扫描速度对钛合金表面选择性激光熔化TiAl涂层微观组织与性能的影响

《ACS Omega》：Influence of Scanning Speed on the Microstructure and Performance of a TiAl Coating Formed by Selective Laser Melting on a Titanium Alloy Surface

　　

为提高航空钛合金表面性能并增强整体结构在服役阶段的安全水平与可靠性，研究人员采用选择性激光熔化（SLM）技术在TC4钛合金表面制备TiAl涂层，系统研究了激光扫描速度对涂层性能的影响。利用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射（XRD）和能量色散X射线光谱（EDS）表征了不同扫描速度下涂层的微观组织、元素分布、物相组成及显微硬度。结果表明：当扫描速度为1000或1100 mm/s时，涂层与基体界面处形成多条贯穿性纵横向裂纹；在1200 mm/s时，涂层与基体界面平整且无裂纹，Ti/Al质量百分比稳定为1:12.9，Sc元素完全固溶形成Al₃Sc强化相，Ti–Al相主要由Ti₃Al和Ti₂Al组成，元素分布均匀、物相组成稳定，组织质量高，最大硬度为565.8 HV_0.2。当扫描速度提高至1300 mm/s时，裂纹数量较1000和1100 mm/s时减少，多为短小纵向裂纹，涂层外表面出现分层现象且平整度较差。研究阐明了扫描速度对SLM成形TiAl涂层工艺—组织—性能的控制规律，为采用SLM技术制备高性能TiAl涂层提供了理论依据和实践指导。

**扫描速度对钛合金表面选择性激光熔化TiAl涂层微观组织与性能的影响——论文解读**

**一、研究背景与科学问题**

钛合金凭借优异的高比强度与耐腐蚀性能，成为航空发动机叶片、机匣等核心构件的首选材料，在航空航天及海洋领域占据重要地位。然而，传统钛合金构件在高温氧化环境及高周疲劳、冲蚀等多重物理效应作用下，会出现明显的性能退化，严重制约其在极端工况下的长期稳定服役。在钛合金基体表面制备具有特定性能的功能涂层，既可完整保留基体力学性能，又能提供特殊防护功能以应对苛刻环境。因此，表面工程技术成为提升航空钛合金服役可靠性的重要途径。

现有钛合金表面涂层制备技术各有局限：物理气相沉积（PVD）技术沉积时间长、生产效率较低、设备成本高；热喷涂涂层结合强度不足且孔隙率偏高；激光熔覆过程中部分区域可能暴露于空气冷却，导致涂层中生成脆性氧化物；微弧氧化涂层制备工艺参数要求苛刻，参数控制稍有偏差易导致涂层厚度不均和孔隙率过高，且涂层脆性大、抗冲击性能差。选择性激光熔化（SLM）作为目前应用最广泛的金属增材制造技术，具有复杂构件成形和制造周期短等优势。该技术在完全无氧环境中成形金属粉末，在99.99%氩气保护气氛中有效避免脆性氧化物生成。同时，SLM技术的快速凝固过程中，溶质原子难以进行长程扩散和重排，可抑制某些不利平衡相的析出，生成平衡态不存在的相，为改善合金高温力学性能提供了可能。在此背景下，研究人员采用SLM技术在TC4钛合金表面制备TiAl涂层，系统研究激光扫描速度对涂层性能的影响机制。

**二、研究内容与总体结论**

本研究利用DMP Flex350选择性激光熔化设备，以真空雾化法制备的AlMgSc粉末为原料，在TC4钛合金基体上制备TiAl涂层。通过改变激光扫描速度（1000、1100、1200、1300 mm/s），系统考察了扫描速度对涂层宏观形貌、微观组织、元素分布、物相组成及显微硬度的影响。研究结果表明，扫描速度通过改变熔池能量输入、冷却速率和元素扩散动力学，主导了涂层从微观组织到宏观性能的演化过程。当扫描速度为1200 mm/s时，熔池能量与冷却速率达到最佳平衡，涂层与基体界面平整无裂纹，Ti/Al质量百分比稳定为1:12.9，Sc元素完全固溶形成Al₃Sc强化相，Ti–Al相以Ti₃Al和Ti₂Al为主，最大硬度达565.8 HV_0.2，体现出最优的综合性能。该论文发表在《ACS Omega》。

**三、主要技术方法**

研究人员采用的主要技术方法包括：（1）SLM成形工艺：使用DMP Flex350设备，激光功率370 W，光斑直径0.1 mm，层厚0.03 mm，搭接量0.02 mm，扫描速度分别为1000、1100、1200和1300 mm/s，在TC4钛合金基体（275 mm × 275 mm）上制备15 mm × 15 mm × 1 mm的TiAl涂层；（2）微观组织表征：采用配备能谱仪（EDS）的JSM-IT500扫描电子显微镜（SEM）观察涂层与基体界面微观形貌，通过线扫描分析界面过渡区Ti、Al、Mg、Sc等元素的分布特征；（3）物相分析：利用Rigaku Ultima IV X射线衍射仪（XRD）测定涂层及界面区域的物相组成；（4）显微硬度测试：采用HV-1000A维氏硬度计，载荷1.96 N（0.2 kgf），保载时间10 s，以50 μm间隔对涂层及基体界面区域连续压入，每组取5个有效数据点平均值作为该区域硬度值。

