激光沉積鎳基單晶合金的工藝與微觀組織研究

李文杰,汪 力,陳志國,

(1.中南大學材料科學與工程學院,湖南 長沙 410083；2.湖南人文科技學院材料工程系,湖南 婁底 417000)

1 引 言

鎳基高溫合金通常由有序的金屬間沉淀相如 γ′-Ni3(Al,Ti)或者 γ″-Ni3Nb 來強化,由于具有優異的耐高溫、抗蠕變和抗氧化腐蝕性,因而廣泛應用于燃氣輪機、火箭發動機、航空渦輪機等有挑戰性的高溫環境中[1-2]。鎳基單晶高溫合金去掉了低熔點的晶界強化元素,提高了初熔溫度[3],通過定向凝固工藝可以制備出單晶葉片,由于沒有橫向晶界,大幅提升了沿生長方向的強度,因而常用于制備航空發動機的渦輪葉片。然而傳統的鑄造工藝耗時長、價格高、流程復雜,如果渦輪葉片出現磨損或者裂紋,替換葉片價格高昂,所以修復乃至制造單晶葉片具有很高的價值。

外延激光金屬成形(E-LMF)是G?umann等[4]開發的用于修復單晶葉片的先進工藝,這個工藝的基礎是噴粉模式的金屬增材制造技術——激光金屬成形(LMF)[5-6]。E-LMF工藝的熱輸入很小,可以形成極大的溫度梯度,與合適的凝固速度配合就可以實現外延生長[4,7]。然而這個工藝主要會面臨兩個問題:雜晶和裂紋。一般來說,雜晶是由于溫度梯度和凝固速度無法滿足Gn/V>KCET,從而發生了柱狀等軸轉變引起的[4,7]。劉朝陽等[8]通過預冷來維持大的溫度梯度從而抑制雜晶的產生。另外,王華明等[9]發現基板的偏析也會導致雜晶在基板重熔區界面處產生雜晶,故而沉積前需要對基板進行均勻化處理。鎳基單晶高溫合金的Al+Ti的含量一般大于5.5 %(質量分數)[10],而鎳基高溫合金在Al+Ti含量大于4 %(質量分數)時就被認為是不可焊的[11],因此鎳基單晶高溫合金是具有明顯的裂紋敏感性的。E-LMF沉積鎳基單晶高溫合金時由于極大的溫度梯度和多次的循環加熱,會產生很大的熱應力,因此探索合適的工藝配合來實現無裂紋的外延生長是一個有挑戰性的問題。

過去的研究主要集中在鎳基單晶高溫合金的單道重熔、單道熔覆以及薄壁沉積[8,12-14],由于循環加熱次數不多所以熱應力有限,實現無裂紋的外延生長沒有很大的挑戰。然而E-LMF沉積塊狀鎳基單晶高溫合金由于循環加熱次數多,熱應力累積大,實現無裂紋的外延生長十分困難。本文使用第一代鎳基單晶高溫合金DD407作為基板和粉末材料,研究鎳基單晶高溫合金塊的E-LMF沉積,并對外延區域、非外延區以及裂紋區的微觀組織演變及形成機理進行了較系統研究。

2 實驗材料及方法

2.1 實驗材料與工藝

實驗采用DD407粉末和基板,名義化學成分為Ni-8.1Cr-5.5Co-5.8Al-2Ti-5W-3.5Ta-2.2Mo(質量分數,%)。氣霧化制備的粉末粒度為50～100 μm,沉積前在100 ℃下干燥1 h。定向凝固制備的單晶棒材直徑14 mm,晶體取向為[001]方向,并進行了1300 ℃/3 h/AC+ 1080 ℃/6 h/AC+ 870 ℃/20 h/AC的均勻化熱處理,用電火花線切割將棒材切成3 mm厚的圓片作為基板。基板在沉積前用SiC砂紙打磨掉表面氧化層并用無水乙醇清洗。如圖1(a)所示為沉積設備,采用光纖激光器,最大功率4000 W,通過氬氣載氣同軸送粉；圖1(b)為掃描示意圖,激光束在單晶襯底的(001)晶面上沿[100]方向掃描,沉積時間5 min。工藝組合如表1所示,其中一般水冷指基板直接放在水冷裝置上,硅脂水冷指在基板與水冷裝置間涂了一層硅脂。其他參數為:送粉速度3 g/min,光斑直徑2 mm(0.5～2 mm為宜),搭接率50 %(與設備及其他參數相匹配,通過實驗確定),氬氣載氣流量12 L/min(與設備相匹配),水冷裝置水溫25 ℃,水流速度1.2 L/min。

