變功率激光熔覆鎳基涂層裂紋特性研究

黃 哲,楊廣峰,崔 靜

(1.中國民航大學中歐航空工程師學院,天津 300300；2.中國民航大學航空工程學院,天津 300300)

1 引 言

民用航空發動機通常使用大涵道比的渦扇發動機,其熱端部件通常由高溫合金作為材料以應對復雜的服役環境。K417G以鎳為基體的K417高溫合金為基礎,針對性改變Co、Ti、Cr等合金成分含量,保持中高溫高強度性能的基礎上提高可塑性以及韌性,降低密度,目前已經被大規模應用于高壓渦輪的一二及導向葉片以及渦輪盤等熱端航發部件[1]。由于熱端葉片長時間處于高溫周期性循環作業的工況條件,服役部件易產生磨損、斷裂等失效情況,頻繁更換部件會提高生產成本有悖于民航運輸經濟理論,因此通過表面技術提高葉片表面性能,延長葉片服役壽命是目前航空研究熱點方向。GH3536是一種在鎳鉻合金原有基礎上加入鉬以及大比例的鐵元素的一種新型鎳基高溫合金,可塑性高、抗持久蠕變能力強、抗氧化性優異[2]。將GH3536粉末通過激光熔覆手段在K417G基體表面制備熔覆涂層,能夠在保證基體材料原本優勢基礎上強化其表面性能。本文通過變功率激光熔覆實驗,探究激光功率變化對涂層組織裂紋的影響。

2 實驗部分

本實驗的基體材料選用鎳基高溫合金K417G,其化學元素成分見表1,將棒狀合金通過線切割機切割成長條形板材,基材物理尺寸為50 mm×30 mm×10 mm。將切割好的基體材料上表面進行打磨拋光,然后使用酒精進行表面清洗并用超聲波去污,之后放入干燥箱備用[3]。熔覆粉末選擇為純度大于99.99% 的鎳基高溫合金GH3536粉末,化學成分見表2,粒徑為150～1000 μm,在熔覆前將粉末放于真空箱中進行干燥與預熱。

表2 GH3536鎳基高溫合金粉末化學成分(wt%)

采用COHERENT HighLigh-10000D系列大功率工業激光器激光器進行同軸送粉同向多道激光熔覆實驗,通過前期文獻查閱以及實驗探索確定合適實驗參數范圍,并確定本次實驗參數為工業上常用的光斑直徑2 mm、離焦量30 mm、氬氣保護流量10 L/min固定送粉速度4.3 g/min,掃描速度5 mm/s。通過控制變量進行變激光功率組實驗,激光功率分別為(a)600 W、(b)800 W、(c)1000 W、(d)1200 W；將制備好的試件冷卻清洗后進行宏觀形貌觀察得到的熔覆層表面形貌如圖1所示,多道同向搭接熔覆層相互平行、排列規整,涂層表面規則均勻,宏觀下無表面開裂,破損等缺陷,熔覆層與基體材料冶金結合效果良好,激光熔覆總體成型質量優異。隨著激光功率提升,表面顏色由最初的銀白金屬光澤逐漸發暗、變黃直至產生紫藍色光澤,熔覆層表面經歷了由淺轉深的過程[4]。

圖1 熔覆層表面宏觀形貌

3 實驗結果與討論

3.1 熔覆層裂紋形成機理分析

激光熔覆中的凝固過程一起特性會對熔覆層凝固組織產生約束應力、組織應力以及熱應力[5],在激光熔覆復雜的應力作用中熱應力對熔覆層裂紋的影響尤為明顯。激光熔覆過程會在基體材料表面形成一個不斷移動的熔池,伴隨送入的熔覆粉末迅速熔化凝固形成熔覆層,使得過程中出現較大的溫度梯度而形成應力集中。本實驗中熔覆材料與基體材料同為鎳基高溫合金,兩者之間熔點、線膨脹系數等熱物性存在的差異有限但也在一定程度上加劇了產生熔覆層裂紋與孔洞等缺陷的可能。

通過掃描電鏡觀察熔覆層中如圖2所示的不同種類裂紋缺陷。圖2(a)、(b)為熔覆層中生長方向及組織結構不同的枝晶之間的裂紋,不同樹枝晶與柱狀晶之間在凝固時溫度梯度過大晶枝組織在交接位置產生應力導致裂紋缺陷。裂紋沿晶枝組織邊界生長,部分裂紋圍繞小區域晶枝四周產生繞晶裂紋。

激光熔覆層中奧氏體晶界上存在許多微小的孔洞如圖2(c)所示,由晶枝組織的析出物脫離產生,熔覆層的鎳基高溫合金在γ’相析出時,往往與鎳基奧氏體母相之間產生較大的錯配度,這種錯配度在凝固時會導致應力應變產生使得析出物脫離母相留下微小孔洞。距離相近的孔洞容易形成裂紋,形成的微小裂紋大多與晶枝的方向相同,因此同一區域內方向相同的微小裂紋會聯結擴展,導致沿晶間生長的微觀裂紋[6]。底部區域在激光熔覆過程中受到的應力是最復雜的,包含組織應力、熱應力、約束應力等綜合作用,最易產生裂紋缺陷,如圖2(d)所示。熔池底部的基體材料是固定的,溫度與熔池溫度差距極大,二者導熱率、線膨脹系數等熱物性參數也存在差異,凝固過程中極易產生應力集中形成裂紋源擴展出大片裂紋[7]。

圖2 熔覆層裂紋洞孔微觀形貌

通過掃描電鏡對不同試件進行觀察,發現激光功率不同的熔覆層微觀組織中裂紋的數量與程度都有較大差異,例如圖2(d)中較為嚴重的大范圍裂紋只存在于少量實驗組試件,以此進一步探究激光功率的影響。

