鎢極氬弧焊與激光熔覆修復(fù)的K403 鎳基高溫合金導(dǎo)向器葉片組織與性能

張國會,秦仁耀*,周 標(biāo),趙梓鈞,郭紹慶,黃 帥,王悅欣,敖 斌

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 3D 打印研究與工程技術(shù)中心，北京 100095；2.中國航發(fā)貴州黎陽航空動力有限公司 工程技術(shù)部/技術(shù)中心，貴陽 550014）

鑄造高溫合金K403 是一種鎳基高溫合金，因具有較好的高溫強(qiáng)度、耐腐蝕、抗氧化性、耐疲勞性等特性，常用于制造渦輪葉片、導(dǎo)向器、燃燒室、渦輪盤、壓氣機(jī)、導(dǎo)向器等重要熱端承力結(jié)構(gòu)件。在實(shí)際服役與應(yīng)用的過程中，熱端承力件長期處于高溫沖擊、高溫腐蝕、高速旋轉(zhuǎn)等惡劣工況，葉片表面易產(chǎn)生疲勞裂紋，對設(shè)備的運(yùn)行安全影響重大。熱端承力部件的更換極大程度限制了航空發(fā)動機(jī)整體使用壽命，同時增加維護(hù)成本。先進(jìn)修復(fù)技術(shù)能夠?qū)p傷部件進(jìn)行單獨(dú)維修，有利于縮短制造時間周期和降低成本，提升維護(hù)效率?？焖傩迯?fù)過程主要由前處理、材料沉積、修復(fù)區(qū)加工、后處理等步驟組成。其中，材料沉積過程是整個修復(fù)工藝的關(guān)鍵所在。待修復(fù)部件經(jīng)過高溫材料沉積后，修復(fù)區(qū)域的材料與母材的力學(xué)性能和冶金結(jié)合界面能否實(shí)現(xiàn)匹配是評價修復(fù)工藝與決定使用性能的重要因素。

目前，針對葉片表面出現(xiàn)小面積沖擊損傷特點(diǎn)，通常預(yù)先使用機(jī)械加工的方式打磨去除損傷區(qū)域的表面內(nèi)涂層并完成開槽，主要使用鎢極氬?。╰ungsten inert gas，TIG）焊、釬焊、電子束焊、激光熔覆（laser welding）等工藝方式實(shí)現(xiàn)中間層金屬熔化，完成損傷部分的修補(bǔ)。TIG 焊[1-3]具有熱輸入量高、熱源集中、修復(fù)區(qū)域表面質(zhì)量好、無焊渣殘留、投資少、操作便利等優(yōu)點(diǎn)。宋文清等[4-5]使用TIG 焊工藝對高溫合金渦輪葉片修復(fù)過程進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，修復(fù)熱裂紋是該工藝的主要缺陷，控制電流、高溫時間等工藝參數(shù)與降低MC 碳化物的形成有利于控制修復(fù)熱裂紋的形成。Ojo 等[6]對TIG 焊鎳基高溫合金IN738 焊接過程的界面區(qū)進(jìn)行研究，結(jié)果表明，初始析出的γ'相重熔并滲入晶界是導(dǎo)致焊接區(qū)域延性下降的主要原因。同時，界面區(qū)的連續(xù)脆性共晶組織和碳化物相也是鎳基高溫合金焊接失效過程裂紋擴(kuò)展的關(guān)鍵因素[7-8]。激光熔覆修復(fù)[9-10]具有熱輸入量小、控制精度高、形狀適應(yīng)性好、界面區(qū)窄、焊接變形小等優(yōu)點(diǎn)，在葉片修復(fù)的應(yīng)用也受到國內(nèi)外學(xué)者的關(guān)注。General Electric 公司[11]利用Nd：YAG 激光熔覆方式修復(fù)鎳基高溫合金燃?xì)廨啓C(jī)疲勞裂紋，并使用噴丸工藝在修復(fù)區(qū)實(shí)現(xiàn)抗疲勞性強(qiáng)化。Richter等[12]利用激光熔覆完成Ti6242 鈦合金整體葉盤修復(fù)，結(jié)果表明，該工藝修復(fù)氣孔率較低，抗拉強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度均超過基體材料，具有進(jìn)一步擴(kuò)展應(yīng)用空間的潛質(zhì)。林鑫等[13-14]使用激光沉積修復(fù)技術(shù)結(jié)合退火+噴丸等后處理實(shí)現(xiàn)TC4 鈦合金葉片斷裂區(qū)域修復(fù)與性能提升。Liu 等[15]研究了激光熔覆技術(shù)對鎳基高溫合金燃?xì)鉁u輪發(fā)動機(jī)部件鑄造缺陷和孔洞的修復(fù)能力，研究表明，使用較細(xì)的粉末顆粒和快速的激光掃描速度能夠有效抑制界面區(qū)裂紋的產(chǎn)生。盛家錦等[16]研究了IN939 鎳基高溫合金葉片修復(fù)過程裂紋生成機(jī)理，結(jié)果表明，激光熔覆過程熱影響區(qū)形成的液化裂紋和碳化物相會引起修復(fù)區(qū)域局部缺陷。Kim 等[17]相關(guān)研究表明，葉片修復(fù)區(qū)域內(nèi)部微裂紋是力學(xué)性能下降的主要原因。Xu 等[18]使用FeCrNiCu 粉末完成了薄壁壓氣機(jī)葉輪修復(fù)，研究表明，修復(fù)區(qū)無夾渣、氣孔等缺陷，配合相關(guān)后熱處理工序能夠降低局部缺陷達(dá)到使役要求。

