718H模具鋼表面等離子熔覆Ni60A鎳基高溫合金層的微觀組織形成溫度特征與顯微硬度分布

李藍特，陳雨楠，張?zhí)?，胡永俊，劉偉聰，肖小亭，劉崗，李風(fēng)，成曉玲

（廣東工業(yè)大學(xué)材料與能源學(xué)院，廣東 廣州 510006）

制造行業(yè)中使用的模具不僅要求精度高，而且要求有較長的使用壽命。模具的主要失效形式有磨損和腐蝕，約占總損耗的40%～50%[1]。模具的大量消耗不僅直接增加生產(chǎn)成本，而且對其進行更換會造成生產(chǎn)線停產(chǎn)，頻繁的停產(chǎn)將影響生產(chǎn)進度，導(dǎo)致更大的經(jīng)濟損失。因此，模具的表面強化和修復(fù)對保持模具性能和延長壽命而言，具有重要的意義。

與以往傳統(tǒng)的模具表面修復(fù)和強化相比，等離子熔覆有與基體冶金結(jié)合能力強、生產(chǎn)成本低、可大面積作業(yè)、功率轉(zhuǎn)化高等優(yōu)勢，因此等離子熔覆是修復(fù)大面積模具的優(yōu)選方法之一[2]。

等離子弧具有極高的熱流密度，金屬粉末會快速熔化與凝固，其中包含了復(fù)雜的熱物理過程和微觀組織結(jié)構(gòu)生成等過程，同時伴隨著相變、導(dǎo)熱、對流、輻射等現(xiàn)象[3-5]，而冷卻條件在凝固過程中對微觀組織起重要作用。但由于等離子熔覆溫度極高，變化極快，因此目前對熔覆過程中溫度變化、組織形貌的研究較少。本文以718H模具鋼作為基材，在其表面熔覆Ni60A鎳基高溫合金層。采用ANSYS有限元軟件來分析Ni60A熔覆層微觀組織形成溫度場與溫度梯度，為Ni60A等離子熔覆在718H模具鋼表面強化和修復(fù)的應(yīng)用提供理論依據(jù)和工藝指導(dǎo)。

1 實驗

1.1 材料

718H模具鋼板材的尺寸為120 mm × 120 mm × 25 mm。Ni60A合金粉末的成分為：C 0.85%，Cr 16.00%，B 3.40%，Si 4.50%，F(xiàn)e 4.50%，Ni余量。在等離子熔覆前，先對粉末進行真空干燥，溫度70 °C，時間4 h。

1.2 熔覆工藝

采用DSFS等離子熔覆設(shè)備(青島海納等離子科技有限公司)，在氬氣保護(Ar體積流量2 L/min)下進行熔覆，等離子弧輸出功率P = 2.0 kW，熔覆額定電流I = 220 A，掃描速率v = 5 mm/s，光斑半徑r = 2 mm。

1.3 分析測試方法

采用數(shù)控線切割機對試樣進行垂直于熔覆方向上的切割，然后采用240目至2 000目的砂紙逐級打磨，再用適當?shù)牧α繉⒃嚇影磯涸贛P-2B型磨拋機(上海光相制樣設(shè)備有限公司)上進行拋光(輔以金剛石拋光膏)，拋光時應(yīng)注意保持拋光盤的濕潤。制備成金相試樣，用清水洗凈及吹風(fēng)機吹干后，用蘸了王水的棉簽擦拭試樣切割面5 s，再先后用清水和無水乙醇清洗，吹干。用LEICA DMi8 C型金相顯微鏡對熔覆層進行金相分析，用HVD-1000IS數(shù)顯顯微維氏硬度計對熔覆層進行硬度檢測，用D/MAX-Ultima IV型X射線衍射儀(XRD)對熔覆層進行物相分析。

1.4 等離子熔覆溫度場的有限元模型建立與驗證

Ni60A粉末和718H模具鋼熔覆材料的比熱、熱導(dǎo)率、熱膨脹系數(shù)及密度與溫度的關(guān)系[6]見表1。

表1 718H模具鋼和Ni60A鎳基高溫合金粉末熱物性參數(shù)Table 1 Thermophysical properties of 718H die steel and Ni60A Ni-based superalloy

結(jié)合實際情況，同時考慮到基體和熔覆層的對稱性，運用ANSYS參數(shù)化設(shè)計語言(APDL)，建立了10 mm × 120 mm × 60 mm的模型。由于等離子弧能量分布不均，中心能量高而邊緣能量低，熱源熱流密度分布可近似地用高斯數(shù)學(xué)模型來解釋，因此選用高斯熱源作為熱源模型。為縮短計算時間和保證計算精度，在劃分網(wǎng)格時，熔覆層和靠近熔覆層的區(qū)域要細化，遠離熔覆區(qū)的區(qū)域可較為粗糙，如圖1所示。等離子熔覆溫度場計算模型的建立參見文獻[7-8]。

