鎳基高溫合金激光熔覆涂層組織及性能研究

陳子豪，孫文磊*，黃 勇,2 ，崔權(quán)維

(1.新疆大學(xué) 機械工程學(xué)院，烏魯木齊 830047;2.新疆工程學(xué)院 機電工程學(xué)院,烏魯木齊 830023)

引 言

奧氏體不銹鋼2Cr25Ni20是一種高鎳鉻合金的耐熱鋼，一般經(jīng)冶煉后在鑄態(tài)下直接進行使用，在高溫工作環(huán)境下，該耐熱鋼抗高溫氧化性和熱腐蝕性能優(yōu)良，可以在高溫下反復(fù)加熱使用，而不發(fā)生失效，該種耐熱鋼主要用于制作爐用部件、噴嘴、燃燒室等[1-3]。

激光熔覆[4-8]是一種先進制造技術(shù)，激光轉(zhuǎn)化為熱量熔化粉末顆粒，形成涂層，然后將涂層沉積到工件表面上，使工件表面耐磨性、耐腐蝕性等性能得到明顯提升，并能對廢舊零件進行修復(fù)。由于在成形熔覆層過程中，能量輸入在空間上是局部的、熱量輸入是精確控制，工件內(nèi)部只形成有限的熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)。同時也減小了基材與熔覆層的稀釋率，稀釋率隨激光能量的增加而增加，低稀釋率熔覆層具有良好的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能。激光熔覆工藝參量[9-12]合理設(shè)置能提升熔覆成形能力，產(chǎn)生更少缺陷。溫度梯度[13]對于熔覆層的成形過程也有重要影響。

本文中所用粉末與Inconel625粉末元素種類相同，Mo,Nb元素含量不同，其它元素含量范圍相同，故類比Inconel625相關(guān)性質(zhì)來研究該高溫合金涂層。Inconel625[14-18]是一種鎳基高溫合金，其主要借助鎳鉻基體中Mo,Nb等元素的固溶強化來獲得高溫強度、抗蠕變性能，并且還一種激光吸收率較大的沉積材料,同時也是一種NiCrFe多元合金。WNAG等人[19]利用激光熔覆技術(shù)在316L不銹鋼表面制備了單層和多層Inconel625高溫合金涂層，比較了樣品中不同區(qū)域的宏觀形態(tài)，微觀結(jié)構(gòu)。討論了界面的晶粒形態(tài)轉(zhuǎn)變和顯微組織形成機理并對機械性能和腐蝕性能也進行了詳細研究。DINDA等人[20]利用激光沉積技術(shù)制造出Inconel625鎳基高溫合金成形件，使用高功率CO2激光器在Inconel625基板上形成熔池，將Inconel625粉末流輸送到熔池中形成3維物體, 微觀結(jié)構(gòu)為柱狀枝晶，由基底向上生長。ROMBOUTS等人[21]研究了利用激光金屬沉積技術(shù)(laser metal deposition，LMD)制備3維鎳鉻鐵合金Inconel625塊狀成形件,通過X射線衍射檢測到含有MC,M23C6和M6C型碳化物的致密胞狀樹枝狀結(jié)構(gòu)。拉伸屈服強度為480MPa～656MPa，極限強度為882MPa～1000MPa，斷后延伸率為24%～36%,與常規(guī)生產(chǎn)的Inconel625合金相比，其強度和塑性都有了很大的提升。

本文中在2Cr25Ni20耐熱奧氏體不銹鋼基體上進行最佳激光熔覆工藝參量的多層多道熔覆 NiCrFeMo高溫合金粉末試驗，分析了2Cr25Ni20鋼基體和熔覆層材料的顯微組織，顯微硬度及常溫力學(xué)性能，為實現(xiàn)鋼爐轉(zhuǎn)動軸表面修復(fù)奠定了一定的應(yīng)用基礎(chǔ)。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗中所用基材為300mm×150mm×12mm 2Cr25Ni20鋼板，基體常溫平衡組織為奧氏體，而所用的激光熔覆合金粉末為NiCrFeMo高溫合金粉末，其粒度為：100目～300目,粉末流動性：10g/s～100g/s，硬度:25HRC～30HRC,使用溫度：1000℃。試驗前，粉末在烘干機內(nèi)靜置烘干，烘干時間為2h，溫度為150℃?；呐c高溫合金粉末成分如表1所示。