在實(shí)際服役與應(yīng)用的過程中，K403 鎳基高溫合金葉片長期處于高溫沖擊、高溫腐蝕、高速旋轉(zhuǎn)等惡劣工況，葉片表面易產(chǎn)生疲勞裂紋。由于維修成本、加工周期、便捷性等優(yōu)勢，目前在導(dǎo)向器葉片的實(shí)際生產(chǎn)和修復(fù)過程中仍以手工TIG 焊為主，激光熔覆修復(fù)工藝在修復(fù)區(qū)域易產(chǎn)生熔合不良、氣孔等問題，實(shí)際應(yīng)用較少。目前對比研究TIG 焊和激光熔覆兩種工藝修復(fù)K403 鑄造鎳基高溫合金葉片鮮見報道。針對渦輪發(fā)動機(jī)葉片長期在高溫工況下服役，為驗(yàn)證激光熔覆修復(fù)工藝在導(dǎo)向葉片修復(fù)過程中的可行性，本工作采用TIG 焊和激光熔覆兩種工藝對K403 高溫合金進(jìn)行修復(fù)，對修復(fù)后的組織與性能對比研究。

1 實(shí)驗(yàn)及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料與設(shè)備

實(shí)驗(yàn)?zāi)覆臑镵403 鑄造高溫合金，合金化學(xué)成分見表1，母材進(jìn)行實(shí)驗(yàn)前采用標(biāo)準(zhǔn)熱處理規(guī)范進(jìn)行熱處理。實(shí)驗(yàn)用于TIG 焊的焊絲和激光熔覆的沉積粉末均為鎳基高溫合金GH625，其化學(xué)成分如表1 所示。TIG 焊修復(fù)工藝所采用的GH625焊絲直徑為1.2 mm，激光熔覆修復(fù)工藝所采用的GH625 粉末由真空霧化方法制備，其粉末的平均直徑為53～106 μm。

表1 母材與中間層金屬化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of base metal and interlayer metal（mass fraction/%）