在氬氣保護下，以同步送粉的方式，采用與數(shù)值模擬相同的等離子工藝參數(shù)進行單道熔覆實驗，得到具有一定寬度和深度的熔覆層。熔覆完成后，在垂直于熔覆方向上切割，觀察熔深和熔寬。從表2可知，多個熔池的測量結(jié)果與數(shù)值模擬的結(jié)果較為接近，略有偏差的主要原因在于本文在建立模型時做了適當?shù)募僭O(shè)，采用高斯面熱源，忽略了熔池中送離子氣吹力和液態(tài)金屬對流的影響[9]。模擬值與實際值的偏差在合理的范圍內(nèi)，從而驗證了熔池內(nèi)溫度場模擬的準確性和可靠性。

圖1 等離子熔覆幾何模型及網(wǎng)格劃分Figure 1 Plasma cladding geometry and meshing model

表2 熔池幾何尺寸的實測值與模擬值的對比Table 2 Comparison between the calculated and measured results of melt pool size

2 結(jié)果與討論

2.1 模擬熱循環(huán)曲線及熔池內(nèi)溫度梯度的分布

根據(jù)實際實驗的情況，通過ANSYS處理模塊，在P = 2.0 kW，v = 5 mm/s，r = 2 mm的條件下得到試樣表面等離子掃描中心線方向上始端、中間和終端的節(jié)點溫度隨時間變化的曲線，如圖2所示。

沿掃描方向的熔覆層取樣點的溫度變化趨勢基本相似，波峰都在1 580 °C左右，高于熔覆材料和基體材料的熔點，保證兩者可以形成良好的冶金結(jié)合。在升溫時，曲線較為陡峭；在降溫時，曲線較為平緩。顯然升溫速率大于降溫速率，而且升溫速率基本保持不變，降溫速率則沿掃描方向先快后慢。每個熔道熔覆層的中間取樣點的最高溫度逐步升高，但升幅不大，試樣的溫度變化趨于穩(wěn)定，從而在等離子掃描方向上保證熔覆層各處的性能基本一致。熔覆層的最高溫度比中間取樣點的最高溫度高150 °C左右，端部的溫度波動最大。這是因為熱量傳到端部位置時因空氣的熱導(dǎo)率很小而難以散出，熱量積累，致使熔覆層端部最高溫度高于其他各點，呈現(xiàn)明顯的“端部效應(yīng)”[10]。由此可見，在熔覆層的端部容易出現(xiàn)邊緣塌陷或者局部過燒的現(xiàn)象。

熔池的溫度梯度分布對研究熔覆層微觀組織形成有重要的意義。圖 3為熔覆到中間位置時，熔池截面的溫度梯度分布。正溫度梯度表明在固液界面的液相側(cè)，離固液界面越遠的點的溫度越高，其過冷度會減?。回摐囟忍荻葎t表明在固液界面的固相側(cè)，離固液界面越遠的點的溫度越低，其過冷度增大。

圖2 沿等離子掃描中心線方向上始端、中間和終端的節(jié)點溫度隨時間的變化Figure 2 Variation of temperature at the beginning,middle, and terminal nodes along the axis of plasma scan

圖3 熔覆層表層及與基體交界處不同方向上溫度梯度隨時間的變化Figure 3 Variation of temperature gradient along different directions with time at the area adjacent to surface in the cladding layer and at the interface between it and the substrate, respectively

2.2 熔覆層微觀組織觀察與分析

718H模具鋼表面在等離子熔覆Ni60A鎳基高溫合金后，可被分為3個主要區(qū)域──熔覆區(qū)、熱影響區(qū)和基體。靠近上部表面的是細等軸晶區(qū)(見圖4a)，主要由直徑為10～15 μm的晶粒組成。在空氣與金屬界面的交界處，圖3的模擬結(jié)果顯示最大的溫度梯度達1.6 × 106°C/m。在較大的溫度梯度下，正溫度梯度的結(jié)晶潛熱通過外側(cè)薄壁散出，在外壁處液相溫度低，越接近熔池則溫度越高。在結(jié)晶前沿的液相中，過冷度隨著與固液界面距離的增加而減小。而在等離子熔覆過程中，由于基體的自冷作用較大，相當于提高了冷卻速率，液相因此而獲得較大的過冷度，形核率隨之增大，待完全凝固時晶粒較多。結(jié)晶在外壁處最先發(fā)生，熔覆層隨著溫度梯度的降低而形成了許多不同取向的小晶粒，形成了細等軸晶區(qū)。由霍爾佩奇公式可知，這些表層細小晶粒可以顯著改善表面性能。

