連續(xù)/脈沖激光再制造FeCrNiCu合金成形層溫度場研究

任維彬，董世運(yùn)，徐濱士，任君華，鄭顯柱，童繼鳳

(1 裝甲兵工程學(xué)院 裝備再制造技術(shù)國防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100072； 2 東北林業(yè)大學(xué) 園林學(xué)院，哈爾濱 150040；3 裝甲兵工程學(xué)院 科研部，北京 100072)

連續(xù)/脈沖激光再制造FeCrNiCu合金成形層溫度場研究

任維彬1，董世運(yùn)1，徐濱士1，任君華2，鄭顯柱3，童繼鳳3

(1 裝甲兵工程學(xué)院 裝備再制造技術(shù)國防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100072； 2 東北林業(yè)大學(xué) 園林學(xué)院，哈爾濱 150040；3 裝甲兵工程學(xué)院 科研部，北京 100072)

采用非接觸式紅外高溫測試儀對連續(xù)/脈沖激光成形兩種模式下激光再制造FeCrNiCu合金成形層溫度場進(jìn)行分析，獲取了熔池及熱影響區(qū)溫度場分布的一般規(guī)律，驗(yàn)證了脈沖激光工藝在控制熱輸入和成形形變以及降低熔池及熱影響區(qū)溫度方面的工藝優(yōu)越性。結(jié)果表明：脈沖激光成形熱影響區(qū)峰值溫度為730.4～810.5℃，熔池峰值溫度為998.7～1383.4℃，明顯低于相同工藝下連續(xù)輸出模式；脈沖激光成形層具有更快的升溫及降溫速率，利于形成細(xì)晶組織和獲得良好的力學(xué)性能；實(shí)際成形實(shí)驗(yàn)也進(jìn)一步驗(yàn)證脈沖激光工藝具有更小的熱影響區(qū)范圍。

FeCrNiCu合金;溫度場;激光再制造;脈沖激光

針對壓縮機(jī)葉片激光再制造熱影響區(qū)及形變過大的工程實(shí)際難題，目前多采用路徑規(guī)劃、成形前預(yù)熱、成形后熱處理、采用特制工裝夾具等方式解決[1-6]。雖可以一定程度減少成形形變，但都存在局限性。王偉等[7]基于分區(qū)掃描方式對成形路徑進(jìn)行優(yōu)化，取得一定進(jìn)展，但受分區(qū)方法及過程復(fù)雜度較高；姜小霞等[8]通過設(shè)計(jì)具有激光指示定位的回轉(zhuǎn)臺夾具，結(jié)合復(fù)合運(yùn)動編程的方法，簡化三偏心蝶閥蝶板激光再制造成形路徑，但受零件幾何形狀特殊性及加工成本限制，該方法不具備較好的通用性。卞宏友等[9]對TA15進(jìn)行高溫感應(yīng)加熱，實(shí)現(xiàn)修復(fù)材料激光再制造后組織和性能的提升，但受工藝要求和條件限制，難以適用于三維復(fù)雜扭曲薄壁類零部件激光再制造。陸小龍等[10]采用后熱處理對激光成形層性能進(jìn)行提升的方式，受被加工工件尺寸和熱處理工藝限制，不具有普遍性。本工作以控制激光再制造成形過程熱輸入及成形形變?yōu)槟繕?biāo)，研究連續(xù)和脈沖激光成形熔池及熱影響區(qū)溫度場分布規(guī)律，對比分析連續(xù)/脈沖模式激光成形工藝，驗(yàn)證了脈沖激光成形的工藝優(yōu)越性，為葉片激光再制造成形熔池溫度及熱影響區(qū)范圍控制提供工藝及方法參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料及過程

在FV520(B)壓縮機(jī)葉片用鋼上再制造FeCrNiCu合金成形層，該合金與基體成分接近，具有較好的成形性和耐磨性，粉末粒度為-140～325目?；倪x擇薄板結(jié)構(gòu)模擬葉片薄壁結(jié)構(gòu)特征(100mm×3mm×50mm)，實(shí)驗(yàn)前對基材進(jìn)行砂紙打磨，丙酮及無水乙醇清洗[11]，去除表面氧化膜及銹蝕，將FeCrNiCu合金粉末放置在DSZF-2型真空干燥箱內(nèi)150℃干燥2h[11,12]。該材料具有較高的強(qiáng)度、韌性以及耐磨性。實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分如表1所示。