采用TIG 焊和激光熔覆兩種不同修復(fù)工藝進(jìn)行對比研究。修復(fù)前，使用SiC 砂紙對試件表面進(jìn)行打磨，隨后使用丙酮進(jìn)行超聲清洗、干燥。焊絲進(jìn)行表面打磨去除氧化皮，熔覆粉末進(jìn)行3 h 真空烘干處理。TIG 焊修復(fù)方案建立在前期研究和實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用經(jīng)驗(yàn)基礎(chǔ)上，試樣制備采用福尼斯magicwave3000 焊機(jī)，優(yōu)化后的主要工藝參數(shù)：焊接電流80 A，氬氣流量10 L/min，焊速150～200 mm/min。為控制修復(fù)過程中熱變形、內(nèi)應(yīng)力的產(chǎn)生，整個修復(fù)過程在特定的工裝夾具內(nèi)進(jìn)行，修復(fù)完成后空冷至室溫。激光沉積熔覆修復(fù)使用Arnold 6KW 光纖激光三維加工設(shè)備，采用同軸送粉的方式實(shí)現(xiàn)試樣制備，設(shè)備主要組成包含6KW IPG YLS-6000 光纖激光器、激光熔覆頭、送粉器、工作轉(zhuǎn)臺、同軸保護(hù)氣氛和同軸送粉頭等，可實(shí)現(xiàn)五軸加工，光斑直徑為0.8 mm，額定功率為800 W，掃描速度為600 mm/min，送粉速率為0.8 g/min，為避免修復(fù)過程中試樣氧化，整個制備過程在高純氬氣中進(jìn)行，隨后空冷至室溫。

1.2 試樣制備與測試方法

拉伸試樣與激光熔覆修復(fù)示意如圖1 所示，將焊料填充在母材上預(yù)先加工出的凹槽后，按照垂直于焊縫的方向進(jìn)行切割，取樣的方式如圖1（a）所示，在電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測試。測試按標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2652—2008《焊縫及熔敷金屬拉伸試驗(yàn)方法》在MTS E40 拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.15 mm/min，每組測試5 個平行試樣，取平均值作為最終強(qiáng)度。

圖1 拉伸試樣與激光熔覆修復(fù)示意圖（a）拉伸試樣示意圖；（b）激光熔覆修復(fù)示意圖；（c）初始試樣；（d）拉伸試樣Fig.1 Schematic diagrams of mechanical property test process and laser cladding repairing process（a）schematic diagram of tensil specimen；（b）schematic diagram of laser cladding repairing process；（c）initial specimen；（d）tensile specimens

激光熔覆修復(fù)完成后，沿焊縫垂直方向進(jìn)行切割，切割出20 mm×10 mm×10 mm 的金相小塊，使用砂紙進(jìn)行打磨、機(jī)械拋光、腐蝕處理，完成金相試樣制備，使用配備有EDS 的JOEL 7610Plus 場發(fā)射掃描電鏡完成修復(fù)區(qū)域微觀組織觀察和分析。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 宏觀形貌與微觀組織

圖2 為使用TIG 焊修復(fù)工藝完成修復(fù)的截面金相顯微組織形貌，可以看出，修復(fù)區(qū)域界面平滑，有隨機(jī)少量微裂紋缺陷。從圖2（a）可見整個修復(fù)區(qū)域根據(jù)組織的宏觀形貌差異可以分為焊接區(qū)、界面區(qū)、母材區(qū)，界面區(qū)寬度大約為400 μm，其中焊接區(qū)域的微觀組織可參見圖2（b）。從圖2（d）可以看出，K403 母材區(qū)域顯微組織呈樹枝晶結(jié)構(gòu)特征，主要由γ 相、γ'相、（γ+γ'）共晶相和碳化物構(gòu)成。γ'相和（γ+γ'）共晶相以細(xì)微點(diǎn)狀分布于枝晶之間，碳化物等低熔點(diǎn)共晶組織分布于晶界之間。界面區(qū)顯微組織如圖2（c）所示，可以看出，受到修復(fù)過程中熱源的影響，晶界處形成的裂紋由母材基體延伸進(jìn)入界面區(qū)，靠近熱源部分存在于晶界間的強(qiáng)化元素進(jìn)一步擴(kuò)散，由連續(xù)骨架狀碳化物逐漸轉(zhuǎn)化為不連續(xù)點(diǎn)狀碳化物。熔覆區(qū)域與母材結(jié)合的位置由于液態(tài)熔池處于初始凝固狀態(tài)，成分與溫度引起的過冷度較小，呈現(xiàn)出一層結(jié)合面光亮帶，形成平面晶組織。隨著凝固過程的進(jìn)行，成分不均提供的過冷度促使凝固組織以柱狀晶的形式增長，由母材基體向熱流方向生長，呈現(xiàn)出明顯的織構(gòu)形式。同時成分不均提供的驅(qū)動力使得柱狀凝固液面沿生長方向的兩側(cè)發(fā)展形成枝晶。隨著兩側(cè)枝晶長大提供的成分過冷增加，液相內(nèi)部形核并結(jié)晶形成等軸晶組織。由于熔覆區(qū)的溫度梯度較大，溫降較快，該區(qū)域組織通常以非平衡凝固方式完成凝固形核，呈樹枝狀生長。初生γ-Ni 優(yōu)先形核長大，γ'相和（γ+γ'）共晶相在凝固過程中液相或者固相中析出，存在于枝晶之間。剩余液相中合金強(qiáng)化元素在降溫過程中與C 元素結(jié)合，最終在晶界間形成碳化物相等低熔點(diǎn)共晶組織。

