Cu过渡层对直接激光沉积TC4/IN718双金属结构组织性能的影响
一、实验
DLD试验设备为LDM8060型激光同轴送粉增材制造装备，其主要由6kW光纤激光器、激光加工头、四路同轴送粉系统、三轴直角坐标机械系统、惰性气体（Ar）舱室、软件系统及控制系统等构成，在DLD过程中惰性气体舱室氧和水含量均小于50μL/L。
试验基板选用热轧供货状态的TC4钛合金板材，基板尺寸100mm×100mm×20mm（长×宽×高），试验前对基板表面进行打磨与清洗，后将基板进行真空干燥处理（200℃/1h）。
粉末材料均选用等离子旋转电极法制备的金属或合金粉末，其中TC4粉末粒度范围为75~150μm，IN718粉末粒度范围为75~150μm，TC4与IN718的合金粉末化学成分如表1所示。
Cu粉末粒度范围为50~100μm，纯度约为99.90%，3种粉末的SEM形貌如图1所示，试验前对所有粉末进行100℃/2h的真空干燥处理，以去除粉末中的水分。
为明确Cu过渡层对TC4/IN718双金属结构组织性能的影响，本研究分别进行了有无Cu过渡层的双金属结构DLD试验，DLD主要工艺参数如表2所示，加工头扫描策略为往复式，图2为DLD获得的无过渡层直接结合的TC4/IN718双金属结构及Cu作为过渡层的TC4/IN718双金属结构示意图与样件宏观形貌。
对沉积态样件采用线切割工艺选取金相试样，分别对无过渡层和Cu过渡层的双金属结构金相试样的Z方向（平行于激光沉积制造方向）截面进行研磨并抛光，后进行化学腐蚀（先用HCl:C2H5OH=1:1的试剂腐蚀150s，然后使用HF:HNO3:H2O=1:6:7试剂腐蚀约15s）。
使用配有能谱分析仪（EDS）的扫描电子显微镜（SEM）对试样的微观组织与元素分布进行测试，采用XRD-7000型X射线衍射仪分析了双金属结构界面处的物相组成，扫描速度为4℃/min，扫描范围为30°~90°，选用WilsonHardnessUH250型多功能硬度计测试双金属结构各区域的维氏硬度，加载0.98N，保压时间10s。
二、结果与分析
对比有无Cu过渡层的宏观成形（图2b与2d）可知，无中间过渡层的双金属结构在样件中间高度位置出现横向（垂直于激光沉积制造方向）宏观裂纹，而Cu过渡层的双金属结构则未发现有裂纹产生，这说明了Cu过渡层的引入在一定程度上可以降低TC4/IN718双金属结构的裂纹敏感性。
为明确无过渡层双金属结构裂纹的产生原因，首先对金相试样裂纹表面附近的物相组成进行分析，X射线衍射结果如图3所示，由图可知，无过渡层的双金属结构裂纹附近主要含有大量的Ti2Ni和β-Ti及少量的TiNi，根据Shang等人[17]的研究，Ti2Ni具有较高的脆硬性，这种脆性金属间化合物在较大应力集中的作用下，会导致裂纹的产生。
在DLDTC4/IN718双金属结构过程中，应力集中的产生，一方面是由于DLD过程中具有较大的冷却速度，易在双金属结构中产生较大的残余应力[1]；另一方面，TC4和IN718的线膨胀系数（分别约为8.2×10-6和15.3×10-6K-1）相差较大，易在二者结合区域产生较大的附加内应力，最终导致在无过渡层双金属结构的结合区域发生了明显的开裂现象。
裂纹附近的微观组织如图4所示，裂纹附近的EDS成分分析结果如表2所示，图4a为无过渡层的双金属结构结合区域附近的宏观组织形貌，在TC4与IN718的结合区形成了2条明显横向裂纹。
其中上方横向裂纹开裂较为严重（裂纹宽度约为30μm），并在裂纹附近伴有金属碎屑脱落，说明由于金属的脆性产生的冷裂纹；而靠近TC4区域侧（下方）的裂纹则比较细小（宽度约为15μm），其边缘还存在一些与之相交且更为细小的裂纹分支，为判断这些微裂纹的形成原因与裂纹类型，对该区域（图4a中矩形框）放大，如图4b所示。
由图可知，微细裂纹分支虽然被横向裂纹分隔，但是扩展终止于TC4侧的平面晶区，根据Griffith裂纹扩展理论，裂纹扩展过程中会优先沿着消耗能量小的方向进行，且会避开抗裂性能好的区域，这说明了TC4侧的平面晶区及TC4区具有较好的抗裂性能[18]，而平面晶区以上的结合区域则具有相对较大的裂纹敏感性。
根据对图4b白色矩形框中三处微区的EDS分析结果，结合Ti-Ni二元合金平衡相图，可推断结合区域裂纹附近主要为共晶反应L→β-Ti+Ti2Ni形成的β-Ti+Ti2Ni共晶组织，此外，从裂纹扩展方式来看，该区域微裂纹均表现为穿晶扩展，说明其为脆性开裂而产生的冷裂纹。
