航空航天TC6鈦合金鍛件表面激光熔覆鋁青銅熔覆層組織–界面–性能一體化研究，分析熔覆層雙態(tài)晶粒結(jié)構(gòu)、硬度梯度分布及312MPa高結(jié)合強(qiáng)度來源，為鈦基表面耐磨強(qiáng)化提供理論與試驗(yàn)支撐

隨著航空航天技術(shù)的飛速發(fā)展，對(duì)關(guān)鍵運(yùn)動(dòng)部件（如軸承、齒輪、作動(dòng)筒等）提出日益苛刻的輕量化、長壽命與高可靠性要求。傳統(tǒng)的合金鋼材料雖強(qiáng)度高，但密度大，已成為結(jié)構(gòu)減重的瓶頸。為此，輕質(zhì)高強(qiáng)的鈦合金因其優(yōu)異的比強(qiáng)度、耐腐蝕性和高溫性能，正逐步替代鋼材成為新一代航空航天運(yùn)動(dòng)部件的首選材料[1-2]。然而，鈦合金固有的硬度低、耐磨性差、摩擦因數(shù)高等缺點(diǎn)，嚴(yán)重制約其在摩擦磨損工況下的直接應(yīng)用[3]。

銅合金熔覆層因其優(yōu)異的導(dǎo)電性、耐腐蝕性以及良好的減摩耐磨性能，在上述部件的表面強(qiáng)化與功能化方面具有廣闊的應(yīng)用前景[4]。此外，銅合金也憑借其優(yōu)異減摩性能和耐磨性能被用于制造各種儀器、工業(yè)閥門和滑動(dòng)軸承等部件的減摩耐磨熔覆層[5]，在表面工程領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用價(jià)值。

銅合金熔覆層的傳統(tǒng)制備方法主要包括物理氣相沉積（PVD）[6]、化學(xué)氣相沉積（CVD）[7]、電鍍（ED）[8-10]、熱噴涂（THSP）[11-13]、冷噴涂（CS）[14-16]和電火花沉積（ESD）[17-18]。這些方法制備的熔覆層在一定程度上能夠提高整體結(jié)構(gòu)的服役性能，但普遍存在熔覆層與基材結(jié)合力不足、熔覆層厚度有限，以及在高接觸應(yīng)力或苛刻摩擦磨損條件下熔覆層易剝落[19-20]等問題。例如，趙怡婷等[21]研究在燒結(jié)NdFeB表面利用HEDP-焦磷酸鉀體系進(jìn)行電鍍銅的工藝，通過優(yōu)化工藝參數(shù)，獲得表面光滑、耐磨性良好的銅鍍層，但并未提及熔覆層整體的結(jié)合力。王康等[22]通過空蝕實(shí)實(shí)驗(yàn)證實(shí)，氧乙炔火焰噴涂銅基合金熔覆層因結(jié)構(gòu)疏松而耐空蝕性差。這些問題嚴(yán)重制約銅合金熔覆層技術(shù)在高性能、長壽命應(yīng)用領(lǐng)域的廣泛推廣。

在眾多表面改性技術(shù)中，激光熔覆技術(shù)因其獨(dú)特優(yōu)勢而脫穎而出。該技術(shù)利用高能激光束快速熔化熔覆材料與基材表層，形成與基體完全冶金結(jié)合的高性能熔覆層。其熔覆層組織致密、厚度可控、稀釋率低、熱影響區(qū)小，且具有極高的結(jié)合強(qiáng)度和抗剝落能力[23-26]。激光熔覆技術(shù)制備的熔覆層能夠在幾乎不影響基體材料性能的前提下，有效提升其表面的耐磨性，同時(shí)顯著優(yōu)化熔覆層-基材的結(jié)合強(qiáng)度，從而克服傳統(tǒng)耐磨熔覆層技術(shù)的諸多局限性。

近年來，國內(nèi)外學(xué)者在鋼、鎳基合金乃至銅合金自身基體上利用激光熔覆技術(shù)制備高性能熔覆層取得顯著成功。例如，雷經(jīng)發(fā)等[27]利用激光熔覆技術(shù)在純銅基體上制備ZrB2-ZrC/Cu?（X=70，60，50，40）熔覆層，發(fā)現(xiàn)熔覆層的屈服強(qiáng)度、峰值應(yīng)力及顯微硬度顯著高于基體，但摩擦因數(shù)也隨之增大。孫磊強(qiáng)等[28]采用激光熔覆技術(shù)在純銅基體上制備銅基合金復(fù)合熔覆層，熔覆層的顯微硬度、耐磨性和耐腐蝕性能均顯著優(yōu)于基體材料。這些成果充分展示激光熔覆技術(shù)在制備高性能金屬熔覆層方面的巨大潛力。

然而，盡管激光熔覆技術(shù)在制備高性能熔覆層方面展現(xiàn)出顯著優(yōu)勢，其在鈦合金表面制備銅合金熔覆層仍面臨嚴(yán)峻挑戰(zhàn)，主要源于鈦、銅兩種材料物理化學(xué)性質(zhì)的本質(zhì)差異。高化學(xué)活性的鈦合金與銅合金在高溫下的冶金行為共同導(dǎo)致異質(zhì)界面形成，并伴隨顯著的開裂敏感性。具體而言，鈦與銅在液態(tài)下互溶性較差，在高熱輸入條件下易生成Ti2Cu、TiCu等脆性金屬間化合物[29]；同時(shí)，二者熱膨脹系數(shù)差異顯著，會(huì)在熔覆過程中引發(fā)較大熱應(yīng)力。上述因素共同作用，導(dǎo)致該材料體系開裂敏感性高、工藝窗口狹窄，使得在鈦合金基體上激光熔覆制備高結(jié)合強(qiáng)度、減摩耐磨的銅合金層構(gòu)成重大工藝難題。目前，國內(nèi)外針對(duì)該體系的研究尚多集中于工藝探索和宏觀性能表征，對(duì)于熔覆層/界面微觀組織的演化規(guī)律、金屬間化合物的形成與控制、成分過冷行為對(duì)凝固組織的影響等科學(xué)問題缺乏系統(tǒng)深入的探討[30]。特別是如何通過精確調(diào)控工藝參數(shù)來抑制界面脆性相、獲得強(qiáng)韌結(jié)合的界面，仍是該領(lǐng)域亟待解決的技術(shù)難題。本工作重點(diǎn)圍繞銅合金熔覆層組織、界面性能與熔覆微觀組織演化等方面展開研究，利用激光熔覆技術(shù)在鈦合金基材上制備高結(jié)合力銅合金減摩熔覆層，并對(duì)熔覆層和界面的顯微組織、微觀性能進(jìn)行分析表征。此外，還針對(duì)熔覆層進(jìn)行結(jié)合力測試，揭示其高結(jié)合力的特點(diǎn)，為鈦合金基體上激光熔覆銅合金熔覆層在減摩領(lǐng)域的應(yīng)用提供理論依據(jù)和數(shù)據(jù)支持，對(duì)航空航天和機(jī)械制造領(lǐng)域具有較為重要的工程應(yīng)用價(jià)值。

