K418合金葉片激光再制造Inconel718覆層匹配與強化

魯耀鐘，雷衛寧,2*，任維彬,徐 杰

(1.江蘇理工學院 機械工程學院，常州 213000；2.江蘇理工學院 江蘇省先進材料設計與增材制造重點實驗室，常州 213000)

引 言

轉子葉片通常是航空航天領域及發電廠燃氣輪機的關鍵零部件。K418合金作為一種常用的γ′相沉淀強化型鎳基鑄造合金，被廣泛用于航空航天和汽車領域來制造各種渦輪盤及轉子葉片，而伴隨著其服役時間的增長通常會產生各種各樣的損傷從而造成葉片的失效。由于葉片的制造成本較高，采用再制造技術來修復葉片具有重要的現實意義。

針對葉片損傷性失效問題，現多采用熱輸入小、稀釋率低等諸多優點的激光熔覆技術對其進行修復，對此國內外研究學者開展了一系列基礎研究，國內學者LU等人[1]利用同種材料激光熔覆來修復K418合金，但由于K418合金的塑性較低，屬于難焊類高溫合金[2]，在利用激光修復時熔覆層極易產生開裂現象，成形效果不好。LUO等人[3]利用自配Ni-Cr-TiAl粉末作為熔覆材料對K418鑄件進行涂層處理，得到了界面處冶金結合良好及硬度過渡平緩的熔覆層，但同時也存在熱影響區晶粒組織粗化、Al和Ti元素非等量下降的現象。LIU等人[4]進行了K418高溫合金和42CrMo鋼的激光焊接試驗，得到了具有較高強度且硬度分布均勻的焊接接頭，但由于未形成穿透焊接接頭，焊縫中有大量laves顆粒的存在，增大了接頭裂紋萌生擴展的可能性。國外研究學者主要針對K418合金的成型方法，析出相控制及熱疲勞行為做了大量的研究[5-13]，而對K418葉片再制造修復的匹配性目前還鮮有報道。

針對以上問題，本文中利用與之成分相近但不同于K418同種材料激光熔覆的Inconel718合金來進行激光熔覆修復K418合金材料，并對其開展基礎性工藝試驗研究。Inconel718合金是一種以有序體心四方γ″為主強化相，以面心立方γ′為主要輔助相的時效強化型鎳鐵基高溫合金，在高溫環境中具有良好的綜合性能，滿足葉片修復要求。該試驗旨在為激光再制造Inconel718修復K418合金葉片提供一種可借鑒的工藝方法。

1 試 驗

1.1 試驗材料與方法

在K418葉片的修復再制造體系中，因其基體K418與熔覆材料Inconel718具有相近的成分組成，同屬于鎳基高溫合金的范疇。故選擇粒度為150μm的Inconel718高溫合金粉末，試驗中基材選用8mm厚的K418鍛造板，試驗前先將熔覆材料Inconel718合金置于真空干燥箱內在150℃以下干燥2h，試驗前使用砂紙對基材進行打磨，并用丙酮清洗，以去除表面鐵銹及氧化膜，熔覆材料Inconel718的主要成分如表1所示。

Tabel 1 Chemical constituents (mass fraction) of K418 and Inconel718 superalloys

試驗中采用YLS-4000光纖激光再制造系統，采用同軸送粉方式，熔覆過程對熔池施加氬氣保護,試驗設備原理及現場圖如圖1所示。樣本分析試驗用單道激光熔覆工藝參量如表2所示。各組參量中激光光斑離焦量為3mm，脈寬為10ms，占空比為1∶1，在每個熔覆單道中部經線切割取樣、鑲樣、打磨并拋光，利用5g FeCl3+20mL HCl+20mL C2H5OH的腐蝕液的配方腐蝕10s～15s，利用MR5000型倒置金相顯微鏡觀察金相組織，采用HVS-1000B型顯微硬度測定儀進行硬度測試，采用Sigma500型場發射掃描電子顯微鏡(field emission scanning electron microscope，FE-SEM)及配制的OXFORD電子能譜儀(energy dispersive spectroscopy，EDS)進行物相分析。