實(shí)驗(yàn)采用IPG光纖激光再制造系統(tǒng)，利用連續(xù)和脈沖兩種輸出模式，采用同軸送粉方式，分別單道逐層堆積成形8層，過程中對熔池施加氬氣保護(hù)?；谝延泄に噧?yōu)化實(shí)驗(yàn)結(jié)果[13]，連續(xù)激光工藝參數(shù)：激光功率為1.1kW，掃描速率為5mm/s，載氣流量為150L/h，送粉速率為21.4g/min；脈沖激光工藝參數(shù)：脈寬為100ms，占空比為10∶1，其余參數(shù)同連續(xù)模式。采用Cella Temp型非接觸式高溫測試儀，測溫方式為單點(diǎn)測溫，測溫范圍為600～2500℃，響應(yīng)時間≤2ms，測量誤差在0.3%以內(nèi)。

表1 實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of the tested materials(mass fraction/%)

圖1為溫度測試點(diǎn)位置及成形順序示意圖。測溫點(diǎn)設(shè)定于底層成形層中間的熔池及熱影響區(qū)，分別如圖1中點(diǎn)A，B所示。為避免熱累積造成的過度成形及塌陷，采用逐層同向的成形順序，使成形層有較為充分的冷卻時間。其中，測試點(diǎn)A位于底層成形層中間位置，測試點(diǎn)B處于基體熱影響區(qū)位置。

圖1 溫度測試點(diǎn)位置及成形順序示意圖Fig.1 Diagram of positions of the testing temperature points and forming path

實(shí)驗(yàn)采用在薄壁結(jié)構(gòu)鋼基體上進(jìn)行逐層堆積的成形方式，是模擬體積損傷葉片再制造成形的一般過程。選擇底層成形層中部測溫點(diǎn)A及該點(diǎn)正下方熱影響區(qū)部位測溫點(diǎn)B進(jìn)行測試，是因?yàn)樵搮^(qū)域在成形中熱累積作用相對較大。其中，實(shí)驗(yàn)共分4組，各組相關(guān)工藝參數(shù)如表2所示。

表2 溫度測量實(shí)驗(yàn)工藝及測量位置Table 2 Measurement positions and process for temperature measurement

2 不同激光模式下溫度場對比

2.1 連續(xù)激光熱影響區(qū)溫度場分布

圖2為連續(xù)激光成形過程中測溫點(diǎn)溫度變化歷程。圖2(a)為連續(xù)激光成形熱影響區(qū)測溫點(diǎn)B的熱循環(huán)曲線，其中8段“先升后降”曲線分別對應(yīng)成形過程中激光光速掃描過程，各段曲線峰值溫度分別為818.2，826.2，838.4，828.1，804.4，786.0，765.8℃和746.8℃，其中前3層成形測溫點(diǎn)溫度變化率高于后續(xù)5層。各段曲線的峰值溫度也呈現(xiàn)較為明顯的“先增后降”趨勢，如圖2(b)所示。

激光光束作用于基體時， 薄板寬度方向可簡化視為均溫，熱傳導(dǎo)主要沿長度和寬度兩個方向進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)所采用的IPG激光器光束在長寬平面內(nèi)能量符合高斯分布，如式(1)所示[14]。

圖2 連續(xù)激光熱影響區(qū)的熱循環(huán)曲線(a)及峰值溫度變化(b)Fig.2 Thermal cycle curve of heat-affected zone under CW laser(a) and variation for peak temperature(b)

(1)式中：q(r)為距離光斑中心距離為r處能量密度；A為材料對激光的吸收系數(shù)；p為激光輸出功率；R為激光光斑半徑；r為某點(diǎn)至光斑中心的距離。由式(1)可知，測溫點(diǎn)距光斑中心越近，該點(diǎn)溫度越高。考慮測溫點(diǎn)位置與成形順序間關(guān)系可知，測溫點(diǎn)距光斑中心距離為“先減小后增加”，成形過程中測溫點(diǎn)對應(yīng)的熱循環(huán)曲線呈現(xiàn) “先上升后下降”的趨勢。其中，測溫點(diǎn)峰值溫度 “先增大后減小”是因?yàn)椋簻y溫點(diǎn)在光束能量輸入的同時，不斷與環(huán)境進(jìn)行熱交換并散失熱量，在第1～3層成形過程中，測溫點(diǎn)距光斑中心較近，激光熱輸入效率大于傳熱耗散效率，受熱累積效應(yīng)影響，測溫點(diǎn)峰值溫度不斷升高；成形第4～8層過程中，光斑中心與測溫點(diǎn)距離進(jìn)一步增加，使得測溫點(diǎn)熱輸入效率進(jìn)一步降低，以致小于與周圍環(huán)境傳導(dǎo)耗散效率，導(dǎo)致峰值溫度不斷減小。