1、實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 樣品制備

實(shí)實(shí)驗(yàn)所用的激光熔覆設(shè)備由一臺(tái)最大激光功率為6kW、調(diào)整光斑直徑為1.5~2.5mm的HCFM-6000光纖激光器、一臺(tái)DPSF粉末進(jìn)給器和一臺(tái)ABB六軸機(jī)器人組成。實(shí)驗(yàn)基體為TC6鈦合金鍛件(化學(xué)成分見表1),軸件外徑40mm,經(jīng)850℃/2h空冷退火后表面機(jī)加工至Ra=0.8μm。熔覆粉末選用氣霧化鋁青銅KF320,粒徑分布D10=58.8μm、D50=84.7μm、D90=119.7μm,球形度>90%(圖1),粉末化學(xué)成分見表2。

表1TC6鈦合金鍛件的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

表2 KF320粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

表3激光熔覆工藝參數(shù)

KF320銅合金粉末作為熔覆材料。整個(gè)激光熔覆過程在氬氣保護(hù)氣氛下進(jìn)行,保證腔室氧含量低于1x10-4,保護(hù)氣體流量為15L/min,以防止熔池及熱影響區(qū)氧化。

激光熔覆參數(shù)通過前期單道熔覆實(shí)驗(yàn)初步確定，再采用正交實(shí)驗(yàn)法進(jìn)行優(yōu)化，以能量密度為核心指標(biāo)。高熔覆速率組(50mm/s)采用400W間隔，因此該區(qū)間能量變化對(duì)熔池形貌影響顯著;低熔覆速率組(30mm/s)采用200W間隔,以精細(xì)捕捉工藝窗口。所有參數(shù)均經(jīng)實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證，確保重現(xiàn)性。每組參數(shù)重復(fù)3次實(shí)驗(yàn)，以排除偶然性。

基于上述優(yōu)化方法，借助正交實(shí)驗(yàn)方案確定最終工藝參數(shù)，如表2所示。實(shí)際熔覆策略是軸類零件的旋轉(zhuǎn)運(yùn)動(dòng)與激光頭的直線運(yùn)動(dòng)合成的螺旋軌跡，如圖2所示。熔覆過程中，熔覆速度設(shè)定為30mm/s或50mm/s,轉(zhuǎn)速分別為14.4r/min和24r/min。激光頭沿軸向母線方向移動(dòng)，軸向速度依據(jù)式(1)計(jì)算:

式中;  V axial 為激光頭軸向移動(dòng)速度; r為軸半徑;  V coat 為熔覆速度;  L overlap 為搭接寬度。根公式(1)計(jì)算,激光頭的移動(dòng)速度分別為 0.24mm/s和  0.4 mm/s。設(shè)定軸向?yàn)檩S向方向(axial direction,A),徑向?yàn)閺较蚍较?radial direction, R)。

1.3微觀組織表征

為系統(tǒng)評(píng)估熔覆層的微觀組織結(jié)構(gòu),采用一系列表征技術(shù)。采用熱場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM, TESCAN MIRA 3 LMH)對(duì)熔覆層形貌進(jìn)行觀察,以評(píng)估其均勻性、裂紋、孔洞等宏觀特征。該設(shè)備配備有背散射電子(BSE)探頭、Oxford Instrument Symmetry電子背散射衍射(EBSD)探頭和前置背散射電子(FSD)探頭,用于采集樣品表面的菊池花樣,以獲得樣品的晶體學(xué)信息。EBSD數(shù)據(jù)采用 HKL Channel 5軟件包進(jìn)行分析。使用電鏡配備的能譜儀(EDS)以分析微區(qū)中合金元素的分布及含量。采用配備銅靶源的 X射線衍射儀(XRD)對(duì)熔覆層近表層開展物相分析,掃描方式為常規(guī)連續(xù)掃描。

1.4熔覆層界面顯微硬度測試

為定量表征激光熔覆層橫截面的力學(xué)性能,采用 Qness 60A+ EVO型顯微硬度計(jì),沿熔覆試樣橫截面進(jìn)行硬度梯度測量。測試嚴(yán)格遵循 ASTM E384標(biāo)準(zhǔn),選用 HV0.3實(shí)驗(yàn)力(2.942 N),保載時(shí)間 15s。測試路徑以熔覆層-基體界面(定義為深度零點(diǎn))為中心展開:界面處進(jìn)行兩點(diǎn)測量;向熔覆層方向(深度負(fù)值)延伸,近表層(距界面600μm以內(nèi))以100μm為間隔測量,其余區(qū)域間隔增至200μm;向基體方向(深度正值)涵蓋熱影響區(qū)及基材,測量間隔為  100μm。

1.5熔覆層界面結(jié)合力測試

針對(duì)高結(jié)合力熔覆層的測試,采用平面槽修復(fù)法替代膠黏法方案,依據(jù) GB/T 41477《激光熔覆修復(fù)金屬零部件力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn),利用激光熔覆在TC6鈦合金槽進(jìn)行 KF320銅合金粉末的填充修復(fù),然后將底部基材磨去,并截取合適尺寸進(jìn)行拉伸樣制備,使修復(fù)槽位置完全位于拉伸樣的標(biāo)距段內(nèi)(圖 3),保證拉伸樣標(biāo)距段完全覆蓋鋁青銅熔覆層材料,而后開展拉伸實(shí)驗(yàn),測算熔覆層結(jié)合強(qiáng)度。

2、結(jié)果與分析

2.1 KF320熔覆熔覆層正交實(shí)驗(yàn)參數(shù)優(yōu)化與成形性比較

為獲取在TC6鈦合金上制備 KF320銅合金熔覆層的最優(yōu)參數(shù)。按照表 2設(shè)定參數(shù),在 TC6軸上成功制備不同能量輸人的 KF320熔覆層樣品,能量密度按照公式(2)計(jì)算:

式中: E是線能量密度, J/mm; P是激光功率, W; V是激光掃描速度, mm/s。并根據(jù)滲透檢測(penetrant testing, PT)和后續(xù)機(jī)加工處理結(jié)果,將實(shí)驗(yàn)結(jié)果分為三類(圖 4):

(1)能量輸入適中  (44 ～  60 J/mm)。對(duì)應(yīng)樣品序號(hào)為 2、 3、 4、 5、 6、 14樣品的熔化道具有合適的搭接與連續(xù)的分布,熔道首尾過渡良好,熔道表面粗糙度較低,沒有球化現(xiàn)象,成形效果良好,采用PT滲透檢測探傷未發(fā)現(xiàn)近表層的宏觀裂紋。在機(jī)加工后,樣品表面呈明亮的銅金屬光澤,無肉眼可見缺陷。在合適能量輸入下,于TC6鈦合金表面熔覆KF320得到合適的熔覆層(圖4(a))。

(2)能量輸入過高(64~106.67J/mm),對(duì)應(yīng)樣品序號(hào)為1、10、11、12、13。這些樣品對(duì)應(yīng)的參數(shù)具有更高的能量輸入密度，可以觀察到雖然成形區(qū)域中間部分熔道搭接很好，平整度良好，但在熔道的首位有明顯的由于過燒產(chǎn)生的熔道不穩(wěn)定現(xiàn)象，采用PT滲透檢測探測到明顯的宏觀裂紋。在機(jī)加工之后，熔道首尾位置造成熔覆層剝離基體的現(xiàn)象，總體成形效果較差(圖4(b))。

(3)能量輸入過低(32~40J/mm),對(duì)應(yīng)樣品序號(hào)為7、8、9、15。這些樣品對(duì)應(yīng)的參數(shù)具有較低的能量輸入密度，可以觀察到熔道平整性逐漸變差，表面粗糙度變高，隨著能量輸入的降低，熔道表面開始產(chǎn)生球化與未熔化顆粒，采用PT滲透檢測探測到明顯的孔洞與宏觀裂紋。在機(jī)加工之后，發(fā)現(xiàn)熔道搭接不連續(xù)，熔道之間存在有大量的未熔合缺陷，總體成形效果較差(圖4(c))。

2.2不同能量輸入下微觀形貌表征

為分析不同能量輸入下熔覆層的微觀組織，從2.1節(jié)分類的代表性樣品中選取典型樣本進(jìn)行形貌表征:即能量輸入適中(樣品3)、高能量輸入(樣品10)與低能量輸入(樣品8)。選取原則為在各類別中形貌最具代表性且無明顯外部干擾的樣本。如圖5(a)所示，能量輸入適中的熔覆層內(nèi)部形貌顯示，熔覆層及界面位置未見大尺寸孔洞和缺陷。在高能量輸入下，存在兩種裂紋模式，如圖5(b)所示，當(dāng)能量輸入過高時(shí)，在靠近界面的熔覆層位置觀察到近乎垂直界面的長直裂紋，完全穿過枝晶結(jié)構(gòu)，幾乎沒有偏轉(zhuǎn)角度，該裂紋類型判定為在凝固冷卻過程中，由熔覆層(Cu基)與鈦合金基體之間顯著的熱膨脹系數(shù)差異引發(fā)的拉應(yīng)力所致[31]，由熱應(yīng)力直接引發(fā)。另一方面，在高能量輸入下，熔覆層的微觀組織中也存在沿枝晶結(jié)構(gòu)邊界擴(kuò)展的微裂紋，如圖5(c)所示，這些裂紋相比穿晶裂紋更為曲折，更可能是在激光熔覆過程完全凝固前由于液態(tài)薄膜的存在削弱晶粒間的連接而產(chǎn)生的熱裂紋，這通常與凝固末期晶界處形成的低熔點(diǎn)液態(tài)薄膜有關(guān)，在收縮應(yīng)力下易于在此處開裂。穿晶裂紋和熱裂紋均萌生于熔覆層與基材結(jié)合的界面位置,表明結(jié)合位置存在較高的應(yīng)力失配。在低能量輸入條件下，則易于形成未熔合缺陷。如圖5(d)所示，熔覆層與基體之間存在明顯的不連續(xù)界面，表現(xiàn)為界面不平整且伴隨暗色分隔區(qū)域，說明熔覆層與基體未能形成充分的冶金結(jié)合。這類缺陷的產(chǎn)生主要源于激光能量密度不足或熔池流動(dòng)性差，導(dǎo)致局部區(qū)域未被完全熔化，從而在界面處殘留間隙。與高能量輸入下的裂紋缺陷不同，未熔合缺陷本質(zhì)上屬于界面結(jié)合不足，其存在會(huì)嚴(yán)重削弱熔覆層與基體的結(jié)合強(qiáng)度,成為潛在的失效源。

2.3激光熔覆 KF320熔覆層微觀結(jié)構(gòu)分析

在TC6鈦合金表面利用激光熔覆KF320合金粉末的過程中,Cu-Al顆粒發(fā)生熔化后銅元素和鋁元素進(jìn)入鈦合金熔體中,激光掃過后顆粒被“捕獲”同熔池一起快速凝固下形成熔覆層。激光熔覆KF320合金熔覆層的XRD譜如圖6所示。XRD分析針對(duì)距表層50μm以內(nèi)區(qū)域，該區(qū)域最能反映熔覆層主體相組成，免受基體稀釋效應(yīng)顯著影響。由圖6可見，衍射峰顯示，近表層熔覆層主要含有正交晶系的AlCu3和立方晶系的Cu0.84Al0.16，經(jīng)定量分析后，計(jì)算得到含有約95%AlCu3和5%Cu0.84Al0.16°。