Fig.1 Equipment schematic diagram and scene diagram of pulsed laser remanufacturing

a—schematic diagram b—scene diagram

1.2 再制造實際成形

圖2為K418渦輪葉片激光再制造成形前及成形后待加工件的形貌圖。因為激光再制造后的葉片必須通過銑削或磨削才能達到可使用狀態，所以在其修復區保留了足夠的打磨余量。由成形后待加工圖觀察可知，采用Inconel718激光再制造K418渦輪葉片的修復成形較好，工藝上采用了防塌陷設計避免了葉片邊緣易塌陷的問題，該試驗及相關工藝參量為K418渦輪葉片的激光再制造修復成形提供一定的借鑒與分析。

Fig.2 Appearance of laser remanufactured turbine blade

a—overall morphology of the blade with volume damage before pulsed laser remanufacturing b—overall morphology of the blade after pulsed laser remanufacturing

2 熔覆層性能匹配研究

2.1 組織形態匹配

2.1.1 熔覆層晶粒生長趨勢 由于激光熔覆具有極冷極熱快速凝固的性質，所以橫截面的Inconel718熔覆層整體上呈現出典型的樹枝狀結構，并伴隨一定的外延生長趨勢。在不同工藝參量下(1#～3#試樣)激光熔覆的晶粒生長行為的生長趨勢基本一致。選取2#試樣進行觀察，圖3a～圖3d是熔覆層頂部、中部、底部及界面的高倍形貌圖，圖3e是基體K418熱影響區(heat affected zone,HAZ)的形貌圖，圖3f是低倍下2#試樣的宏觀形貌圖。從圖3金相照片中可以看出,激光熔覆Inconel718合金中存在著從熔覆界面平面晶、底部胞狀晶到中部樹枝晶或柱狀樹枝晶再到頂部等軸晶的生長演變過程。在基體與熔覆層的結合界面位置，能夠明顯觀察到一條相對晶粒尺寸來說較寬的明亮帶，這其實是熔覆初期,平面晶的形成在此匯集產生的現象，標志著熔覆層與基體之間已經形成了良好的冶金結合[14]。在熔覆初期，凝固尚未開始，此時溶質濃度C0為零熔池內部也并無成分過冷，液相逐步向前推進形成一定數量并聚集在一起的平面晶，隨后因為凝固時溶質的富集以及再分配導致在固液界面前沿溶質濃度發生變化，從而在固液界面前的液相內形成了過冷，成分過冷的出現打破了界面的穩定，由于在凝固初期合金的凝固速度較快、液相中溶質的擴散系數也較小，從而產生了胞狀晶。隨著凝固過程的進行，溫度梯度的減小帶來成分過冷的增大，胞狀晶晶體逐漸因為成分過冷區的寬度增加使得胞狀晶的凸緣上產生鋸齒狀的二次枝晶，即形成了熔覆層中部位置的柱狀晶或柱狀樹枝晶。而在凝固末期，即熔覆層頂部附近區域，最大溫度梯度方向逐漸轉變為與激光掃描所平行的方向，成分過冷區的寬度達到最大，此時固液界面前沿液體中成分過冷的最大值大于液體中非均質生核所需要的過冷度，導致結晶在液相內部自由形核生長，晶粒的內生生長又受到溶質濃度梯度及擴散速度的影響，最終在熔覆層頂部形成了等軸晶(自由樹枝晶)的晶體形態。

Fig.3 Microstructure of cladding layer of 2# specimen

a—the top of cladding layer b—the middle of cladding layer c—the bottom of cladding layer d—the interface of cladding layer e—K418 substrate f—specimen macro morphology