圖3 為TIG 焊修復(fù)工藝的母材區(qū)、熔覆區(qū)及界面區(qū)的典型相分布，對各相進(jìn)行了EDS 元素分析，各點(diǎn)成分如表2 所示。熔覆區(qū)含大量Ni、Cr 元素，主要以γ 固溶體的形式存在，少量Al、Ti 等元素是從母材中擴(kuò)散而來。研究表明，在GH625 合金中，當(dāng)Nb 含量超過10%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）且小于22%時，會發(fā)生L→γ+γ"的相變反應(yīng)[19]。點(diǎn)A 處的Nb 的含量為13.77%，結(jié)合以上研究和點(diǎn)A 處的元素含量可知，點(diǎn)A 的相組成為γ+γ"（Ni3Nb）。母材K403 的典型微觀形貌如點(diǎn)B 所示，根據(jù)EDS 結(jié)果可知該位置含大量Al 元素，該沉淀相為γ'（Ni3Al）相，大量細(xì)小的沉淀物彌散分布于γ 基體中，起到沉淀強(qiáng)化的效果。界面區(qū)的典型微觀形貌特征如點(diǎn)C 所示，根據(jù)EDS 結(jié)果可知該相含大量Al、Nb、Ti、Mo 等元素，修復(fù)過程中的集中熱源輸入和高冷卻速度使得凝固界面產(chǎn)生非等溫凝固行為，造成Al、Nb、Ti、Mo 等元素偏析，形成大量的碳化物。綜合各區(qū)域的EDS 元素分析和相關(guān)研究可知，使用TIG 焊工藝修復(fù)的組織中焊接區(qū)由γ 固溶體和γ"組成，母材區(qū)由γ 固溶體和γ'組成，界面區(qū)由γ 固溶體和型碳化物組成。

圖3 TIG 焊修復(fù)工藝各分區(qū)相分布（a）熔覆區(qū)；（b）母材區(qū)；（c）界面區(qū)；（d）局部放大Fig.3 Distribution of phases in different zones by TIG welding process（a）welding zone；（b）base metal zone；（c）heat affected zone；（d）local magnification

表2 圖3 中各點(diǎn)的化學(xué)成分分析（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 2 Chemical composition of each point marked in Fig.3（mass fraction/%）

采用激光熔覆修復(fù)的界面金相顯微組織如圖4所示，可以看出，結(jié)合界面處形成一層高亮的分界帶，未發(fā)現(xiàn)孔洞、夾雜和熱裂紋等缺陷。相較于TIG焊修復(fù)工藝，激光熔覆修復(fù)工藝的界面區(qū)明顯變窄，約為40 μm。焊接區(qū)域呈現(xiàn)出典型的細(xì)微枝晶外延生長趨勢，在遠(yuǎn)離母材的熔覆區(qū)域，凝固金屬受到保護(hù)氣氛對流散熱和已凝固金屬傳熱的影響，金屬凝固由柱狀晶形態(tài)轉(zhuǎn)換為等軸晶形態(tài)。由于熱源面積和溫度梯度的不同，相較于TIG 焊修復(fù)工藝焊接區(qū)域的微觀組織，激光熔覆修復(fù)工藝的晶粒較小，組織更加均勻。由圖4（d）可以看出，K403母材區(qū)晶間存在較多的碳化物和低熔點(diǎn)共晶相，其主要影響增加修復(fù)過程中基體與熔覆材料之間的熱裂紋傾向。

