Cu過渡層對直接雷射沉積TC4/IN718雙金屬結構組織性能的影響
一、實驗
DLD試驗裝置為LDM8060型雷射同軸送粉增材制造裝備，其主要由6kW光纖雷射器、雷射加工頭、四路同軸送粉系統、三軸直角坐标機械系統、惰性氣體（Ar）艙室、軟體系統及控制系統等構成，在DLD過程中惰性氣體艙室氧和水含量均小于50μL/L。
試驗基闆選用熱軋供貨狀态的TC4钛合金闆材，基闆尺寸100mm×100mm×20mm（長×寬×高），試驗前對基闆表面進行打磨與清洗，後将基闆進行真空幹燥處理（200℃/1h）。
粉末材料均選用等離子旋轉電極法制備的金屬或合金粉末，其中TC4粉末粒度範圍為75~150μm，IN718粉末粒度範圍為75~150μm，TC4與IN718的合金粉末化學成分如表1所示。
Cu粉末粒度範圍為50~100μm，純度約為99.90%，3種粉末的SEM形貌如圖1所示，試驗前對所有粉末進行100℃/2h的真空幹燥處理，以去除粉末中的水分。
為明确Cu過渡層對TC4/IN718雙金屬結構組織性能的影響，本研究分别進行了有無Cu過渡層的雙金屬結構DLD試驗，DLD主要工藝參數如表2所示，加工頭掃描政策為往複式，圖2為DLD獲得的無過渡層直接結合的TC4/IN718雙金屬結構及Cu作為過渡層的TC4/IN718雙金屬結構示意圖與樣件宏觀形貌。
對沉積态樣件采用線切割工藝選取金相試樣，分别對無過渡層和Cu過渡層的雙金屬結構金相試樣的Z方向（平行于雷射沉積制造方向）截面進行研磨并抛光，後進行化學腐蝕（先用HCl:C2H5OH=1:1的試劑腐蝕150s，然後使用HF:HNO3:H2O=1:6:7試劑腐蝕約15s）。
使用配有能譜分析儀（EDS）的掃描電子顯微鏡（SEM）對試樣的微觀組織與元素分布進行測試，采用XRD-7000型X射線衍射儀分析了雙金屬結構界面處的物相組成，掃描速度為4℃/min，掃描範圍為30°~90°，選用WilsonHardnessUH250型多功能硬度計測試雙金屬結構各區域的維氏硬度，加載0.98N，保壓時間10s。
二、結果與分析
對比有無Cu過渡層的宏觀成形（圖2b與2d）可知，無中間過渡層的雙金屬結構在樣件中間高度位置出現橫向（垂直于雷射沉積制造方向）宏觀裂紋，而Cu過渡層的雙金屬結構則未發現有裂紋産生，這說明了Cu過渡層的引入在一定程度上可以降低TC4/IN718雙金屬結構的裂紋敏感性。
為明确無過渡層雙金屬結構裂紋的産生原因，首先對金相試樣裂紋表面附近的物相組成進行分析，X射線衍射結果如圖3所示，由圖可知，無過渡層的雙金屬結構裂紋附近主要含有大量的Ti2Ni和β-Ti及少量的TiNi，根據Shang等人[17]的研究，Ti2Ni具有較高的脆硬性，這種脆性金屬間化合物在較大應力集中的作用下，會導緻裂紋的産生。
在DLDTC4/IN718雙金屬結構過程中，應力集中的産生，一方面是由于DLD過程中具有較大的冷卻速度，易在雙金屬結構中産生較大的殘餘應力[1]；另一方面，TC4和IN718的線膨脹系數（分别約為8.2×10-6和15.3×10-6K-1）相差較大，易在二者結合區域産生較大的附加内應力，最終導緻在無過渡層雙金屬結構的結合區域發生了明顯的開裂現象。
裂紋附近的微觀組織如圖4所示，裂紋附近的EDS成分分析結果如表2所示，圖4a為無過渡層的雙金屬結構結合區域附近的宏觀組織形貌，在TC4與IN718的結合區形成了2條明顯橫向裂紋。
其中上方橫向裂紋開裂較為嚴重（裂紋寬度約為30μm），并在裂紋附近伴有金屬碎屑脫落，說明由于金屬的脆性産生的冷裂紋；而靠近TC4區域側（下方）的裂紋則比較細小（寬度約為15μm），其邊緣還存在一些與之相交且更為細小的裂紋分支，為判斷這些微裂紋的形成原因與裂紋類型，對該區域（圖4a中矩形框）放大，如圖4b所示。
由圖可知，微細裂紋分支雖然被橫向裂紋分隔，但是擴充終止于TC4側的平面晶區，根據Griffith裂紋擴充理論，裂紋擴充過程中會優先沿着消耗能量小的方向進行，且會避開抗裂性能好的區域，這說明了TC4側的平面晶區及TC4區具有較好的抗裂性能[18]，而平面晶區以上的結合區域則具有相對較大的裂紋敏感性。
根據對圖4b白色矩形框中三處微區的EDS分析結果，結合Ti-Ni二進制合金平衡相圖，可推斷結合區域裂紋附近主要為共晶反應L→β-Ti+Ti2Ni形成的β-Ti+Ti2Ni共晶組織，此外，從裂紋擴充方式來看，該區域微裂紋均表現為穿晶擴充，說明其為脆性開裂而産生的冷裂紋。