2.1.2 熔覆層成形質量分析 圖4為不同工藝參量下熔覆層中部組織金相照片所觀察到的形貌。為探究激光熔覆Inconel718熔覆層成形質量和組織特征，選取了熔覆層中部區域進行對比，熔覆層中部晶粒組織多為粗大的柱狀晶或是樹枝晶，由前面提到的晶粒生長趨勢中，它的晶粒尺寸大且數量多，中部組織區域在激光熔覆Inconel718合金的整個熔覆層占有60%以上的比例，同時也是熔池中產生對流及回流環的核心區域而易產生各種熔覆缺陷[15]。1#試樣在熔覆層中部產生了一些類似硬物的球狀凸起及氣孔，這是典型的因激光功率不足而導致的現象，“凸起”是熔覆粉末未完全熔透而產生的粉末聚集，同時還伴隨著氣孔的出現，證明其激光功率對熔覆層質量的影響。2#相對于1#，其柱狀晶的尺寸變小但仍有較大尺寸的氣孔出現，推測其原因也是激光功率不足所產生的現象。圖4c是3#試樣的熔覆層中部組織的金相，通過觀察發現無明顯氣孔、夾渣等缺陷，晶粒形貌為樹枝晶形態，晶粒尺寸較另外兩種低功率下明顯減小，沒有觀察到對涂層性能不利的粗大的柱狀晶/樹枝晶存在。同其它兩種功率下的試樣一樣，在二次枝晶間也觀察到大量的黑色顆粒狀或條狀的晶界產物，根據激光熔覆能夠將熔覆粉末快速熔化又急速凝固的特性，推測其晶界產物為Inconel718合金中因為元素偏析聚集而極易生成的laves相及MC相，laves相的存在普遍認為對凝固組織的力學性能是不利的[4]。

Fig.4 Microstructure of the middle layer of the cladding layer under different process parameters

2.2 界面強化匹配

觀察在不同工藝參量下的1#～3#試樣，如圖5所示。從圖中可以明顯看出,3種參量下的Inconel718熔覆K418的熔覆層界面都形成了良好的冶金結合，其中3#試樣同1#、2#相比之下，其界面結合部位更為均勻且致密。通過對比3個試樣的“白亮帶”的形貌，發現2#試樣在其界面結合處產生了較大的氣孔缺陷，一方面，這可能是由于激光熔覆是一個將母材及熔覆材料瞬時融化并在其母材和熔覆材料的界面產生一個高溫熔池進而達到瞬間凝固的過程[16]，而在熔池形成過程中往往會隨著一些保護氣的進入產生氣泡，隨著凝固的進行這些氣泡來不及溢出則會在結合部位或是熔覆層中產生氣孔等缺陷[17]。另一方面，相比于3#試樣，2#試樣采用的激光功率較低，導致凝固時的冷卻速率較慢，則易產生氣孔。1#試樣相比3#試樣，熱影響區的晶粒明顯受到了熔池凝固時的影響使得晶粒粗化，相比之下，3#試樣的熱影響區的晶粒表現的更為均勻細小。因為熱影響區屬于基體的一部分，而基體K418中原本存在許多大尺寸γ′相，這些熱影響區的γ′相受到激光快速產生的高溫造成一部分溶解在γ基體中，而在快速降溫冷卻凝固的過程中又從γ基體中重新析出，得益于激光熔覆極冷極熱的特性，使得γ′相再次從γ基體中析出時，大大提高了形核時的形核率及形核速率，使得γ′相數量增多且尺寸較小[18]，熱影響區γ′相形貌如圖5e、圖5f所示。γ′相作為K418合金最重要的沉淀析出相，在經過激光熔覆后其基體熱影響區的力學性能無疑是得到了一定提升。綜上所述，在不同工藝下通過金相所觀察到的3個試樣中，3#試樣的界面結合處所表現處的致密的冶金結合及無氣孔、夾渣等明顯缺陷的情況是最為理想的。由于K418為基體熔覆Inconel718屬于異種材料之間的熔覆成形，因此,討論其基體與熔覆層之間的界面結合情況是相當重要的。