**四、研究结果**

**（一）宏观与微观形貌（3.1节）**

在宏观层面，不同扫描速度下涂层外表面均呈均匀亮白色，与铝合金颜色一致，光泽优良、清洁度高，表明激光能量输入与材料热力学响应在该功率范围内达到动态平衡。涂层外表面出现明显花纹，源于扫描过程中激光以一定速率移动，熔池沿扫描轨迹周期性形成和消散，相邻熔池间形成热重叠区，凝固过程中熔融金属因温度梯度和溶质再分配产生不均匀收缩，加之已凝固区域因二次热输入发生重熔，重熔区与非重熔区在凝固收缩率和晶体取向演化上存在差异，这些差异逐层累积最终形成可观察的花纹。

在微观层面，扫描速度为1000 mm/s时，激光束以较低速率作用于预置粉末，粉末单位时间吸收的能量密度较高，熔池存在时间长，熔体流动充分，可形成厚度约714 μm的涂层，但高能量输入导致熔池边缘热影响区较大，凝固过程中体积收缩和热应力易在涂层内部积累。扫描速度升至1100 mm/s时，激光与粉末相互作用时间缩短，涂层厚度增至785 μm，热输入与材料凝固收缩的匹配优于低速条件。扫描速度达1200 mm/s时，激光扫描动态过程与材料热力学响应进一步匹配，熔池形成与凝固周期更符合合金结晶动力学，涂层厚度达807 μm，涂层与基体界面相对平整。当扫描速度增至1300 mm/s时，激光移动速率过快导致粉末能量吸收不均，破坏熔池温度和流场稳定性，凝固过程中因热输入不足出现逐层结晶现象，最终厚度为862.50 μm，出现层状结构，表面质量和平整度较差。

在500倍显微组织观察中，1000 mm/s时涂层结合处形成明显裂纹，包括垂直于界面的纵向裂纹和平行于界面的横向裂纹，纵向裂纹延伸至基体合金，总长约200 μm。1100 mm/s时裂纹总长约530 μm，明显大于1000 mm/s时的裂纹总量，Sc元素在快速凝固过程中易发生局部偏析，偏析的Sc元素低熔点相在应力作用下易开裂，沿晶界形成纵向裂纹通道。1200 mm/s时激光能量输入与熔池冷却速率达到动态平衡，适中的能量密度将熔池温度梯度控制在合理范围内，较快的凝固速率抑制宏观元素偏析，促进涂层中形成均匀细小的等轴晶组织，未发现明显裂纹。1300 mm/s时裂纹总长约170 μm，与1100 mm/s相比裂纹数量显著减少，多为较短的纵向裂纹，极快的冷却速率降低了材料塑性变形能力，残余热应力仍可能沿晶界产生微裂纹。

**（二）物相与元素分析（3.2节）**

EDS能谱分析显示，扫描速度影响涂层与基体界面元素扩散。1000 mm/s时，Ti/Al质量百分比为1:4.8，熔池温度过高加剧Mg元素挥发损失（原子百分比仅1.87%），Sc元素因扩散系数较低，慢速凝固过程限制了其固溶度，质量分数仅0.31%。1100 mm/s时Ti/Al质量百分比为1:9.0，Mg元素挥发损失得到有效抑制（原子百分比达2.95%，为所有扫描速度中最高），Sc元素原子百分比达0.37%。1200 mm/s时熔池能量输入与冷却速率达到最优状态，Ti/Al质量比为1:12.9，Mg元素原子百分比升至4.73%，为所有扫描速度中最高，Sc元素原子百分比达0.37%。1300 mm/s时元素扩散受到显著抑制，Ti/Al质量比调整为1:10.3，Mg元素因熔池能量不足熔体流动性恶化，部分被凝固晶粒快速包裹形成局部富集或贫化区，原子百分比降至4.11%，Sc元素原子百分比调整为0.38%。

线扫描分析表明，1000 mm/s时Ti、Al、Mg元素各自稳定分布于相应区域，界面含量边界清晰，Sc元素不受界面边界约束，均匀弥散于涂层和基体区域。1100 mm/s时界面元素扩散活性略有增强，少量基体Ti元素扩散迁移至涂层侧，部分Al和Mg元素从涂层扩散至界面结合区，Sc元素仍保持均匀弥散分布。1200 mm/s时Ti、Al、Mg元素基本稳定于原始分布区域，界面元素边界特征显著，Sc元素仍均匀弥散。1300 mm/s时Ti、Al、Mg元素在涂层-基体界面区域出现明显局部富集，元素分布均匀性下降，而Sc元素分布特征不受扫描速度梯度变化影响，仍保持均匀弥散。