圖7展示熔覆層中成分過冷區(qū)的組織和成分，如圖7(a)所示,熔覆層內(nèi)部的上半部分和下半部分存在兩個(gè)明顯襯度差異的區(qū)域，區(qū)域之間存在一個(gè)不規(guī)則的波浪形界面，界面附近上方以平面晶生長為主，界面附近下方以枝晶生長為主，存在明顯的成分過冷現(xiàn)象，因此將該區(qū)域劃分為平面晶體區(qū)和成分過冷區(qū)。針對(duì)熔覆層區(qū)域沿深度(向下)方向進(jìn)行EDS分析表征，如圖7(b)所示。結(jié)果顯示，靠近熔覆層頂部的區(qū)域，元素含量以Cu為主，隨著深度增加，在距離熔覆層表層200μm以上時(shí)，Ti元素含量增加并產(chǎn)生較為明顯的波動(dòng)，對(duì)應(yīng)Cu元素含量的降低，對(duì)應(yīng)圖7(a)組織由平面晶逐漸過渡為枝晶;在距界面約100μm處，Ti元素含量急劇增加，Cu元素含量急劇減少，并在界面處發(fā)生主元素交換。

進(jìn)一步局部放大觀察熔覆層中的組織，在波浪形界面附近，能夠觀察到少量的成分過冷現(xiàn)象，如圖8(b)所示，組織以零星分布的未充分發(fā)展的一次枝晶為主，部分區(qū)域含有少量的樹枝晶，絕大部分區(qū)域并未產(chǎn)生明顯的成分過冷。而在波浪形界面下方，該區(qū)域成分過冷現(xiàn)象明顯，枝晶發(fā)展充分，表現(xiàn)出不完整和起伏的枝晶形貌，部分枝晶臂位置伴有少量微納尺度的氣孔，枝晶結(jié)構(gòu)伴有二次枝晶臂產(chǎn)生，間距約5μm，如圖8(c)所示。上述組織演變,特別是從平面晶到枝晶的轉(zhuǎn)變,可通過凝固經(jīng)典理論予以闡釋。熔體凝固過程中的微觀組織形貌主要受溫度梯度(G)與凝固速率(R)的比值(G/R)以及溶質(zhì)再分配行為共同控制。在熔體凝固過程中,凝固速率(G)與溫度梯度(R)的比值決定凝固微觀結(jié)構(gòu)的生長形貌，該比值越大，越容易形成平面晶，比值越小越容易形成胞狀枝晶甚至等軸晶  [32]。在本體系中成分過冷是決定凝固模式轉(zhuǎn)變的關(guān)鍵因素,其臨界判據(jù)為式(3)  [33]:

式中: m為液相線斜率;  C 0 為熔體初始溶質(zhì)濃度;  k 0 為平衡分配系數(shù); D為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)。 Ti作為以 Ti-Cu為主要成分的熔覆層體系中的關(guān)鍵溶質(zhì)元素,其物理化學(xué)特性對(duì)成分過冷現(xiàn)象的產(chǎn)生具有顯著影響。Ti的液相線斜率大，對(duì)溫度變化極為敏感,這在凝固前沿極易引發(fā)溶質(zhì)的偏聚現(xiàn)象。Ti的初始溶質(zhì)濃度較高,高濃度的溶質(zhì)在凝固過程中會(huì)進(jìn)一步加劇偏聚行為。Ti的平衡分配系數(shù)在 Ti-Cu體系中小于  1 [34],意味著在固/液界面前沿,溶質(zhì)會(huì)傾向于向液相富集,進(jìn)而導(dǎo)致偏聚現(xiàn)象的加劇。此外,Ti在Cu熔體中的擴(kuò)散系數(shù)較低,這使得Ti元素在液相中的擴(kuò)散速率顯著降低,進(jìn)一步增強(qiáng)偏聚現(xiàn)象。這些特性共同作用,導(dǎo)致 Ti元素在固/液界面前沿發(fā)生嚴(yán)重的偏聚,顯著提高成分過冷的傾向性,從而促使晶體生長模式從平面晶向枝晶發(fā)生轉(zhuǎn)變。成分過冷的程度取決于合金的成分和環(huán)境條件，如溫度梯度和凝固速度等。具體而言，液相線越陡、合金中溶質(zhì)濃度越高、液相中擴(kuò)散系數(shù)越小、G/R比值越小，成分過冷的傾向性越大。枝晶結(jié)構(gòu)的形成還取決于快速凝固條件下熔池前沿的不穩(wěn)定生長。界面不穩(wěn)定生長不僅由枝晶臂前沿產(chǎn)生的“成分過冷”引起,也包含由于溫度和濃度梯度引起的固液界面前沿?cái)_動(dòng),即 Mullins-Sekerka界面穩(wěn)定性理論  [35],最終形成規(guī)則與不完整的凝固亞結(jié)構(gòu)。由于銅合金熔覆層與鈦合金基材的成分差異,在熔池凝固過程中,溶質(zhì)再分配會(huì)導(dǎo)致固液界面前沿溶質(zhì)濃度發(fā)生變化,產(chǎn)生成分過冷現(xiàn)象  [36]。在波浪形界面上方僅有少量枝晶形成,表明整體的成分過冷條件并不充分,稱為平面晶區(qū)。

在熔覆過程中,激光作用使 TC6基材發(fā)生部分熔化,與熔融狀態(tài)的 KF320銅合金發(fā)生混合,進(jìn)而產(chǎn)生成分梯度分布的現(xiàn)象。沿深度方向,鈦含量的增加促進(jìn)熔覆層區(qū)域成分過冷的發(fā)生,含 Ti的枝晶結(jié)構(gòu)得到充分生長,在成分上表現(xiàn)為更高的Ti含量,隨著深度增加,更大的成分波動(dòng)主要是由于枝晶臂與枝晶間區(qū)域的元素成分差異。

熔覆層表面的 EBSD分析顯示(圖 9),熔覆層主要由 Cu相和  β-Ti相組成,并沿高度方向呈現(xiàn)明顯的梯度結(jié)構(gòu)。在頂部約100μm范圍內(nèi),以細(xì)晶Cu相為主,并通過與XRD結(jié)果對(duì)比分析可知,Cu相中存在少量Al固溶,在XRD中表現(xiàn)為AlCu3和  Cu 0.84 Al 0.16 。隨著熔覆層深度的增加,β-Ti相含量增多,Cu相含量逐漸降低,β-Ti相和Cu相的存在分別促進(jìn)Cu枝晶和β-Ti枝晶的形核生長，在圖7中表現(xiàn)為波浪形界面下方的枝晶區(qū)域。Cu相與β-Ti相混合均勻，但對(duì)應(yīng)的晶粒尺寸存在顯著差異，Cu相區(qū)域面積加權(quán)平均晶粒尺寸約為1.96μm,而Ti相區(qū)域面積加權(quán)平均晶粒尺寸約為16.4μm。細(xì)晶Cu相區(qū)和β-Ti相區(qū)組成的兩相區(qū)形成典型的雙態(tài)晶粒分布結(jié)構(gòu)，這種特殊的晶粒結(jié)構(gòu)分布能顯著降低凝固冷卻過程中的殘余應(yīng)力[37],實(shí)現(xiàn)應(yīng)力的優(yōu)化分布，提高材料的塑性和強(qiáng)度，有助于減緩裂紋擴(kuò)展，提高材料的疲勞壽命，從而進(jìn)一步影響材料的整體性能。

