in" Treatise on Materials and Technology" Vol. 20, edited by H. Herman, Academic Press, New York, 1982, 1．
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<5> H. M. Wang, et al. Material Science and Enginerring, 1992; A156, 109
<6> 傅恒志等,西北工业大学学报,1987,5,279
<7> J. W. Cahn, Acta. Metall, 1964; 12, 1421国家自然科学基金(59971003)蚪胶饽烫跫缕渖せ朴Ω檬翘ń撞嘞蛏 ぁＶ谒苤?凝固理论中有一被人们广为接受的推论即随着凝固过冷度的提高或凝固冷却速度的增 加,小面晶体的生长方式将由侧向生长向连续生长转变‘川。但是,从本文得到的实验结果来看, 即使在凝固冷却速度高达1.5×10“k/s的快速凝固条件下,MC碳化物的生长机制始终为 台阶侧向生长,这一结果明显地与关于小面晶体的生长方式随凝固过冷度的提高或凝固冷却速度的增加而发生转变的推论相悖,有关该推论的合理性及适用范围有待重新认识。结 论 (1)TiAl合金表面预置碳粉经脉冲激光表面合金化后,制得了以TiC为增强相、以TiAl为基体的快速凝固复合材料涂层。 (2)凝固冷却速度MC碳化物的生长形态具有强烈的影响。在7.1×10ak/s～1.5×1 0。k/s的冷却速度范围内。MC碳化物的微观生长机制始终为台阶侧向生长。参考文献王华明 等.航空学报,2000;2l,9—15王华明等,应用激光,1999,19(5).247H.Jones,inTechnology’’Academic:PreTiAl金属间化合物合金碳元素脉冲激光表面合金化显微组织及TiC快速凝固生长形态研究@陈瑶$北京航空航天大学!北京 100083
@王华明$北京航空航天大学!北京 100083 激光技术国家重点实验室,武汉 430047TiAl金属间化合物;;TiC;;激光表面合金化;;生长形态利用脉冲激光,以C作为合金元素,TiAl金属问化合物进行激
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