3.2 激光功率對熔覆層裂紋影響

根據激光熔覆工藝參數與熔覆層裂紋率之間的回歸方程以及相關實驗結果表明,激光功率在各實驗參數中對熔覆層裂紋的影響是最大的。由下至上依次分析熔覆層各區域的裂紋缺陷情況,圖3所示為不同功率制備的涂層平面晶區域的微觀組織形貌。1200 W下制備的涂層底部存在孔洞、夾渣等缺陷,適當降低激光功率在底部結合區附近的缺陷大量消失、成形質量提高。熔覆粉末受激光輻射迅速熔化升溫而基體材料未在激光作用范圍,二者溫差極大,當熔池開始凝固時由下至上,底部區域最先凝固成平面晶,當熱量輸入較小時,底部平面晶生成時間縮短,平面晶厚度降低同時孔洞缺陷減少。

圖3 平面晶區域微觀形貌

圖4中不同功率制備的熔覆層底部樹枝晶組織裂紋程度有明顯差異。隨著激光功率升高,熔池整體溫度提升,熔覆層組織因此獲得更為充分的流動過程與凝固時間,熔池充分流動減少了形成孔洞、夾渣等缺陷產生的可能,更久凝固過程保證了樹枝晶生長方向的統一性。因為600 W功率過小,熔覆過程時間短,合金粉末融化不充分或內部的渣屑、氣孔不能排除,因此在熔覆層底部造成許多孔洞、裂紋缺陷[7]。適當提高激光功率,可以延長熔池存在時間減輕晶枝組織缺陷。

圖4 枝狀晶區域微觀形貌

比較圖5中不同功率下熔覆層頂部等軸晶區域微觀組織發現,相比于600 W制備的試件1000 W激光功率形成的熔池最高溫度更高,熔池存在時間延長,熔覆層等軸晶區域有更充分的凝固過程。因此提高功率可以使中上部的孔洞缺陷減少并且晶枝生長分布更加規律。激光功率在實驗范圍內提高時,會減少中上部裂紋、孔洞的數量及規模,有利于提高涂層的物理性能,但激光功率提高引起平面晶的厚度上升并增加在平面晶以及其相鄰區域出現裂紋的可能性。通過綜合比較,本實驗參數工況下選擇激光功率800 W制備的熔覆層成型質量最為優異。

圖5 等軸晶區域微觀形貌

3.3 熔覆層元素偏析與裂紋關系

通過對比EDS能譜儀對于裂紋區域掃描結果分析發現,存在裂紋缺陷的區域有明顯的C元素富集。并且通過元素偏析結果推斷出析出物富集位置與裂紋缺陷區域高度重合,組織中微孔洞的形成與析出碳化物有直接關系,由于元素偏析位置不盡相同,而碳化物晶間析出物與基體分離形成的微孔洞位置一致,因此等軸晶區域沿晶開裂。如圖6所示。

圖6 裂紋區域EDS能譜掃描結果

對不同激光功率試件進行EDS能譜掃描,圖7為不同功率下熔覆層中上部區域偏析情況對比,樹枝晶中Cu、C、Mo明顯偏析,當功率較低時,中上部整體C元素含量較低,偏析明顯,而隨著功率增加,元素密度增加導致晶內集中,使得C元素偏析減弱。化學平衡常數分配系數k是大于平均值的Cu元素凝固時會在微觀組織中先凝固的晶枝內部富集,而k小于平均值的Mo元素不斷地向后凝固的晶間液態中擴散轉移,最終在枝晶晶間成分富集,間隙過冷形成低熔點共晶產物析出相[8]。Cu、Mo隨著激光功率增加,元素偏析情況逐漸減弱。

圖7 不同功率下熔覆層中上部EDS能譜檢測結果

圖8為熔覆層中底部及與基體交界區域組織的Cu、Mo、C三種元素在不同功率下的EDS掃描結果。隨著熔池輸入能量上升,凝固時的枝晶結構中偏析情況就會減輕,隨著激光功率升高,熔覆層底部C元素整體濃度降低,并且C元素的整體含量向平面晶區域集中[9]。由于熔池輸入能量提高,熔池溫度提高,熔池存在時間延長導致凝固所需時間延長,C元素在熔池凝固時向上方擴散有了更充裕的時間,因此底部C元素濃度降低。

圖8 不同功率下熔覆層與基體交界處的偏析情況

結合熔覆層不同高度區域的EDS掃描結果分析,熔覆層的元素偏析導致的晶間析出相是裂紋缺陷產生的主要原因,大部分裂紋的EDS掃描結果都存在C元素富集,對于GH3536涂層來說,適當提高Ni元素占比或改變功率以控制碳化物的晶間析出相均有助于增強韌性減低裂紋數量[10]。

4 結 論

(1)鎳基高溫合金K417G熔覆GH3536粉末制備的涂層表面平整規則,無明顯缺陷。參數為送粉率4.3 g/min,掃描速度速度5 mm/s,光斑直徑2 mm,離焦量為0,保護氣體流量10 L/min,預熱溫度為 200 ℃時,最佳激光功率參數為800 W。改變參數設定會影響最佳效果的激光功率值,但激光功率變化對于裂紋影響的規律具有普適性。

(2)通過分析不同功率下涂層各晶枝組織區域的成型質量,在實驗范圍內激光功率提高時,會減少裂紋以及孔洞的數量及規模,有利于提高涂層的物理性能,但會提高平面晶厚度并降低平面晶區域晶枝組織質量。

(3)熔覆層中Cu、Mo、C等元素會發生偏析,偏析程度隨激光功率變化而改變。熔覆層的裂紋、點蝕、孔洞等缺陷與熔覆層碳化物析出相富集位置高度重合。