激光熔覆的典型凝固組織是由熔池底部向上外延生長而成的柱狀晶組織，而IPF反極圖顯示(圖9(b))晶粒無明顯擇優(yōu)取向，這表明在凝固過程中晶體生長模式發(fā)生顯著改變。具體而言，β-Ti相含量的增加顯著促進(jìn)銅體系的成分過冷效應(yīng)，通過降低固液界面能，改變晶粒外延生長機(jī)制;其次，固液界面前沿的溶質(zhì)元素偏聚(特別是Ti元素的富集)導(dǎo)致的成分過冷促進(jìn)更多異質(zhì)形核點(diǎn)的形成;第三,溫度梯度的變化(從熔池底部到頂部)使G/R比值降低，進(jìn)一步影響晶粒的生長模式。

另一方面，在熔覆凝固過程中，固液界面前沿的Cu元素溶質(zhì)偏析顯著促進(jìn)β-Ti相的形成。通常情況下,鈦合金中高溫β相在冷卻過程中會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)閍相,但Cu元素的添加通過以下幾種機(jī)制抑制這一相變過程:首先，作為β-Ti相的穩(wěn)定化元素，Cu降低β→a相變的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力;其次，Cu的偏析行為阻礙溶質(zhì)的擴(kuò)散動(dòng)力學(xué)，進(jìn)一步延緩a相的析出。這種作用使高溫下的β-Ti相得以在室溫下保留，并沿熔覆層厚度方向形成具有成分梯度分布的Cu/β-Ti混合組織。Cu相和β-Ti相的梯度混合分布增加相界面，也進(jìn)一步促進(jìn)異質(zhì)形核過程。異質(zhì)形核的生長導(dǎo)致粗大柱狀晶明顯減少，并實(shí)現(xiàn)晶粒的進(jìn)一步細(xì)化，細(xì)化后的晶粒使晶界長度與表面積的比值更高，實(shí)現(xiàn)殘余應(yīng)力更均勻的分布。

2.4激光熔覆KF320熔覆熔覆層界面微觀組織分析

圖10(a)展示界面附近的微觀組織信息,其中紅色方框區(qū)域被放大顯示在圖10(b)中。圖10(b)揭示靠近界面的熔覆層區(qū)域形成一種高度致密、呈條紋狀分布的組織形貌，這種結(jié)構(gòu)與熔覆層成分過冷區(qū)的枝晶結(jié)構(gòu)不同，其間隔較小，取向隨機(jī)，構(gòu)成熔覆層的界面結(jié)構(gòu)。該致密結(jié)構(gòu)的徑向厚度為10-20μm,與鈦合金基材結(jié)合良好,展示出優(yōu)異的界面結(jié)合效果。為深入分析界面結(jié)構(gòu)組成,進(jìn)行EDS線掃描分析，如圖10(c)所示。隨著徑向深度增加,Ti元素和Cu元素的含量在高度致密結(jié)構(gòu)區(qū)出現(xiàn)一個(gè)明顯的臺(tái)階，臺(tái)階附近Cu和Ti的原子比約為1:2,這表明可能形成金屬間化合物。

圖11(a)展示界面附近的微觀組織結(jié)構(gòu),其中可觀察到熔覆層與基材之間的過渡區(qū)域，可見原本鍛件中的a球狀相在激光熱處理作用下發(fā)生相變，整體組織形成針狀和片層狀的混合組織。圖11(b)的IPF反極圖進(jìn)一步揭示熔覆層界面附近的晶粒信息，靠進(jìn)界面位置β-Ti相晶粒尺寸分布較為均勻。在圖11(c)的相組成圖中，熔覆層近界面位置的致密結(jié)構(gòu)為Ti2Cu相,這是一種由Cu和Ti組成的金屬間化合物，沿厚度方向伴隨著Cu元素與Ti元素含量的快速成分連續(xù)變化,在界面位置產(chǎn)生明顯的成分臺(tái)階，這恰好印證圖11(c)中產(chǎn)生的成分臺(tái)階現(xiàn)象，伴隨著充分的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)條件，形成Ti2Cu相。Ti2Cu金屬間化合物通常具有更高的硬度[38]，而界面位置原位形成的金屬間化合物可以改善熔覆層與基材的結(jié)合能力。在熔覆工藝良好控制的前提下，這種結(jié)合能力的提升對(duì)于熔覆層的耐久性和性能穩(wěn)定性至關(guān)重要。

2.5熔覆層顯微硬度分析

為進(jìn)一步研究熔覆熔覆層后對(duì)整體基材性能的影響，沿徑向從近表層到基材對(duì)含熔覆層樣件整體進(jìn)行硬度測試，如圖12所示，測試范圍涵蓋熔覆層、熱影響區(qū)和基材區(qū)，測試結(jié)果如圖12(b)所示，結(jié)果表明，以銅相分布為主的近表面熔覆層區(qū)硬度介于300HV-350HV之間，隨著深度增加，成分過冷區(qū)的Ti含量逐漸升高，β-Ti相逐漸增多，成分過冷區(qū)位置的硬度提升至375HV;隨著深度逐漸達(dá)到界面位置,在距界面處10~20μm位置的硬度值達(dá)到520HV,這主要是由于金屬間化合物Ti2Cu相的原位形成。隨著檢測區(qū)達(dá)到基材位置，在距離界面不遠(yuǎn)的鈦合金母材受到激光熔覆過程的高溫沖擊，母材中原始的球狀相在熱處理作用下發(fā)生相變，形成大量針狀馬氏體組織(圖11(a))。從圖11(b)可見，熱影響區(qū)深度達(dá)到800μm，該區(qū)域有效晶粒尺寸顯著降低，發(fā)生相變的組織同時(shí)導(dǎo)致顯著的晶格畸變，進(jìn)而提升區(qū)域強(qiáng)度，在本工作中，顯微硬度值介于370~390HV之間，相較基材提升約50HV。隨著深度進(jìn)一步增加，激光熱作用效應(yīng)逐漸減弱，顯微硬度值也達(dá)到TC6鈦合金本身的硬度值。