Table 1 Compositions of substrate and Ni-based superalloy alloy powder(mass fraction)

1.2 試驗方法

試驗在激光快速成型系統(tǒng)上進行，該試驗系統(tǒng)由德國IPG公司YLS-4000-S2光纖激光器，中國KUKA公司 KR30HA機器人，中國新松公司1000mm伺服旋轉(zhuǎn)工作臺，中國新松公司XSL-PF-01A-2負壓式氣載送粉器及中國東露陽實業(yè)有限公司PH-LW296-TH2P冷卻系統(tǒng)組成,如圖1所示。激光波長：1070nm ～1080nm；激光聚焦頭(PLFDH0125)使用拋物聚焦鏡，焦距f=600mm,焦點光斑直徑3mm。配置側(cè)向送粉噴嘴及調(diào)整機構(gòu),載氣與保護氣為氬氣。在熔覆過程中，氬氣不僅被用作保護熔覆層被空氣氧化，還被用作保護激光加工頭內(nèi)的光學(xué)元件免受煙塵氧化。

該系統(tǒng)送粉方式為氣壓驅(qū)動側(cè)向同步送粉，為了提高基材對激光的吸收率，成形性能優(yōu)良的熔覆層，前期通過正交試驗選出最佳工藝參量，具體試驗工藝參量設(shè)定為：激光功率1.6kW，掃描速率8mm/s，送粉量15g/min，光斑直徑3mm，送粉載氣流量150L/h。

Fig.1 Laser cladding experiment equipments(1—fiber laser YLS-4000-S2;2—KR30HA robot;3—servo rotating worktable;4—XSL-PF-01A-2 negative pressure type powder feeding system;5—PLFDH0125 laser head;6—lateral powder-feed nozzle;7—cooling system)

為了評估NiCrFeMo高溫合金涂層與基材2Cr25Ni20鋼板間的結(jié)合強度與常溫力學(xué)性能，設(shè)計常溫拉伸試驗，將板件垂直于長邊開V型坡口，坡口尺寸如圖2所示。

Fig.2 2Cr25Ni20 plate groove diagram

采用上述激光試驗系統(tǒng)在2Cr25Ni20鋼板上進行Ni基高溫合金粉末激光熔覆成形試驗，研究在上述工藝參量下，粉末在激光作用下熔化，形成致密Ni基高溫熔覆層，冷卻至室溫，經(jīng)過多層堆積，將上述鋼板上的通槽填充完整，并使用磨光機磨削熔覆層多余部分，用不同目數(shù)的砂紙先后打磨該部分，然后使用酒精擦拭熔覆層及其周圍表面，靜置晾干。

處理完成后，利用電火花線切割機沿熔覆板件對處理后板件熔覆區(qū)域中心橫截面方向進行線切割，并對切割后樣品進行標準金相制樣。清理表面鐵屑，用砂紙將試樣棱角打磨平滑。然后進行拋光、腐蝕，采用Kalling試劑(C2H5OH 100mL,HCl 100mL,CuCl25g)腐蝕熔覆層與基材，使用Zeiss Sgma 500掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)對基材區(qū)、熱影響區(qū)、基材區(qū)與熔覆層結(jié)合處以及熔覆層截面顯微組織晶粒形態(tài)進行觀察。

利用理學(xué)D/max2500 X射線衍射儀(X-ray diffraction,XRD)分別測試熔覆層、基材與熔覆層結(jié)合處中的物相，然后利用牛津200 X射線能量色散光譜儀 (energy dispersive spectrometer,EDS)測試熔覆層和垂直界面方向各層各元素的分布。

采用HVS-1000Z型維氏顯微硬度計沿基材區(qū)-熱影響區(qū)-熔覆層直線方向測量各層區(qū)顯微硬度值，測量距離為相鄰兩點間距200μm，載荷為300g(2.942N)，加載時間為15s。