分析可知，再制造多層成形過程中應(yīng)嚴(yán)格控制初始幾層的熱輸入量，在保證單道成形形狀的基礎(chǔ)上，應(yīng)采用相對較低的激光功率和較高的成形速率，避免過大的成形熱輸入造成基體力學(xué)性能的下降和熱影響區(qū)晶粒尺寸的增大[14,15]。

2.2 不同輸出模式成形溫度場對比

圖3為連續(xù)和脈沖激光作用下熔池區(qū)測溫點(diǎn)A的熱循環(huán)曲線，其中，連續(xù)輸出模式下的工藝樣本3的熔池區(qū)峰值溫度由1141.8℃升至1400℃，并從成形的第4層開始，熔池溫度保持在1394.0～1449.9℃范圍內(nèi)；而脈沖輸出模式下的工藝樣本4熔池區(qū)峰值溫度由1182.7℃升至1383.4℃，后逐漸降低至998.7℃。對比兩種模式下熔池測溫點(diǎn)熱循環(huán)曲線可知，前4層成形過程中熱作用相近，但后續(xù)4層連續(xù)模式熱作用明顯高于脈沖模式，具有更大的熱累積效應(yīng)。

脈沖輸出模式熱累積作用小于連續(xù)輸出模式，其主要原因在于:脈沖輸出模式熱累積過程為非連續(xù)性的，在110ms時間周期內(nèi)，光閘開啟和關(guān)閉的時間分別為100ms和10ms，由于脈沖模式每周期內(nèi)有10ms時間段不產(chǎn)生熱輸入，因此相同時間內(nèi)熱輸入低于連續(xù)輸出模式。同時，在光閘關(guān)閉的10ms時間段內(nèi)，脈沖輸出模式可獲得更多的冷卻時間，利于成形層散熱和形成更大的溫度梯度，利于成形層細(xì)晶組織形成和力學(xué)性能的提升[16]。

圖3 兩種模式下熔池區(qū)測溫點(diǎn)A熱循環(huán)曲線Fig.3 Thermal cycle curves of molten pool test point A of the two modes

圖4 兩種模式下熱影響區(qū)測溫點(diǎn)B熱循環(huán)曲線Fig.4 Thermal cycle curves of heat-affected zone test point B of the two modes

圖4為兩種輸出模式下熱影響區(qū)測溫點(diǎn)B熱循環(huán)曲線。綜合圖3，4可知，脈沖輸出模式下成形層熱影響區(qū)峰值溫度為730.4～810.5℃,熔池峰值溫度為998.7～1383.4℃;連續(xù)輸出模式下，成形層熱影響區(qū)峰值溫度在735.2～838.7℃之間，熔池峰值溫度在1141.8～1449.7℃之間，高于同功率下脈沖輸出模式測溫點(diǎn)溫度，并且具有相對較慢的升溫及降溫速率。

3 激光再制造溫度場實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證

以兩片體積損傷的壓縮機(jī)開式葉輪葉片為基體，材料為FV520(B)沉淀硬化不銹鋼，葉片壁厚為3mm，實(shí)驗(yàn)前采用機(jī)加工的方式，將體積損傷部位加工至相同尺寸，如圖5所示，基材用砂紙打磨，去除表面鐵銹及氧化膜，并用酒精及丙酮清洗、烘干。

成形材料為FeCrNiCu系合金粉末，采用逐層堆積成形的方式成形4層，其中連續(xù)與脈沖模式單層成形高度約為1.2mm，整體成形形狀尺寸基本一致。基于已有優(yōu)化工藝參數(shù)，分別采用連續(xù)與脈沖兩種模式對體積損傷葉片進(jìn)行激光再制造。連續(xù)與脈沖輸出模式下，體積損傷部位再制造成形后整體形貌如圖6所示?？芍?，體積損傷部位形狀恢復(fù)充分、擬合良好，加工余量約為1mm，具有較好成形精度。對比圖6(a)，(b)可知，連續(xù)激光再制造受熱輸入影響而發(fā)生氧化燒蝕的范圍和程度明顯大于脈沖激光再制造，進(jìn)一步驗(yàn)證連續(xù)激光工藝成形熱輸入明顯大于脈沖激光。