硬度結(jié)果能直觀反映含熔覆層樣件結(jié)構(gòu)的整體強(qiáng)度分布。從熔覆層的整體硬度分布可以看出，近界面10~20μm的熔覆層位置具有結(jié)構(gòu)中最高的強(qiáng)度，該強(qiáng)度主要由Ti與Cu原位形成的金屬間化合物Ti2Cu貢獻(xiàn)。圖C展示涂層顯微硬度與對(duì)應(yīng)區(qū)域β-Ti體積分?jǐn)?shù)的對(duì)應(yīng)關(guān)系。其中，β-Ti含量是依據(jù)涂層范圍內(nèi)的硬度測試方案進(jìn)行計(jì)算的,結(jié)果表明，沿涂層厚度方向，β-Ti含量從約1.8%逐漸增加至64.3%，同時(shí)顯微硬度由300HV升高至375HV，顯示出二者具有一定程度的正相關(guān)性，經(jīng)擬合后大致得到如下近似線性關(guān)系:

上述關(guān)系式表明，相成分的分布是決定涂層硬度的關(guān)鍵因素。在Cu與Ti的混合體系中，β-Ti相較Cu相具有更高的硬度，隨著β-Ti相含量的增加，涂層硬度呈近似線性增加，沿涂層厚度方向相成分的梯度分布造成硬度的梯度分布。然而如果前期工藝控制中出現(xiàn)問題,硬質(zhì)相更易成為失配源，并導(dǎo)致熔覆層與界面之間的應(yīng)力失配。從圖5結(jié)果可判斷，當(dāng)工藝控制不佳時(shí)，裂紋源會(huì)從熔覆層與基材的界面處形成，并沿熔覆層向上形成穿晶裂紋或沿晶熱裂紋，此時(shí)硬質(zhì)相的存在會(huì)加速熔覆層的失效過程。因此，控制熔覆層熔覆工藝不產(chǎn)生初始裂紋，是保證含熔覆層結(jié)構(gòu)整體樣件服役性能的重要前提。

2.6熔覆層結(jié)合力性能分析及斷口形貌分析

為驗(yàn)證熔覆層與基材的結(jié)合效果，對(duì)平面槽修復(fù)試樣進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。如圖13所示，五組拉伸實(shí)驗(yàn)的抗拉強(qiáng)度(Rm)分別為296、290、299、358、316MPa,因此測算得到的平均結(jié)合強(qiáng)度為312MPa,斷后伸長率(A)為0.5%~1.5%,試樣無屈服階段。

為進(jìn)一步驗(yàn)證其結(jié)合效果，對(duì)其進(jìn)行斷口宏觀形貌表征,圖14為熔覆層/基體界面的斷口結(jié)合力表征結(jié)果。如圖14(a)所示，斷口整體形貌，斷口成45°坡形，表面呈銀灰色，斷裂起始于試樣表面，為多源開裂特征，裂紋拓展方向?yàn)閳D14(a)中黑色箭頭所示，并且熔覆層與基材結(jié)合界面連續(xù)、無宏觀剝離或貫穿性裂紋;圖14(b)為裂紋源區(qū)形貌，主要為準(zhǔn)解理形態(tài)為主，表明界面過渡區(qū)致密，無明顯孔洞或夾雜缺陷，結(jié)合界面呈波浪狀咬合特征;圖14(c)為裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌，可見準(zhǔn)解理和二次裂紋;圖14(d)為瞬斷區(qū)形貌，可見界面處存在厚度約為2-4μm的致密過渡層，并且熔覆層與基體晶粒間呈擴(kuò)散過渡,無尖銳界面,有少量韌窩組織，以拋物線形韌窩為主。通過以上分析可知，鋁青銅熔覆層/TC6鈦合金體系在界面處呈現(xiàn)典型脆性斷裂特征:斷口精確位于熔覆層與基材界面,未見熔覆層內(nèi)部或基材內(nèi)部斷裂，表明斷裂強(qiáng)度近似等于界面結(jié)合強(qiáng)度。拉伸試樣均斷裂于熔覆層/基材界面，且無屈服階段，表明界面為整個(gè)體系的力學(xué)薄弱環(huán)節(jié)。其斷裂行為主要由界面微觀結(jié)構(gòu)決定:一方面,原位生成的Ti2Cu金屬間化合物層(見圖11c)硬度高、脆性大，在外加應(yīng)力下易成為微裂紋萌生源[39]，并促進(jìn)裂紋沿其快速擴(kuò)展，從而導(dǎo)致宏觀上的低塑性斷裂和斷口上表現(xiàn)為大量的準(zhǔn)解理面;另一方面，波浪狀的界面形貌與元素互擴(kuò)散形成的梯度過渡結(jié)構(gòu)(見圖10和1)提供強(qiáng)大的機(jī)械互鎖和冶金結(jié)合力，有效阻礙裂紋的擴(kuò)展，從而賦予界面較高的平均結(jié)合強(qiáng)度。因此，最終的斷裂形貌是Ti2Cu脆性相主導(dǎo)的裂紋萌生/擴(kuò)展與界面強(qiáng)韌化結(jié)構(gòu)阻礙作用相互競爭的結(jié)果。

上述形貌特征與力學(xué)數(shù)據(jù)共同證明，KF320熔覆層的界面結(jié)合強(qiáng)度優(yōu)異，熔覆層與基體之間形成高強(qiáng)度的冶金結(jié)合，可滿足服役條件下抗剝離和抗剪切的需求。

3、結(jié)論

(1)使用優(yōu)化后的激光熔覆工藝參數(shù)在TC6鈦合金表面成功制備無宏觀裂紋的KF320鋁青銅熔覆層。在制備過程中，成形致密性良好試樣的能量密度被嚴(yán)格控制在44~60J/mm范圍內(nèi)。當(dāng)能量輸入顯著偏離這一范圍，會(huì)導(dǎo)致諸如穿晶/熱裂紋、球化、未熔合等缺陷的出現(xiàn)，從而顯著降低熔覆層的成形質(zhì)量。