將熔覆完成的試樣依據(jù)GB/T 228.1-2010金屬材料拉伸試驗第一部分：室溫試驗方法標準進行試驗 ，先用線切割在處理好的板件上切制出標準力學(xué)拉伸試樣，然后使用不同目數(shù)的砂紙對力學(xué)試樣進行打磨拋光，最終通過CMT 5205常溫力學(xué)試驗機測試修復(fù)試樣力學(xué)性能。

2 鎳基高溫合金熔覆層性能分析

2.1 鎳基高溫合金熔覆層表面形貌分析

圖3a所示為沉積層區(qū)域、兩異種金屬結(jié)合位置、基材區(qū)域SEM形貌,圖3b為熔覆層上半部分，圖3c為熔覆層下半部分。在高溫合金沉積的過程中，熔覆層是由粉末熔化、凝固堆積而成，該過程相當(dāng)于激光重熔與合金化的綜合應(yīng)用，成形質(zhì)量主要取決于首層熔覆層，基材處于室溫，熔融液體在基材上快速凝固形成熔覆層。在該層成形過程中，一部分熱量用于熔化基材與粉末，多余熱量通過基材傳入墊板和空氣中，故在首層熔覆層成形過程中工藝參量的選取顯得尤為重要。因此，基材下的墊塊應(yīng)采用導(dǎo)熱系數(shù)小的材料，保證一部分熱量存在于試樣內(nèi)，保證較小溫度梯度，產(chǎn)生較小的殘余應(yīng)力，產(chǎn)生更少的缺陷。

Fig.3 a—SEM images of cladding layer, joint and substrate b—the upper part of the cladding layer c— lower part of the cladding layer

新成形熔覆層在激光的輻照下，由于高溫作用，熔覆層表面熔化形成熔池，隨著粉末熔化后形成的液體不斷注入層中，已完成凝固成形區(qū)域重新熔化與連續(xù)粉末熔化的熔融液體混合并形成新的熔覆層凝固成形。在連續(xù)激光的作用下，先成形熔覆層對后續(xù)熔覆層存在循環(huán)退火、回火熱處理，讓成形件表面平整光滑，內(nèi)部呈現(xiàn)出交錯熱處理組織特征。

新成形的熔覆層容易受到熱循環(huán)二次加熱影響。但是，在圖中沉積層分層現(xiàn)象不明顯，說明各熔覆層之間基本無缺陷產(chǎn)生，熱循環(huán)作用影響不明顯，沉積層中各單層緊密結(jié)合，成形質(zhì)量良好。已經(jīng)完成凝固成形的高溫合金熔覆層相當(dāng)于基板，先成形的熔覆層表面溫度高，內(nèi)部存在大量熱量，對于后續(xù)產(chǎn)生的熔覆層相當(dāng)于退火與回火熱處理作用，產(chǎn)生的組織均勻，缺陷少。

最后成形的熔覆層主要與空氣介質(zhì)進行熱交換，組織凝固速率較先成形熔覆層相比較大，溫度梯度較小。圖中熔覆層之間結(jié)合處有波浪紋產(chǎn)生，由于在形成熔池過程中，粉末熔融液體表面張力與基材表面彈力相互作用。

2.2 鎳基高溫合金熔覆層微觀組織與演變

圖4a所示為熔覆層SEM顯微組織形貌，其表面無裂紋、光順平滑。通過不同放大倍數(shù)的掃描電子顯微鏡圖像顯示鎳基高溫合金熔覆層微結(jié)構(gòu)區(qū)域。如圖4b～圖4f所示，在結(jié)合處上方，柱狀晶按一定角度貫穿過整個熔覆層，柱狀晶周圍分布著網(wǎng)狀二次枝晶。通過SEM對網(wǎng)狀二次枝晶區(qū)域進行放大處理，在晶間位置有存在少量白色顆粒。

Fig.4 a—overall microstructure morphology of cladding layer b—the distribution of network structure on the surface of cladding layer c—enlarged local view of reticular distribution d— equiaxed crystal distribution on the upper layer of the cladding layer e—columnar crystal distribution in cladding layer f—the cellular crystal distribution at the lower end of the cladding layer