圖4 激光熔覆修復(fù)區(qū)域微觀組織（a）宏觀分區(qū)；（b）焊接區(qū)；（c）界面區(qū)；（d）母材Fig.4 Microstructure of repaired zone obtained by laser cladding repairing process（a）macro-regional division；（b）welding zone；（c）heat affected zone；（d）base metal

兩種修復(fù)工藝界面區(qū)域的元素分布如圖5 所示，可以看出，在較大冷卻速度下Nb、Mo、Ti、W等元素發(fā)生偏析富集形成不規(guī)則塊狀碳化物，兩種修復(fù)工藝對界面線附近的元素分布有較大影響。各元素在TIG 焊修復(fù)工藝的界面附近明顯擴(kuò)散更加均勻，而在激光熔覆修復(fù)的界面附近具有明顯的濃度梯度。該結(jié)果反映出使用激光熔覆修復(fù)工藝對母材產(chǎn)生的熱影響明顯小于TIG 焊修復(fù)工藝，激光光斑集中熱源產(chǎn)生的熔池較小，較快的熱量散失對修復(fù)界面部分的影響較小。而TIG 焊修復(fù)工藝熱輸入大造成冷卻過程中收縮引起的熱應(yīng)力過大，使得界面位置易產(chǎn)生熱裂紋。同時，較大的熱輸入易使得晶界中的低熔點(diǎn)共晶組織再次溶解，產(chǎn)生開裂行為。激光熔覆修復(fù)工藝在修復(fù)界面區(qū)的影響明顯小于TIG 焊修復(fù)工藝，得到的晶粒與組織更加均勻，缺陷易得到控制。

圖5 兩種不同修復(fù)工藝界面線附近元素分布（a）TIG 焊；（b）激光熔覆Fig.5 Element distribution near the interface of two different repairing processes（a）TIG welding；（b）laser cladding

2.2 力學(xué)性能分析

兩種修復(fù)工藝的拉伸試樣在室溫（20 ℃）、800、975 ℃三種溫度下進(jìn)行拉伸測試，結(jié)果如圖6所示。從圖6 可以看出，使用激光熔覆修復(fù)工藝得到的抗拉強(qiáng)度分別為787、413、133 MPa，明顯高于使用TIG 焊修復(fù)工藝得到的抗拉強(qiáng)度623、401、114 MPa。激光熔覆和TIG 焊修復(fù)工藝得到的室溫抗拉強(qiáng)度分別為K403 母材室溫強(qiáng)度的87.44%和69.22%。兩種修復(fù)工藝的屈服強(qiáng)度較為接近，且隨著使用環(huán)境溫度的增加，屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)不斷下降的趨勢。高溫拉伸環(huán)境中（800 ℃和975 ℃）接頭抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度較為接近，表明修復(fù)區(qū)域材料發(fā)生屈服后繼續(xù)硬化的趨勢降低。K403 母材室溫斷后伸長率為6%，兩種修復(fù)工藝不同環(huán)境溫度下的斷后伸長率變化如圖6（c）所示，可以看出，使用激光熔覆修復(fù)工藝試樣斷后伸長率略高于母材。不同修復(fù)工藝的試樣在975 ℃工況下的斷后伸長率較為接近。根據(jù)兩種工藝得到的斷后伸長率標(biāo)準(zhǔn)差可以得出，使用TIG 焊修復(fù)工藝得到的拉伸斷后伸長率數(shù)據(jù)分散性大于激光熔覆修復(fù)工藝，進(jìn)一步說明使用激光熔覆修復(fù)工藝穩(wěn)定性優(yōu)于TIG 焊修復(fù)工藝。

圖6 兩種修復(fù)工藝的力學(xué)性能變化（a）拉伸強(qiáng)度；（b）屈服強(qiáng)度；（c）斷后伸長率Fig.6 Change of mechanical properties of specimens by two repairing processes（a）tensile strength；（b）yield strength；（c）elongation at break

兩種修復(fù)工藝在三種不同溫度下的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長率結(jié)果表明，使用激光熔覆修復(fù)工藝得到的綜合力學(xué)性能更加優(yōu)異。結(jié)合修復(fù)區(qū)域宏觀形貌與微觀組織可知，造成兩者性能差異的主要原因可能是在修復(fù)的過程中，激光熔覆修復(fù)工藝較TIG 焊的光斑較小，能量輸入較為集中，產(chǎn)生的界面區(qū)和熱量梯度較小，使得在焊料與母材的結(jié)合區(qū)域裂紋敏感性較低。因此，使用激光熔覆修復(fù)工藝得到的力學(xué)性能更加優(yōu)異且穩(wěn)定。