Fig.5 Microstructure of cladding interface under different process parameters

a—1#specimen(1.5kW) bonding zone b—2#specimen(2.0kW) bonding zone c—3#specimen(2.5kW) bonding zone d—1#specimen(1.5kW) HAZ e—2#specimen(2.0kW) HAZ f—3#specimen(2.5kW) HAZ

2.3 硬度性能匹配

圖6顯示了3種試樣從基體到熔覆層表面的顯微硬度曲線。從3條曲線的趨勢可以直觀看出,基體及熱影響區的平均硬度要高于熔覆層，基體及影響區的硬度平均在400HV以上，熔覆層的硬度平均在300HV左右，結合界面縱向的硬度值波動較大，從基體到熱影響區再到結合界面硬度值整體呈先急劇增大后顯著減小的過程，從界面到熔覆層的硬度值又有一個下降過程，熔覆結合界面的平均硬度低于基體。這與LI等人[19]采用不同氣氛下激光再制造Inconel718熔覆層硬度的研究結果相似，但較之不同的是本試驗得到的熱影響區硬度較高，本試驗中所得結合界面處平均硬度為417HV,與之所得熔覆層平均硬度287HV相比硬度提升了45%。結合之前金相照片可對熱影響區硬度先增后減的趨勢做出解釋，距離基體較近的熱影響區沒有被熔覆材料所稀釋或者稀釋的比例很小，而受到激光熔覆所產生的熱量的影響,使得原來基體中許多大尺寸的γ′相經歷了從γ基體固溶再析出的過程。在這個過程中，γ′相的數量和尺寸都得到了優化，而γ′相作為主要的二次相強化相，其強化效果與力學性能的提升是緊密聯系的[18]，所以造成了靠近基體的熱影響區的硬度值有了一定增長。而靠近結合的熱影響區，由于受到的熔覆材料的稀釋作用比較顯著，故硬度在熱影響區短暫升高后一直呈下降趨勢，直到達到熔覆層底部位置硬度值才逐漸變得穩定。結合界面處從1#～3#試樣的硬度值分別為373.38HV,417.41HV,460.46HV，由此通過硬度驗證之前金相分析結果，表明了激光功率為2.5kW時試樣在結合部位的表現是最優的。熔覆層不同區域的硬度總體上波動不大但底于基體材料，這是因為熔覆材料Inconel718合金的最主要的二次強化相γ″相析出非常緩慢，而激光熔覆又是瞬時高溫融化凝固的過程，未經熱處理前通常γ″相來不及從母體析出，此時材料偏軟，硬度不高[20]。綜上所述，激光熔覆Inconel718合金熔覆層內的硬度分布均勻，激光功率對界面及熱影響區的影響較大，采用2.5kW的激光功率對界面的硬度有顯著的提升作用，較基體硬度提高約12%。

Fig.6 Microhardness curves under different parameters

2.4 界面物相組織匹配

圖7為熔覆層掃描電鏡照片。從圖7a和圖7b中都觀察到,熔覆層的枝晶間析出了鏈狀的laves相和塊狀或島狀的MC碳化物， 這是因為Inconel718在激光熔覆凝固成形時經歷了L→γ→(γ+MC)→(γ+laves)的凝固過程，所以在熔覆層析出了laves及MC相。從圖7b可以看出,在熔覆層晶界位置析出了大量的白色鏈狀laves相及其γ+laves的共晶組織，并且在其析出相附近出現了大量的孔隙及微裂紋，由分析可知，這是因為laves是與基體非共格的硬質相，屬于脆性金屬間化合物，因其大量存在于晶界引起了組織形態的失穩所以在其周圍萌生了諸多微裂紋及孔洞。而通過與圖7a進行對比，推測出laves的析出數量與激光功率有關。SUI等人[21]在激光增材制造Inconel718中也證明了laves相的存在，并認為一定數量的粒狀laves相的存在有利于合金的拉伸性能，圖7a中的laves相及MC碳化物的數量極少，且沒有微裂紋及孔隙的出現，這是因為少量的laves相應與γ基體不共格，強度較高又不易變形，所以對熔覆層界面的強度有一定的提升作用，而少量的MC相在晶界析出時又能起到釘扎晶界、阻礙滑移的效果，這對熔覆層的性能又有了進一步的提升。