該激光熔覆沉積層由4層組成，經(jīng)過連續(xù)激光的輻照，基材表面熔化，熔融粉末液體與熔池接觸混合開始凝固，柱狀晶從臨近結(jié)合位置開始生長，其生長方向與激光掃描方向有關(guān)，隨著激光頭的移動，材料表面熔化形成熔池，在熔池中，晶粒在過冷度較大處開始形核長大，隨著熱量變化的方向逐漸生長，其生長方與水平呈一定角度，晶粒生長方向與熔覆層內(nèi)部熱量傳輸方向相反。多道熔覆層堆積，成形沉積層，先成形熔覆層在激光的熱作用下，該層經(jīng)歷激光重熔處理，重新熔化再凝固，熔覆層中本身就存有大量熱量，再經(jīng)過新熱量的連續(xù)輸入，使晶粒發(fā)生再結(jié)晶，生成如圖中網(wǎng)狀樹枝晶。且熱量變化不僅存在于垂直方向，也存在于水平方向。在水平方向，柱狀晶與二次網(wǎng)狀枝晶交錯分布，且柱狀晶在垂直方向，根據(jù)溫度梯度與凝固速率的分布的情況，二次網(wǎng)狀枝晶、柱狀晶、樹枝晶和等軸晶交錯分布，因為在制備熔覆層時，激光頭往復(fù)運動，同一區(qū)域熱量分布不均勻，溫度梯度也是不斷變化，先成形熔覆層經(jīng)過與空氣熱對流，溫度梯度降低，凝固速率升高，有利于等軸晶的形成。故柱狀晶與二次網(wǎng)狀枝晶在溫度的變化下，轉(zhuǎn)化為等軸晶。在經(jīng)過激光的熱效應(yīng)，該層重新熔化，晶粒重新經(jīng)歷形核、長大的過程。后成形的熔覆層重復(fù)經(jīng)過該過程，直到最后一層熔覆層的成形，試樣最上層位置與空氣充分接觸，與空氣進行熱交換，形成較寬的等軸晶區(qū)域，在試樣下端與中間部分幾乎觀察不到該區(qū)域。

不同放大倍數(shù)SEM下熔覆層波浪紋微觀形貌如圖5a～圖5d所示。先成形部分在激光的輻照下，表面熔化，離表面距離越近，溫度就越高。溫度的變化會直接導(dǎo)致熔融液體表面張力的大小。連續(xù)粉末熔化后不斷注入熔池中，在此過程中，粉末熔融液體表面張力不斷增大，先成形層熔化部分與未完全熔化粉末間有彈力產(chǎn)生，兩種力相互疊加作用，最終形成波浪紋。

Fig.5 a—micro morphology of the upper end of the wave pattern of the cladding layer b—dendrite distribution around wave pattern c—micro morphology of wave pattern d—wavy interior structure

波紋兩側(cè)組織形貌也不盡相同，以波紋為中界限，波紋以上主要分布著柱狀晶組織，其生長方向與水平位置呈一定角度。波紋以下主要分布著柱狀晶和二次網(wǎng)狀枝晶，兩種晶粒在形核長大的過程中，由于熱對流與熱傳導(dǎo)的作用，柱狀晶區(qū)域與二次網(wǎng)狀枝晶區(qū)域間界線明顯，兩種晶粒形貌相差較大。熔覆層中存在波紋形貌，柱狀晶鏡面生長，晶粒在生長過程中，同一側(cè)按相同方向外延生長，與另外一側(cè)生長方向相反，其生長過程類似于鏡中成像原理。