(2)熔覆層微觀組織沿厚度方向呈現(xiàn)出由平面晶區(qū)到成分過冷區(qū)過渡的的雙態(tài)區(qū)域組織。熔覆層近表面100μm區(qū)域主要由AlCu3和Cu0.84Al0.16相構(gòu)成。隨著熔覆層深度的增加，β-Ti相含量逐漸上升。熔覆層組織形成以Cu相和β-Ti相為主要分布的典型雙態(tài)晶粒分布結(jié)構(gòu)，其中銅相區(qū)域的平均晶粒尺寸為1.96μm,β-Ti相的平均晶粒尺寸為16.4μm。銅元素和鈦元素的偏聚促進(jìn)熔覆層區(qū)域成分過冷的發(fā)生，枝晶結(jié)構(gòu)得到充分發(fā)展，并改變晶粒外延生長機(jī)制，促進(jìn)異質(zhì)形核。

(3)顯微硬度結(jié)果表明，沿厚度方向的熔覆層-基材顯微硬度范圍在300HV~520HV之間，以銅相分布為主的近表面熔覆層區(qū)硬度介于300HV~375HV之間，成分過冷區(qū)的硬度在375HV，在界面附近的熔覆層區(qū)域硬度最高，達(dá)到520HV，對(duì)應(yīng)在距熔覆界面10~20μm的熔覆層范圍內(nèi)原位形成的致密化Ti2Cu金屬間化合物過渡層。拉伸結(jié)果表明，拉伸斷裂完全發(fā)生在熔覆層-基材的界面處，波浪狀界面增大機(jī)械嚙合面積，并與擴(kuò)散過渡結(jié)構(gòu)協(xié)同作用，使熔覆層-基材界面的平均結(jié)合力性能達(dá)到312MPa,最終的斷裂形貌是Ti2Cu脆性相主導(dǎo)的裂紋萌生/擴(kuò)展與界面強(qiáng)韌化結(jié)構(gòu)阻礙作用相互競爭的結(jié)果。

參考文獻(xiàn):

[1]禹杰.航空航天材料輕量化技術(shù)的最新進(jìn)展與應(yīng)用前景[N].山西科技報(bào)，2024-10-31(B10).YUJ.The lat-est advances and application prospects of aerospace mate-rial lightweighting technology[N]. Shanxi Science and Technology News,2024-10-31(B10).

[2]姜沄青.論先進(jìn)鈦合金材料在航空航天領(lǐng)域中應(yīng)用[J].科技展望,2016,26(35):91-92.

JIANG Y Q. On the application of advanced titanium alloy materials in aerospace field[J]. Science and Tech-gy,2016,26(35):91-92.

[3]南榕,孫花梅,蔡建華,等.鈦及鈦合金表面處理技術(shù)研究進(jìn)展[J].鈦工業(yè)進(jìn)展,2025,42(3):40-47.

NAN R,SUN H M,CAIJ H,et al. Research progress on surface treatment technologies for titanium and titanium alloys[J].Titanium Industry Progress,2025,42(3):40-47.

[4] JIN L,JIANG K Y,REN H L,et al. A review of laser cladding on copper and copper alloys[J]. International Journal of Electrochemical Science, 2022, 17(9):220920.

[5] ZHOU F, ZHOU Y J, SONG K X, et al. The influence of microalloying and preparation process on phase transfor-mation, mechanical properties, and friction/corrosion behavior of Cu-Ni-Sn alloys: a review[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,28:951-966.

[6]周佳良.激光熔覆制備Co基/Ni60復(fù)合覆層組織和性能研究[D].哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué),2019.

ZHOU J L. Study on process and properties of Co/Ni60 composite coating prepared by laser cladding[D].Harbin: Harbin Institute of Technology,2019.

[7] COSTA M Y P, VENDITTI M L R, CIOFFI M O H,et al. Fatigue behavior of PVD coated Ti-6Al-4V alloy[J]International Journal of Fatigue,2011,33(6):759-765.

[8]ZHU Y H, WANG W, JIA X Y, et al. Deposition of TiC film on titanium for abrasion resistant implant material by ion-enhanced triode plasma CVD[J]. Applied Surface Science,2012,262:156-158.

[9]CHEN Z, YE Z G, DING Y, et al. Study on extreme sul-furation behavior of brush-electroplated silver-graphene composite coatings as the electrical contact materials for the outdoor high-voltage isolating switch[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 29: 4063-4071.

[10] SUNG H M, LEE S, LEE D,et al. Effect of the Ni plat-ing on Al-Cu dissimilar metal laser welded joint[J].Journal of Materials Research and Technology,2024,31:2473-2483.

[11] XU K, ZHENG X H, LUO R H, et al. A three-dimen-sional zincophilic nano-copper host enables dendrite-free and anode-free Zn batteries[J]. Materials Today Energy,2023,34:101284.

[12] SWAIN B, PATNAIK A, BHUYAN S K, et al. Solid particle erosion wear on plasma sprayed mild steel and copper surface[J]. Materials Today: Proceedings, 2018,5(9):20403-20412.

[13] BEHERA B, MALLICK P, SWAIN B, et al. Surface modified mild steel and copper using homogenized fly-ash+quartz+ilmenite by plasma technology[J]. Materi-als Today:2020,33:5703-5708.

[14] ZHU X Y, LUO L M, LI P,et al. Thermal performance and microstructure of vacuum plasma sprayed tungsten coatings under cyclic heat load[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2015,44(10):2405-2408.

[15] SONG W L, WANG Z, XIE Y C, et al. Enhanced arc erosion resistance via constructing W particle network structure in cold sprayed CuCrZr-W coating: implication for electromagnetic launching system[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2023, 27: 1819-1829.

[16] YANG X W, MENG T X, SU Y,et al. Particle deforma-tion and coating deposition behavior in cold spray addi-tive manufactured aluminum deposit on copper substrate by simulation and experiment[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,30:2879-2890.

[17] WANG M Y, CHANG D X, YU B Y,et al. Improving microstructure and corrosion resistance of cold spraying Cu coating through annealing[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals,2024,77(8):2103-2110.

[18] ZHANG Z C, KONOPLIANCHENKO I, TARELNYK V,et al. The characterization of running-In coatings on the surface of tin bronze by electro-spark deposition[J].Coatings,2022,12(7):930.