XRD物相分析显示，1000 mm/s时较长激光能量相互作用时间提供了充分的相变热力学条件，高温下Ti元素与Al元素深度扩散形成TiAl₂、Ti₅Al₁₁、TiAl、TiAl₃等多种Ti–Al金属间化合物，Sc元素与Al元素结合形成稳定的Al₃Sc强化相，熔池边缘较快的冷却速率保留少量未反应Al元素。1100 mm/s时元素扩散时间缩短，高温稳定相Ti₅Al₁₁难以充分形核，TiAl相消失，仅保留较稳定的TiAl₂、Ti₃Al、TiAl₃等金属间化合物，部分Sc原子未与Al充分结合，出现少量未反应单质Sc。1200 mm/s时适中的峰值温度既保证Ti和Al元素适度反应生成Ti₃Al、Ti₂Al、Ti₅Al₁₁等稳定且结合强度高的Ti–Al化合物，又防止元素因高温过度挥发，Sc元素与Al结合形成Al₃Sc，界面元素反应充分，仅保留少量单质Ti和Al。1300 mm/s时较高扫描速度抑制元素扩散和相变过程，Ti–Al系主要物相为TiAl₂、Ti₂Al和Ti₃Al₅，Ti₃Al₅的检出源于快速冷却下的非平衡相变，Mg与Al元素反应不充分生成单质Mg，物相组成呈现明显的亚稳特征。

**（三）涂层显微硬度（3.3节）**

显微硬度测试表明，金属间化合物大多形成于涂层-基体界面附近，因此涂层最大硬度集中于界面区域，并朝涂层外层逐渐降低。1000 mm/s时涂层最大硬度仅459.9 HV_0.2，较TC4合金基体（370.1 HV_0.2）仅提高24.3%，过慢扫描速度导致热积累过高、冷却速率不足，界面金属间化合物晶粒趋于粗化，元素过度扩散造成物相组成不均，细晶强化和弥散强化的效果显著削弱。1100 mm/s时最大硬度增至523.8 HV_0.2，随扫描速度提高冷却速率加快，促进金属间化合物形核率增加和晶粒细化，强化效果逐步增强。1200 mm/s时最大硬度达565.8 HV_0.2，为所有扫描速度峰值，此速度区间热输入与冷却速率达到最佳匹配，界面金属间化合物均匀形核、晶粒细小、相分布致密，细晶强化、弥散强化和界面强化作用充分发挥。1300 mm/s时最大硬度降至485.8 HV_0.2，过高的扫描速度导致热输入不足、熔池存在时间缩短、元素扩散不充分，金属间化合物形核受限，界面强化机制被抑制，硬度显著下降。所有重复样本的硬度分布曲线趋势一致，峰值硬度相对偏差在±5%以内，表明工艺参数与硬度结果的对应关系稳定可靠。与压力辅助Ti–Al涂层（378.4 HV_0.2）、电磁场辅助Ti–Al涂层（433.4 HV_0.2）及磁控溅射涂层（484 HV_0.2）相比，SLM成形TiAl涂层硬度性能更具优势。

**（四）讨论与结论**

研究通过宏观形貌、微观结构、元素分布、物相组成和显微硬度的多维度表征，揭示了扫描速度对SLM成形TiAl涂层组织性能的控制机制。其本质在于扫描速度改变了熔池的热力学状态和动力学行为，从而主导了涂层从宏观构建到微观结构的全过程。1000–1100 mm/s区间内，低速高能量诱发过大热应力和元素挥发，中速快冷导致成分偏析和结构缺陷，两者均削弱涂层与基体的结合强度；1200 mm/s作为最优工艺参数，通过精确控制熔池行为实现无裂纹结构、均匀成分和稳定物相，平整界面确保冶金结合可靠性，Ti₃Al和Ti₂Al化合物的均匀分布增强了界面结合稳定性；1300 mm/s时虽裂纹数量较1100 mm/s减少，但分层结构和亚稳相仍无法匹敌1200 mm/s条件下的涂层性能。研究同时指出，冷却速率、热应力诱发相变和裂纹萌生的分析主要基于试样微观观察结果，缺乏定量数据支撑，后续研究将引入数值模拟和热力学计算以完善相关机理的理论论证。

研究结论部分指出：扫描速度通过改变熔池能量输入、冷却速率和元素扩散动力学，控制涂层从微观组织到宏观性能的演化过程。当扫描速度为1000 mm/s时，涂层界面形成贯穿基体的纵向和横向裂纹，Ti/Al原子比降至1:4.8，虽生成Ti₅Al₁₁、Al₃Sc等物相，但裂纹缺陷严重降低了结构完整性；1100 mm/s时裂纹数量进一步增加，Ti–Al相转变为Ti₂Al、Ti₃Al₅，组织均匀性和稳定性仍然较差；1200 mm/s时熔池能量与冷却速率达到最佳平衡，涂层结合界面光滑无裂纹，Mg元素保留率最高，Ti/Al质量百分比稳定于1:12.9，Sc元素完全固溶形成Al₃Sc强化相，Ti–Al相主要为Ti₃Al和Ti₂Al，涂层最大硬度达565.8 HV_0.2；1300 mm/s时冷却速率过快导致裂纹数量减少但多为较短纵向裂纹，涂层表面出现分层且光滑度较低。