熔覆層中部為柱狀晶(見圖4b)，晶粒直徑在15～20 μm之間，從基體向等離子熔覆中心區(qū)域生長。在熔覆過程中，晶核長大會釋放潛熱，令界面溫度快速升高而接近熔覆層的熔點，隨后熱量被釋放到周圍的液相中，于是在固液界面前沿的液相一側(cè)形成了負溫度梯度。在此環(huán)境下，各枝晶主干方向互不相同，主干與熱流方向相平行的枝晶生長迅速，且優(yōu)先向內(nèi)伸展。由于側(cè)向枝晶伸長被不平行的熱流方向抑制，即等溫線的推進速率限制了柱狀晶的生長速率，因此只有柱狀晶的尖端才具有過冷度[11]這會減少取向不利的晶體生長，在熔覆層表層向內(nèi)形成柱狀晶。圖4b證實了正溫度梯度的存在會導(dǎo)致柱狀晶的形成。

熔覆層芯部的離子弧區(qū)域主要形成了直徑較大的類胞狀晶(圖4c)，晶粒直徑在30～40 μm之間。由圖3可知，熔覆完成后先為正溫度梯度。此時胞狀結(jié)構(gòu)可以較為穩(wěn)定地沿平行于熱流方向的軸生長，但由于等離子熔覆為急冷的過程，因此胞狀結(jié)構(gòu)的長大并不如鑄造時明顯。仔細觀察可以發(fā)現(xiàn)，胞狀結(jié)構(gòu)尖端易于出現(xiàn)胞晶和樹枝晶之間的中間形態(tài)，如樹枝狀胞晶或胞狀樹枝晶。

靠近基體的區(qū)域也是細等軸晶，其晶粒直徑為20～25 μm。由于緊貼基體，這部分區(qū)域的散熱比芯部離子弧區(qū)域更快，但又不如與空氣接觸的最表層快，因此產(chǎn)生的等軸晶的粒度要大于表面細等軸晶區(qū)。

圖4 熔覆層不同區(qū)域的微觀組織Figure 4 Microstructures of different areas of the cladding layer

2.3 熔覆層的XRD分析

Ni60A鎳基高溫合金的主要成分為 Ni，經(jīng)過等離子熔覆后主要生成 2種強化相，分別是 Fe7Ni3和FeCr0.29Ni0.16C0.06(見圖5)。在熔覆過程中，鎳原子與鐵原子結(jié)合而形成大量的Fe7Ni3相，該相均勻地分布在熔覆層中，具有較難分解、耐高溫的特點，主要起到第二相強化的作用。合金粉末中的C和Cr由于其原子半徑與Fe和Ni相差較大，因此進入了Fe和Ni的晶格間隙中，形成碳化物FeCr0.29Ni0.16C0.06相，起到固溶強化的作用[12]。

2.4 熔覆層的顯微硬度分布

熔覆層約有3.5 mm厚，由于其中存在第二相強化和固溶強化，因此其硬度較高。沿著等離子熔覆的中心線從外至內(nèi)，在每隔0.5 mm的水平面上取3個點測顯微硬度，然后求其平均值，結(jié)果如圖6所示?？梢姳韺语@微硬度略低，往內(nèi)顯微硬度突然升高，最大值為508 HV，隨后顯微硬度緩慢降低，直至熔覆層結(jié)束，而基體的硬度約為300 HV。

圖5 Ni60A鎳基高溫合金熔覆層的XRD譜圖Figure 5 XRD pattern of Ni60A nickel-based superalloy cladding layer

圖6 熔覆層截面的顯微硬度分布Figure 6 Cross-sectional distribution of microhardness of the cladding layer

表面硬度低的原因主要有3點：(1)等離子熔覆時的“端部效應(yīng)”(見圖2)導(dǎo)致表面過燒；(2)表面直接與外界環(huán)境接觸，冷卻速率極快造成了熱裂紋；(3)熔覆時可能形成了孔洞等缺陷。由前文可知表層和亞表層為晶粒較細小的細晶區(qū)，根據(jù)細晶強化原理，其硬度應(yīng)較高。熔覆層中部為柱狀晶，再往里為胞狀晶，硬度依次降低?？拷w的熔覆層晶粒尺寸只是比芯部組織略小，對硬度的影響并不明顯。

3 結(jié)論

(1) 在考慮材料的熱物理性質(zhì)、熱源數(shù)據(jù)和對流換熱相關(guān)的邊界條件之下，所建立的溫度場模型能解釋718H模具鋼表面Ni60A等離子熔覆層由表及里依次為細等軸晶、柱狀晶、胞狀晶和等軸晶的形成過程。

(2) 在熔覆表層溫度梯度高達1.6 × 106°C/m的情況下形成了細等軸晶。

(3) 等離子熔覆形成的Fe7Ni3相和FeCr0.29Ni0.16C0.06相會起到強化作用。熔覆層顯微硬度可達508 HV，是718H模具鋼基體的1.6倍左右，滿足了模具表面修補強化的要求。