2.3 斷裂行為分析

K403 高溫合金修復(fù)工藝主要用于發(fā)動機(jī)葉片的修復(fù)工作，為研究修復(fù)工藝對其失效行為的影響規(guī)律和機(jī)理，對修復(fù)工藝的室溫和高溫拉伸試樣斷口的斷裂位置和斷口形貌進(jìn)行了分析。兩種修復(fù)工藝?yán)煸嚇訑嗔盐恢媒y(tǒng)計如表3 所示，可以看出，兩種修復(fù)工藝試樣在室溫下斷裂位置通常位于母材，修復(fù)區(qū)域室溫力學(xué)性能能夠與母材達(dá)到等強(qiáng)度。隨著實(shí)驗(yàn)溫度的升高，試樣斷裂逐漸轉(zhuǎn)移至修復(fù)區(qū)域，修復(fù)區(qū)域的力學(xué)穩(wěn)定性下降明顯。一方面，由于修復(fù)區(qū)域內(nèi)部存在微裂紋、非均勻析出等缺陷，高溫材料軟化后造成γ 基體與低熔點(diǎn)共晶組織非均勻變形，促進(jìn)微裂紋擴(kuò)展，造成性能的急劇下降。另一方面，由于修復(fù)區(qū)域與母材區(qū)域的彈性模量存在差異，變形過程中連接界面區(qū)域易產(chǎn)生非協(xié)調(diào)應(yīng)變，造成在修復(fù)區(qū)域的失效行為增加。通過對比兩種不同修復(fù)工藝過程對斷裂區(qū)域的影響可以看出，激光熔覆修復(fù)工藝在各個試驗(yàn)條件下均優(yōu)于TIG 焊修復(fù)工藝。結(jié)合力學(xué)性能結(jié)果可以得知，在室溫和800 ℃下激光熔覆修復(fù)工藝力學(xué)性能優(yōu)于TIG 焊修復(fù)工藝是由于前者修復(fù)區(qū)域斷裂風(fēng)險低，斷裂位置偏向于母材區(qū)域。975 ℃高溫下由于兩種工藝斷裂位置均位于修復(fù)區(qū)域，兩者的力學(xué)性能接近。

表3 兩種不同修復(fù)工藝斷裂位置統(tǒng)計Table 3 Statistics of fracture location using two different repairing processes

兩種修復(fù)工藝的室溫拉伸斷口形貌如圖7 和圖8 所示，從斷口形貌可以看出，包含光滑交錯的類解理臺階、細(xì)小的韌窩和未焊合缺陷，屬于混合斷裂模式。圖7（a）為TIG 焊修復(fù)工藝的室溫斷口的整體形貌，可以看出斷裂的表面較為平整且能夠觀察到明顯的裂紋特征。圖7（b）為局部放大圖，該區(qū)域呈現(xiàn)出典型的鑄造疏松缺陷特征，為裂紋起源區(qū)域。點(diǎn)E 和F 的EDS 結(jié)果如圖7（e）、（f）和表4 所示，可以看出，該處位于熔覆區(qū)靠近界面區(qū)位置，主要由γ-Ni 固溶體組成，有少量的Al 和W 元素擴(kuò)散，由焊材修復(fù)凝固并受到母材元素擴(kuò)散影響而成。修復(fù)過程中的熔池冷卻凝固過快，枝晶之間由于液體流動性不足局部快速凝固造成的疏松。圖7（c）、（d）斷口形貌有大量細(xì)碎的類解理斷裂臺階、河流狀花紋和少量的韌窩，有典型的樹枝晶斷裂的特征。圖7（c）中零件斷裂邊緣位置具有明顯的塑性變形特征，斷裂韌窩帶主要存在于該位置。圖7（d）中細(xì)小平整的類解理斷裂面主要是裂紋擴(kuò)展過程中大量脆性相提供的低阻路徑導(dǎo)致。因此，斷裂過程中裂紋由疏松缺陷位置產(chǎn)生沿晶間脆性組織持續(xù)擴(kuò)展，最后到達(dá)致密組織附近發(fā)生塑性變形并擴(kuò)展至零件表面。