圖6所示為不同放大倍數(shù)SEM下高溫合金熔覆層與基材2Cr25Ni20結(jié)合位置。如圖6a～圖6d所示，在結(jié)合位置觀察到層狀微觀組織結(jié)構(gòu)和不同尺寸晶粒的存在。基材和粉末被熔化之后，粉末與熔化的基材形成液相，組織間的元素相互擴散，隨著凝固速率增大，溫度梯度降低，形成成分過冷區(qū)，故在結(jié)合位置臨近熔覆層處，該處產(chǎn)生胞狀晶，晶粒較小，分布均勻，臨近基材位置處，其大小不一，分布不均勻，因為熱量在該位置反復(fù)輸入、輸出，組織經(jīng)過回火熱處理導(dǎo)致較大尺寸的枝晶生成。故在該位置易產(chǎn)生缺陷，在后續(xù)研究中應(yīng)該控制熱量的輸入。

Fig.6 a—bonding position of cladding layer and substrate b—middle position of joint c—reticulated dendrite morphology d—dendrite growth morphology at the upper end of the junction

在首層熔覆層成形過程中，基材處于室溫狀態(tài)下，激光提供大量熱量將基材加熱，甚至將其表面熔化，熔深主要與功率、掃描速度有關(guān)，由于激光作用下所形成的熔池與冷基體之間的溫度梯度較大，熔池的冷卻速率相對較大，大量熱量通過基材傳入空氣中，基材為金屬件，易導(dǎo)熱，傳熱速度快，因此在基體附近一定不會產(chǎn)生二次枝晶。但是，隨著結(jié)合區(qū)上端位置溫度梯度降低，凝固速率升高，上端位置晶粒在該動態(tài)變化的情況下，生長為典型的胞狀枝晶結(jié)構(gòu)和次生枝晶。

2.3 鎳基高溫合金熔覆層物相與耐高溫性能分析

通過D/max2500 XRD分析了熔覆層、熔覆層與基材結(jié)合處之間物相的種類，牛津200 EDS主要分析關(guān)鍵元素通過渡區(qū)向首層熔覆層向上層擴散效應(yīng)和分布規(guī)律。如圖7所示，熔覆層與結(jié)合處所含物相種類不同。熔覆層所含物相包含：γ-Ni(面心立方結(jié)構(gòu))、Cr2Fe14C(金屬間化合物), 在熔覆層結(jié)合位置包含物相：Fe2Ni3,γ-(Fe,Ni),Ni0.9Nb0.1。熔覆層主要耐熱強化相主要是γ-Ni相，熔覆層中大量的Cr元素均勻分布于γ-Ni固溶體中，對γ-Ni相固溶強化起促進作用，并且讓熔覆層在高溫下獲得較高強度。由于熔覆層內(nèi)Nb元素含量較少，并且該沉淀固溶相非常細小，由于熔覆層溫度變化快速，該沉淀物并沒有經(jīng)過粗化過程，故XRD掃描檢測時沒有觀察Ni3Nb強化相。Ni基合金凝固過程中，在熔覆層與基材結(jié)合位置處，各晶界處容易形成laves相，該相為一種脆硬相，該相存在位置容易形成裂紋，在SEM圖片中觀察到在熔覆層表面有白色細小顆粒存在，并在該位置處該相出現(xiàn)。

Fig.7 XRD phase diagram of the junction between the cladding layer and the substrate and the cladding layer

通過對熔覆層橫截面進行EDS線掃描，得到熔覆層中含有元素Ni,Cr,Fe,Mo,C,Nb。在圖8a中600μm處熔覆層與基材結(jié)合位置，Ni元素相對強度瞬時性升高，F(xiàn)e元素相對強度明顯減弱，在圖中上述位置處，Nb與Mo元素相對強度也突然升高，基材中Nb元素相對強度不為零，從表1中可知,基材中并不含有Nb與Mo元素,說明元素在熔池金屬液體對流作用下發(fā)生相對擴散，由熔覆層擴散至基材中，由高濃度擴散至低濃度，說明在該工藝參量下稀釋作用明顯。在圖8b中各元素相對強度基本平穩(wěn)，但是在某些位置相對強度會瞬時性升高或降低，說明在熔覆層中，熔融液體表面張力、保護氣與熔池作用以及金屬液體發(fā)生對流作用下，元素分布會發(fā)生些許擾動，但總體上元素分布還是較為均勻。其它元素相對強度可能不相同，但是從基材至熔覆層相對強度幾乎無較大變化，說明位置的變化的過程中，熔覆層濃度大體相同，無擴散過程。