(a)沉積設備

表1 工藝組合

2.2 微觀表征

電火花切割沿y方向切割沉積樣中部,沉積樣的橫截面(y-z平面)作為微觀結構表征的表面。橫截面用80-150-400-800-1200目砂紙打磨,然后用1.5 μm金剛石拋光膏拋光至鏡面,用80 mL水+100 mL鹽酸+20 g硫酸銅刻蝕15 s,通過光學顯微鏡(LEICADM4M)進行金相觀察。SEM用場發射掃描電子顯微鏡(Sirion 200,FEI)的二次電子(SE)模式表征,元素分布用設備附帶的EDS進行測量。SEM測試樣品用48 %濃硫酸+40 %濃硝酸+12 %磷酸溶液在5 V電壓下電刻蝕5 s。

3 實驗結果與討論

3.1 各工藝組合下的微觀組織

圖2為各工藝組合下的沉積樣橫截面金相圖,其中(a)、(b)、(c)分別為空冷、一般水冷及硅脂水冷,工藝參數均為400 W、10 mm/s、3 g/min；(d)、(e)、(f)分別為空冷、一般水冷及硅脂水冷,工藝參數均為500 W、10 mm/s、3 g/min；(g)、(h)、(i)分別為空冷、一般水冷及硅脂水冷,工藝參數均為500 W、13 mm/s、3 g/min。可見在400 W、10 mm/s、3 g/min的工藝參數下均出現了較多裂紋,在硅脂水冷情況下也均出現了比較嚴重的裂紋,這是由于在這兩類情況下的冷卻速度較大導致了較大的熱應力[15],大的熱應力誘發了裂紋的產生[16]。在500 W、10 mm/s、3 g/min空冷和500 W、13 mm/s、3 g/min空冷及一般水冷的情況下,組織外延生長連續性良好,也沒有嚴重的裂紋產生,這是由于在這三種情況下形成了良好的工藝配合,沒有產生過大的熱應力。

圖2 樣品橫截面局部顯微組織

值得注意的是,先前的研究表明,在單軌熔覆或者薄壁沉積的過程中,強制冷卻有利于形成大的溫度梯度,從而有利于外延生長[8,12-14],但是將這個策略拓展到塊沉積時發現容易出現較多裂紋。導致這個現象出現的原因是在塊沉積過程中,循環加熱次數顯著增加,這使得沉積塊中積累了更大的熱應力,而強制冷卻進一步促進了熱應力的累積。雖然強制冷卻有利于維持足夠的溫度梯度并于有利于外延生長,但是過大的熱應力誘發了裂紋的產生,這使得強制冷卻策略經常得不償失。當然,合適的強制冷卻策略也是可取的,重點在于要防止出現過大的熱應力[16]。比如在500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷的情況下就產生了無裂紋的連續外延生長組織。

3.2 良好工藝組合下的微觀組織演變與形成機理

從圖2可以看出(d)、(g)及(h)對應比較良好的工藝,對相應沉積樣品橫截面的外延區、非外延區及裂紋區微觀組織進行討論。圖3為500 W、10 mm/s、3 g/min空冷情況下的橫截面微觀組織,可見大部分區域實現了無裂紋的連續外延生長,只在左端出現了明顯裂紋。圖3(b)展示了沉積塊中部區域枝晶連續外延生長的情況,這是通過重熔掉前一層的雜晶層實現的[4]。圖3(c)中所示的裂紋區域可見裂紋兩側枝晶生長取向出現較大差異,表現為沿晶開裂[17],這會產生大角度晶界,而大角度晶界具有更強的裂紋敏感性[18]。圖3(d)中所示為沉積樣左端裂紋集中區,可見靠近右側的裂紋一部分順著枝晶生長方向,還有一部分沿著層間擴展；靠近左側的裂紋分布在生長方向不同的枝晶的交界處。這些裂紋的產生可以歸因于以下幾方面。首先是端部只有一邊可以散熱導致了“端部效應”[19],熱量發生累積,一方面使得端部熱應力增加導致開裂傾向增加；另一方面會使得液膜在低溫下穩定或者熱影響區(HAZ)的γ-γ′共晶或粗大γ′相發生液化從而誘發凝固裂紋或者液化裂紋。其次是枝晶生長的雜亂會產生大于15°的大角度晶界,而大角度晶界會增加熱裂紋敏感性[18]。最后是層間交接區或者搭接區經歷了兩次熱輸入,具有更大的熱應力,這也會增大熱裂紋敏感性。