圖8 激光熔覆修復(fù)工藝的室溫拉伸斷口形貌（a）整體；（b）～（d）局部放大；（e），（f）圖（d）中G，H 位置的EDS 結(jié)果Fig.8 Fracture morphology of tensile test at room temperature for laser cladding repairing process（a）integral fracture morphology；（b）-（d）local magnification for Fig.8（a）；（e），（f）EDS of spot G and H in Fig.8（d）

表4 圖7 和圖8 中各點(diǎn)的化學(xué)成分分析（原子分?jǐn)?shù)/%）Table 4 Chemical composition analysis of each point marked in Fig.7 and Fig.8（atom fraction/%）

圖8（a）為激光熔覆修復(fù)工藝的室溫斷口整體形貌，可以看出，斷口形貌中的缺陷明顯少于TIG 焊修復(fù)工藝的斷口形貌，未發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋。從圖8（b）可以看出，在斷裂的表面上存在大量的斷裂韌窩。圖8（c）、（d）以網(wǎng)狀撕裂棱和局部類解理平臺斷裂特征為主，兩者相互連接形成網(wǎng)狀斷裂花樣，點(diǎn)G 和H 的EDS 結(jié)果如圖8（e）、（f）和表4 所示，點(diǎn)G 處存在大量的Nb 和Mo 元素富集，周圍斷裂表面光滑，顯微組織分析顯示該處為偏析在晶界處形成的碳化物相（圖8（d））。斷裂過程中晶界處夾雜的碳化物相開裂和拔出形成孔洞。通過圖7 和圖8 斷口形貌和力學(xué)性能對比分析可知，使用激光熔覆修復(fù)工藝試件塑性明顯優(yōu)于TIG 焊修復(fù)工藝。

兩種修復(fù)工藝800 ℃高溫拉伸斷口形貌如圖9所示，相較于室溫下的斷口形貌，呈現(xiàn)出明顯的沿晶斷裂特征。對比圖9（a-1）和（b-1）可以看出，使用激光修復(fù)工藝的試樣斷口邊緣有典型的塑性變形的特征。由圖9（a-2）可以看出，斷裂表面存在大量的樹枝晶和沿晶裂紋的形貌，具有沿晶斷裂和穿晶斷裂的混合斷裂特征，沿樹枝晶斷裂表面光滑并分布大量碳化物相，穿晶斷裂截面分布有部分韌窩。由圖9（b-2）可以看出，在沿晶斷裂的表面存在大量的韌窩，屬于沿晶韌性斷裂模式，并具有疲勞斷裂條帶和沿晶二次裂紋形貌特征，說明該區(qū)域在拉伸的過程中經(jīng)受了長期的應(yīng)力。對比兩種修復(fù)工藝的高溫斷口形貌可以得出，使用激光熔覆修復(fù)工藝的修復(fù)區(qū)域的晶粒與組織更加均勻，斷裂過程中韌性斷裂特征更加明顯，在裂紋擴(kuò)展失效的過程中，強(qiáng)化相以及細(xì)小碳化物組織周圍塞積了大量位錯，變形過程中大量韌窩的形成阻礙了裂紋的快速擴(kuò)展，使得斷裂過程中消耗了更多的變形能，結(jié)合上文的高溫力學(xué)性能數(shù)據(jù)，激光熔覆修復(fù)工藝形成的液化裂紋風(fēng)險降低，并在高溫失效抑制方面更具有優(yōu)勢。

圖9 兩種修復(fù)工藝800 ℃拉伸斷口形貌（a）TIG 焊；（b）激光熔覆；（1）低倍；（2）高倍Fig.9 Fracture morphology of tensile test at 800 ℃（a）TIG welding；（b）laser cladding；（1）low magnification；（2）high magnification