[19] ZHANG Z C, TARELNYK V, KONOPLIANCHENKO I, et al. Characterization of tin bronze substrates coated by Ag+ B83 through electro-spark deposition method[J].Surface Engineering and Applied Electrochemistry,2023,59(2):220-230.

[20] LIU X B, MENG X J, LIU H Q,et al. Development and characterization of laser clad high temperature self-lubri-cating wear resistant composite coatings on Ti-6Al-4V alloy[J].Materials&Design,2014,55:404-409.

[21]ZHAO Y T,LU M Y,FAN Z Q,et al. Microstructures and mechanical properties of wear-resistant titanium oxide coatings deposited on Ti-6Al-4V alloy using laser cladding[J]. Journal of the European Ceramic Society,2020,40(3):798-810.

[22]王康，姜建軍，楊麗景，等.燒結(jié)NdFeB表面HEDP-焦磷酸鉀體系電鍍銅工藝及性能研究[J].中國腐蝕與防護(hù)學(xué)報(bào),2025,45(3):687-697.

WANG K,JIANG J J, YANG L J,et al. Copper electro-plating process and performance of HEDP-potassium pyrophosphate system on sintered NdFeB surface[J].Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection,2025,45(3):687-697.

[23]顧曉波，楊大明.熱噴涂銅基合金涂層抗空蝕性能的研究[J].華東船舶工業(yè)學(xué)院學(xué)報(bào),1997(3):27-31.

GU X B, YANG D M. Investigation on the anti cavita-tion erosion property of thermal sprayed copper alloy coatings[J]. Journal of East China Shipbuilding Institute(Natural Science Edition),1997(3):27-31.

[24] ZENG X Y, TAO Z Y, ZHU B D,et al. Investigation of laser cladding ceramic-metal composite coatings: pro-cessing modes and mechanisms[J]. Surface and Coat-ings Technology,1996,79(1/3):209-217.

[25] VREELING J A, OCELIK V, DE HOSSON J T M.Ti-6Al-4V strengthened by laser melt injection of WCp particles[J].Acta Materialia,2002,50(19):4913-4924.

[26] KENNEDY A R, KARANTZALIS A E, WYATT S M.The microstructure and mechanical properties of TiC and TiB2-reinforced cast metal matrix composites[J]. Journal of Materials Science,1999,34(5):933-940.

[27]雷經(jīng)發(fā)，吳龍宇，劉濤，等.激光熔覆ZrB2-ZrC/Cux熔覆層的力學(xué)性能及微觀結(jié)構(gòu)研究[J].中國激光，2025，52(24):2402205.

LEI J F, WU L Y, LIU T,et al. Study on mechanical properties and microstructure of laser cladding ZrB2-ZrC/Cux coating[J]. Chinese Journal of Lasers, 2025,52(24):2402205.

[28]孫磊強(qiáng).激光熔覆Cu合金復(fù)合涂層的工藝制備及性能研究[D].沈陽:沈陽工業(yè)大學(xué),2024.

SUN L Q. Study on preparation and properties of laser cladding Cu alloy composite coating[D]. Shenyang:Shenyang University of Technology,2024.

[29] SHAO L,XIE G L,LIU X H,et al.The effect of Cu con-tent and Ti2Cu precipitation on the combustion behaviour and mechanism of Ti-xCu alloys[J]. Corrosion Science,2021,190:109641.

[30] PENG C, ZHAO Y H, JIN S J, et al. Antibacterial TiCu/TiCuN multilayer films with good corrosion resis-tance deposited by axial magnetic field-enhanced arc ion plating[J].ACS Applied Materials&Interfaces,2019,11(1):125-136.

[31]劉孟晗，方正帥，劉鳳德，等.鈦/鋼異種材料激光焊接裂紋與微觀組織分析[J].應(yīng)用激光,2021,41(3):474.LIU M H, FANG Z S, LIU F D, et al. Analysis of microstructure and cracks of laser welding titanium/steel dissimilar materials[J]. Applied Laser,2021,41(3):474.

[32] Nobuyuki N, A I. nucleation and growth behavior of undercooled Pd42.5Cu30Ni7.5P20 Melt[J].Materials Trans-actions,2002,43(5):1247-1249.

[33]李勝利，沙明紅，李雪，等.《金屬凝固原理與技術(shù)》教材建設(shè)[J].中國冶金教育,2024(2):71-72.

LI S L, SHA M H, LI X, et al. Construction of textbook on principle and technology of metal solidification[J].China Metallurgical Education,2024(2):71-72.

[34]陳少林.定向凝固提純釓過程中金屬雜質(zhì)遷移規(guī)律的研究[D].北京有色金屬研究總院:,2018.

CHEN S L. Distribution of metallic impurities in gadolin-ium during directional solidification process[D]. General Research Institute for Nonferrous Metals, Beijing:,2018.

[35]白帥軍，肖笑，王雪晴，等.鈦合金增材成形件的粉末細(xì)化晶粒機(jī)理研究進(jìn)展[J].材料熱處理學(xué)報(bào)，2024,45(12):1-9.

BAI S J, XIAO X, WANG X Q, et al. Research progress on mechanism of powder grain refinement of titanium alloy additive formed parts[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2024,45(12):1-9.

[36] MOHTADI-BONAB M A, MASOUMI M, ENTEZARI E. A review on the role of crystallographic texture in hydrogen-induced cracking susceptibility in pipeline steel[J]. Journal of Materials Engineering and Perfor-mance,2025,34(23):27531-27547.

[37]易法槐.準(zhǔn)靜態(tài)Stefan問題與Mullins-Sekerka問題研究[M].北京:科學(xué)出版社,2024:1-200.

YI F H. Study on quasi-static Stefan problem and Mullins-Sekerka problem[M]. Beijing: Science Press,2024:1-200.

[38]鄒海燕.Ti2Cu相形態(tài)對(duì)CuxO/TiO2等離子體電解氧化膜層抗菌和腐蝕磨損性能的影響[D].西安:長安大學(xué)，2024.

ZOU H Y. Effect of Ti2Cu phase on antibacterial and tri-bocorrosion properties of plasma electrolytic oxidation CuxO/TiO2 coatings[D]. Xi‘a(chǎn)n: Changan University,024.

[39]KURZ W, FISHER D J. Fundamentals of Solidification[J].Trans Tech Publications,1989.

（注，原文標(biāo)題：鈦合金表面激光熔覆銅合金微觀組織演化與界面性能_田景夫）