圖3 工藝參數為500 W、10 mm/s、3 g/min空冷的橫截面微觀組織

圖4為500 W、13 mm/s、3 g/min空冷情況下的橫截面微觀組織,可見產生了只有少量裂紋的連續外延生長組織。圖4(b)所示為一處裂紋,可見裂紋處于生長不一致的枝晶交界處,而交界處會產生大角度晶界,大角度晶界具有裂紋敏感性[18]。圖4(c)為沉積樣右上角區域,可見在熔池底部枝晶生長方向為[001]方向,熔池左側出現了[001]到[010]方向的轉變,熔池頂部出現了雜晶,其中熔池左側的枝晶生長方向轉變區和熔池頂部的雜晶區為非外延區。由于鎳基高溫合金是面心立方結構,枝晶以最接近熱流方向的<001>方向優先生長,故而選擇了最接近固液界面法線的取向生長[4,20]。其中在熔池底部最接近固液界面法線的取向為[001],所以熔池底部的枝晶生長方向為[001]方向；隨著熔池底部坡度的增加,最接近固液界面法線的取向變為[010],所以在熔池左側枝晶生長方向變為[010]。在熔池頂部由于溫度梯度減小導致Gn/V

圖4 工藝參數500W、13mm/s、3 g/min空冷橫截面微觀組織

圖5為500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷情況下的橫截面微觀組織,可見產生了無裂紋的連續外延生長組織。圖5(b)為沉積樣中部區域,可見連續外延生長的枝晶。圖5(c)為沉積樣上層區域,可見枝晶生長方向發生了偏轉,但是未見裂紋,說明枝晶偏轉不嚴重,沒有形成大角度晶界從而帶來裂紋敏感性[18]。枝晶生長發生偏轉的原因是熔池內發生了對流導致局部區域出現溶質分布改變從而出現枝晶迎流生長[23]。圖5(d)為沉積樣右上角,可見三角區域的枝晶生長方向為[010]方向,而周圍均是[001]方向,原因在于熱流方向發生了變化。

圖5 工藝參數500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷橫截面微觀組織

綜上所述,沉積樣的主體為連續的外延生長區；在兩端和表面存在非外延區,非外延區主要由兩部分組成:由于熱流方向的改變引起的枝晶轉向區以及由于柱狀等軸轉變(CET)引起的雜晶區；另外,在局部區域還存在由過大的熱應力以及大角度晶界誘發的裂紋。

3.3 析出相分布與形成機理

圖6為各區析出相情況,可見基板區析出了方塊狀的γ′相,熱影響區的γ′相發生了部分重溶并析出了細小的二次 γ′ 相,沉積區的枝晶間析出了粒狀 γ′ 相并且比基板區的 γ′ 相細小很多,而枝晶間沒有析出 γ′ 相。圖7所示為枝晶間和枝晶內元素的偏析情況,可見Al、Ti、Ta在晶間偏析,W在晶內偏析,而Cr、Co、Mo偏析不明顯,這與先前的研究一致[25-26]。其中Al、Ti、Ta為 γ′ 相形成元素,其在枝晶間偏析使得枝晶間的 γ′ 相形成元素濃度升高,形核驅動力增大[24],進而優先在枝晶間析出了 γ′ 相。由于激光沉積過程中極快的冷卻速度,這些 γ′ 相來不及長大,故比基板區細小許多,并且枝晶內的 γ′ 相析出被抑制,所以沒有在枝晶內觀察到 γ′ 相。值得注意的是,如圖6(d)所示,在沉積區觀察到了 γ-γ′ 共晶,而 γ-γ′ 共晶是產生液化裂紋的條件之一[27],前文出現的裂紋可能是由于 γ-γ′ 共晶液化導致的,所以需要對沉積樣進行均勻化處理防止液化裂紋的出現。

圖6 各區析出相情況

圖7 枝晶內與枝晶間元素偏析情況

4 結 論

(1)一定的能量輸入與冷卻方式配合(如在500 W、13 mm/s、3 g/min與水冷配合)可以實現塊狀鎳基單晶高溫合金無裂紋的外延生長；

(2)沉積樣主體為枝晶生長方向為[001]方向的連續外延生長區,在兩端和表面存在非外延區,非外延區主要由兩部分組成:由于熱流方向的改變引起的枝晶轉向區以及由于柱狀等軸轉變(CET)引起的雜晶區；

(3)在枝晶間析出了 γ′ 相,而枝晶內沒有 γ′ 相析出,這是由于 Al、Ti、Ta 在枝晶間偏析導致的。