根據(jù)兩種修復(fù)工藝在室溫和800 ℃拉伸斷口形貌可以推斷出，修復(fù)過程產(chǎn)生的液相填充不足、微裂紋等缺陷是失效的主要原因。激光熔覆修復(fù)工藝能夠有效降低修復(fù)缺陷、細(xì)化修復(fù)區(qū)域組織，在裂紋擴(kuò)展的過程中產(chǎn)生更大的塑性變形，提升修復(fù)試件的力學(xué)性能。

2.4 葉片修復(fù)

激光熔覆修復(fù)工藝修復(fù)葉片的過程以及實(shí)際效果如圖10 所示。圖10（b）為發(fā)動機(jī)試車過程中出現(xiàn)的葉片邊緣板裂紋損傷，根據(jù)裂紋開裂方向和深度情況先在修復(fù)區(qū)域制備V 型槽并進(jìn)行手工打磨，修復(fù)區(qū)域約為5 mm，而后采用GH625 粉末作為沉積粉末進(jìn)行激光熔覆修復(fù)工作。修復(fù)后的效果如圖10（c）、（d）所示，可以看出修復(fù)后外觀沒有裂紋缺陷。熒光檢測如圖10（e）所示，同樣未發(fā)現(xiàn)裂紋缺陷。葉片修復(fù)區(qū)經(jīng)過表面手工打磨平整后，進(jìn)行目視檢測、熒光檢測和煤油-白堊檢測，均未發(fā)現(xiàn)裂紋和線性缺陷。修理產(chǎn)品經(jīng)裝配試車后未出現(xiàn)焊縫及熱影響區(qū)裂紋，這說明使用該熔覆粉末和工藝能夠?qū)崿F(xiàn)葉片的修復(fù)。

圖10 葉片修復(fù)效果（a）修復(fù)過程示意；（b）修復(fù)前；（c），（d）修復(fù)后；（e）熒光檢測Fig.10 Results of repaired blade（a）schematic diagram of repairing process；（b）before repairing；（c），（d）after repairing；（e）fluorescence detection

3 結(jié)論

（1）TIG 焊和激光熔覆兩種工藝均能夠?qū)崿F(xiàn)焊材與母材之間的冶金結(jié)合，使用激光熔覆修復(fù)后的修復(fù)區(qū)域晶粒更小且組織更加均勻，界面區(qū)寬度明顯降低。使用TIG 焊修復(fù)工藝在界面區(qū)附近易產(chǎn)生微裂紋缺陷，微裂紋附近主要是碳化物相和低熔點(diǎn)共晶組織。

（2）綜合各區(qū)域的EDS 元素分析和相關(guān)研究可知，使用TIG 焊修復(fù)工藝的組織中焊接區(qū)由γ 固溶體和γ"組成，母材區(qū)由γ 固溶體和γ′組成，界面區(qū)由γ 固溶體和碳化物組成。

（3）兩種修復(fù)工藝得到的力學(xué)性能具有較大的差異，激光熔覆修復(fù)工藝和TIG 焊修復(fù)工藝的室溫拉伸強(qiáng)度分別為K403 母材強(qiáng)度的87.44%和69.22%，使用激光熔覆修復(fù)工藝得到的抗拉強(qiáng)度明顯優(yōu)于TIG 焊修復(fù)工藝。使用激光熔覆修復(fù)工藝斷后延伸長率明顯高于TIG 焊修復(fù)工藝，且高于室下母材的斷后伸長率。同時，激光熔覆修復(fù)工藝在綜合力學(xué)性能方面具有更高的穩(wěn)定性，具有更高的修復(fù)質(zhì)量。

（4）兩種修復(fù)工藝室溫斷裂過程以混合斷裂模式為主，隨著溫度的增加，高溫拉伸斷口呈現(xiàn)出更加明顯的沿晶斷裂的特征。相較于TIG 焊修復(fù)工藝，激光熔覆修復(fù)工藝試樣的斷口呈現(xiàn)出更加明顯的塑性變形特征，其在抑制液化裂紋風(fēng)險、高溫失效和葉片修復(fù)應(yīng)用方面具有更大優(yōu)勢。

（5）使用激光熔覆修復(fù)工藝完成了葉片試車過程產(chǎn)生的邊緣板裂紋損傷修復(fù)，經(jīng)過熒光和煤油-白堊檢測，未發(fā)現(xiàn)裂紋及線性缺陷，滿足修理要求。