Fig.8 a—EDS line scan of cross section from subtrate to cladding layer b—EDS line scan of cross section of cladding layer

2.4 顯微硬度測試

熔覆層顯微硬度與試樣橫截面顯微硬度如圖9所示。熔覆層顯微硬度范圍為267HV0.3～303HV0.3, 熔覆層顯微硬度在同一水平位置變化較大，基材顯微硬度范圍為248HV0.3～284HV0.3，熔覆層至基材方向顯微硬度先增大后減小，在基材與熔覆層結(jié)合位置顯微硬度變化最快，在該位置晶界外大量共晶組織阻礙樹枝晶生長，使晶粒細化。在連續(xù)激光輻照在基材表面，基材受到激光重熔的作用，使組織分布均勻，故顯微硬度又升高，再降低，由于突然在基材表面輸入大量能量，故在基材內(nèi)部會形成熱影響區(qū)。隨著激光離該區(qū)域距離增加，溫度逐漸降低，熱影響明顯減弱，硬度又回到較低硬度。

Fig.9 a—cladding layer cross-sectional hardness b—cladding layer-base material cross-sectional hardness

2.5 常溫力學(xué)性能測試

圖10所示為修復(fù)試樣室溫拉伸曲線。2Cr25Ni20鋼NiCrFeMo高溫合金修復(fù)試樣室溫抗拉強度為700MPa,圖中屈服點不明顯，斷后延伸率為16.5%，規(guī)定塑性延伸強度Rp=553MPa，根據(jù)國家標準GB-T1221-2007，2Cr25Ni20鋼抗拉強度為不小于590MPa，斷后延伸率為40%,規(guī)定塑性延伸強度Rp=205MPa, 經(jīng)過比較，修復(fù)件抗拉強度升高，強度增大。斷后伸長率明顯下降，塑性降低。

Fig.10 Repair sample tensile curve at room temperature

3 結(jié) 論

綜上所述，利用激光熔覆技術(shù)制備NiCrFeMo高溫合金涂層，采用多種測試手段對試樣的顯微組織微觀結(jié)構(gòu)和常溫力學(xué)性能進行了研究。

(1)激光熔覆成形熔覆層試樣表面平整光滑，無缺陷產(chǎn)生。

(2)熔覆層中含有元素Ni,Cr,Fe,Mo,C,Nb和Nb與Mo元素在熔池金屬液體對流作用下向基材發(fā)生相對擴散，熔覆層存在物相有：γ-Ni,Cr2Fe14C，在熔覆層結(jié)合位置包含物相：Fe2Ni3,γ-(Fe,Ni),Ni0.9Nb0.1，在結(jié)合位置處有少許laves相產(chǎn)生。Cr元素均勻分布于γ-Ni固溶體中，對γ-Ni相固溶強化起促進作用，且熔覆層與基材結(jié)合處生成其它固溶體，提升修復(fù)試樣耐高溫性能 。

(3)熔覆層容易受到熱循環(huán)二次加熱影響，熔覆層的硬度分布呈波動狀，其硬度值范圍為267HV0.3～303HV0.3，基材顯微硬度范圍為248HV0.3～284HV0.3，兩者差值不大于30HV0.3。熔覆層至基材方向顯微硬度先增大后減小，在基材與熔覆層結(jié)合位置顯微硬度變化最快。在熱影響區(qū)內(nèi)發(fā)生馬氏體相變，顯微硬度先升高，再降低。

(4)2Cr25Ni20鋼NiCrFeMo高溫合金修復(fù)試樣與2Cr25Ni20鋼力學(xué)性能參量比較，修復(fù)件抗拉強度升高，強度增大，斷后伸長率下降，塑性降低。

(5)利用激光熔覆技術(shù)對該零件進行修復(fù)，獲得更優(yōu)耐高溫、力學(xué)性能，故可使用該種方法對鋼爐轉(zhuǎn)動軸旋轉(zhuǎn)軸進行修復(fù)。