Fig.7 Morphology of precipitated phases in laser cladding Inconel718 cladding(SEM)

圖8為圖7a中各點的EDS圖譜。通過之前SEM對析出相的形貌觀察后，對各析出相及基體的成分進行進一步分析。D點通過與Inconel718粉末的化學成分表進行對比確定其是位于枝晶的γ相奧氏體基體，其中Ni元素含量占比較大為49.6%，而Nb元素含量為5.8%。A點Ti,Nb元素含量明顯高于D點，推測此處發生了元素偏聚的現象，其偏聚析出的產物就是MC碳化物或MN氮化物(M為Nb和Ti)，一般認為，元素聚集的MC相的析出會損耗Inconel718合金中大量的Nb,Ti等重要的加強合金力學性能的元素，例如Inconel718合金中最重要的二次析出強化相γ″(Ni3Nb)會因為產生的元素偏析現象而無法達到理想的析出數量及質量，但少量的MC相在晶界析出時能起到釘扎晶界阻礙滑移的作用，這對合金的力學性能是有益的。B點的Ni,Nb元素所占比例較大，推測其是Inconel718合金中常見的析出相laves相,但其Ni元素也占了較大比重為37.2%,是因為其含有γ奧氏體共晶成分[22]。C點通過SEM觀察到此處具有向內部凹陷的形貌，初步推斷其為熔覆層中形成的匙孔，分析其EDS能譜圖發現C點與B點的Ni,Nb元素含量相仿，與之不同之處在于C點所含的元素種類較多，且含有Inconel718熔覆粉末化學成分組成沒有的Zr元素，這是因為激光熔覆時產生的較高溫度使熔覆粉末和基體快速融化并蒸發產生了較大的蒸汽壓力，實際上這些金屬蒸汽就是基材和熔覆粉末的混合體，在蒸汽壓力和反蒸汽壓力的作用下出現了金屬蒸汽被液態金屬所包圍的匙孔，這些金屬蒸汽通常不能及時溢出又受到液態金屬重力等力的沖擊造成匙孔處凹陷形成氣孔[23]，所以,這就解釋了此處元素種類較多且含有基材K418才具有的Zr元素的現象。綜上所述，激光熔覆層主要物相為奧氏體γ相基體及其二次析出相laves和MC相，大量的laves相和MC相的析出會引起微裂紋和孔隙的出現，降低熔覆層的性能。而析出量較小時則能對熔覆層及界面產生一定的強化作用，這對合金的整體性能來說是有益的，基材K418與Inconel718熔覆層中都是以奧氏體γ相為基體，伴隨析出不同的產物，在物相上具有相關的匹配性，對再制造后產品的性能有一定保證。

Fig.8 EDS of Fig.7a

3 結 論

(1)獲得了激光熔覆Inconel718熔覆層存在由底部平面/胞狀晶到中部柱狀/樹枝晶再到頂部等軸/等軸樹枝晶的枝晶生長趨勢，并根據基體與熔覆層之間的結合良好程度以及熔覆層的成形質量確定了最佳工藝參量為：激光功率2.5kW、送粉速率37.5g/min、掃描速率8mm/s、載氣氣流3L/min。

(2)熔覆層內硬度分布均勻，熔覆界面的硬度較基體K418提升12%左右，激光功率對基體熱影響區及熔覆界面處影響較大，對熔覆層中上部影響較小。

(3)熔覆層內主要析出相為γ相、laves相及MC相，較多的laves相會造成微裂紋及孔隙的產生，較少的laves相和MC相對熔覆層有釘扎晶界、阻礙滑移的強化作用，熔覆層界面致密、無微裂紋。結果表明,激光熔覆Inconel718修復K418合金葉片等零部件是可行的。