圖5 體積損傷壓縮機(jī)葉片再制造前形貌Fig.5 Morphology of the impeller blade with volume damage before remanufacture

圖6 連續(xù)激光再制造(a)與脈沖激光再制造(b)葉片整體形貌 Fig.6 Whole remanufacture blade morphologies of CW laser(a) and pulsed laser(b)

分別對兩種輸出模式下再制造成形層中部位置進(jìn)行線切割，切塊、鑲樣、打磨并拋光[17]，利用4gCuSO4+20mLHCl+20mLH2O的腐蝕液腐蝕20～25s[18]，利用GX-51型金相顯微鏡進(jìn)行觀察，兩種模式激光成形層中部金相組織如圖7所示。對比圖7(a)，(b)可知，兩種輸出模式下，成形層中部組織主要由樹枝晶伴隨少量胞狀晶構(gòu)成，但相同激光功率下，連續(xù)輸出模式成形層樹枝晶較脈沖模式成形層樹枝晶孕育更為充分，枝晶狀態(tài)更為 “粗大”。進(jìn)一步說明連續(xù)輸出模式下，成形層熱累積作用更為明顯，溫度梯度相對更小，具有更為充分的樹枝晶孕育條件。

圖7 連續(xù)激光(a)與脈沖激光(b)模式下激光成形層中部金相組織Fig.7 Metallographic structures of the middle cladding layer of CW laser(a) and pulsed laser(b)

4 結(jié)論

(1)采用非接觸式高溫測試實(shí)驗(yàn)，驗(yàn)證了相同激光成形工藝及條件下，脈沖激光模式具有相對更小的熱輸入和熱影響區(qū)范圍，熔池峰值溫度約為998.7～1383.4℃，熱影響區(qū)峰值溫度為730.4～810.5℃，低于相同工藝下連續(xù)輸出模式。

(2)連續(xù)輸出模式下，成形層樹枝晶組織較脈沖模式下更為“粗大”，進(jìn)一步驗(yàn)證相同成形工藝及條件下，脈沖輸出模式下成形層熱累積更少，溫度梯度相對更小，更利于細(xì)晶組織的形成。

(3)脈沖激光優(yōu)化工藝參數(shù)：激光功率為1.1kW，光斑直徑為3mm，掃描速率為5mm/s，脈寬為10ms，占空比為1∶1，該工藝參數(shù)具有較好的成形性，葉片形狀恢復(fù)良好、充分，且較同功率下連續(xù)輸出模式具有更小的熱影響區(qū)范圍。

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(本文責(zé)編：王 晶)

Temperature Field of FeCrNiCu Alloy Forming Layers of Continuous Wave/Pulsed Laser Remanufacture

REN Wei-bin1,DONG Shi-yun1,XU Bin-shi1,REN Jun-hua2,ZHENG Xian-zhu3,TONG Ji-feng3

(1 National Key Laboratory for Remanufacturing, Academy of Armored Forces Engineering,Beijing 100072,China;2 College of Landscape,Northeast Forestry University,Harbin 150040,China;3 Department of Scientific Research,Academy of Armored Forces Engineering,Beijing 100072,China)

The temperature field of FeCrNiCu alloy forming layers of continuous wave(CW) and pulsed laser remanufacture was analyzed using the non-contact infrared thermometer.The general rule of temperature field distribution of molten pool and heat-affected zone of the two modes was obtained. The pulsed laser process superiority in heat input, forming deformation control and reducing the temperature in molten pool and heat-affected zone was vilidated. The results show that during pulsed laser forming the peak temperature in the heat-affected zone is 730.4-810.5℃，the peak temperature in the molten pool is 998.7-1383.4℃,which are all obviously lower than the same process of the CW mode; the temperature-rise rate and cooling rate of pulsed laser are higher, which is helpful to the forming of fine grain structures and good mechanical performance; the forming experiment also further verifies more narrow heat-affected zone in pulsed laser process.

FeCrNiCu alloy;temperature field;laser remanufacture;pulsed laser

國家973課題資助項(xiàng)目(2011CB013403)

2015-09-10；

2016-12-07

董世運(yùn)(1971-)，男，教授，主要從事激光成形再制造方面的研究工作，聯(lián)系地址：北京市豐臺區(qū)杜家坎21號院士辦，裝甲兵工程學(xué)院裝備再制造技術(shù)國防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(100072)，E-mail:syd422@sohu.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.001131

TN249

A

1001-4381(2017)05-0001-06