溫度場分布對Ni60A熔覆層組織的影響*

夏禎航，李 濤，詹 歡，張洪潮

（1.大連理工大學(xué)遼寧機(jī)械工程學(xué)院，遼寧大連 116081；2.大連理工大學(xué)重大裝備設(shè)計研究所，遼寧大連 116081；3.德克薩斯理工大學(xué)工業(yè)工程系，美國德州 TX76001）

0 引言

隨著增材制造和表面改性技術(shù)的不斷發(fā)展和提高，激光熔覆技術(shù)在大型機(jī)械零件的破損修復(fù)和表面強(qiáng)化上的應(yīng)用表現(xiàn)出了優(yōu)勢，同樣由于其開裂率高等問題，激光熔覆在工業(yè)中尚未得到廣泛應(yīng)用。這是由于熔覆過程是一個多學(xué)科領(lǐng)域融合的復(fù)雜工藝，其涉及到不同材料間在不同工況下冶金結(jié)合，應(yīng)用到不同的環(huán)境中，使得熔覆工藝參數(shù)的組合與優(yōu)化工作變得復(fù)雜且適用性較差。工藝參數(shù)中激光功率、送粉量、激光掃描速度等參數(shù)相互影響，共同決定熔覆層質(zhì)量和性能[1]。因此提高熔覆層斷裂強(qiáng)度成了激光熔覆技術(shù)發(fā)展中亟待解決的事情。

熔覆層斷裂強(qiáng)度主要取決于熔覆層的金相分布和缺陷情況，通過觀察結(jié)晶的微觀組織，如晶相成分、晶相分布狀況、晶粒大小等可以得到熔覆層組織影響斷裂強(qiáng)度的規(guī)律，本文從不同工藝參數(shù)出發(fā)討論其對微觀組織影響。在熔覆層裂紋性質(zhì)、裂紋產(chǎn)生情況方面，國內(nèi)外學(xué)者都有了廣泛研究[2]，這主要是因?yàn)槠渲猩婕傲瞬牧蠈W(xué)、統(tǒng)計熱力學(xué)、金屬凝固學(xué)等不同學(xué)科的交織。董剛等[3]通過實(shí)驗(yàn)得出了不同鎳基粉末熔覆對其涂層金相組織和熔覆層硬度變化的規(guī)律。G?umann[4]建立了凝固過程中柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的解析模型，該模型提供了溫度梯度、凝固速度以及等軸晶所占體積分?jǐn)?shù)之間的關(guān)系。吳亞云[5]分析了Ni60A的顯微組織中各相的力學(xué)性能，為控制顯微組織提供了方向。

為了判斷不同工藝參數(shù)對顯微組織的影響，本文首先通過ABAQUS仿真獲取不同工藝參數(shù)下的溫度場情況，再由溫度場情況分析晶相生長情況分布。然后通過實(shí)驗(yàn)獲取鎳基熔覆層在不同工藝參數(shù)下的稀釋率變化情況，獲得對應(yīng)參數(shù)下熔覆層結(jié)晶晶相成分占比，從而討論其對斷裂強(qiáng)度的影響。

1 實(shí)驗(yàn)程序與設(shè)備

本實(shí)驗(yàn)采用同軸送粉式激光熔覆系統(tǒng)，主要包括LDF 4000-100半導(dǎo)體激光器以輸出連續(xù)激光，激光束波長范圍為900~1 070 nm。PrecitecYC52同軸激光熔覆頭，最高可輸出6 kW的高能激光束，粉末焦點(diǎn)直徑為2 mm。RC-PF-01B-2雙料倉負(fù)壓氣載送粉系統(tǒng)，以氬氣作為送粉氣體，送粉量相對誤差小于1%，以及MCWL-150T-01AK1S4精密水冷機(jī)等。

基體材料為45鋼，基體形貌為50 mm×40 mm×8 mm的長方體；熔覆層材料為Ni60自熔性合金粉末，其合金粉末的化學(xué)成分如表1所示。實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表2所示，共18組單因素實(shí)驗(yàn)，每組工藝參數(shù)進(jìn)行3次實(shí)驗(yàn)，避免偶然因素對實(shí)驗(yàn)結(jié)果的影響，實(shí)驗(yàn)采用OM顯微鏡觀察微觀組織。

表1 Ni60A合金粉末的化學(xué)成分

表2 Ni60A激光熔覆實(shí)驗(yàn)參數(shù)范圍

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 溫度場影響晶粒生長

2.1.1 溫度場仿真與特征值獲取

基于ABAQUS軟件建模仿真，熱源通過DFLUX體熱源的FORTRAN的子程序引入，網(wǎng)格為80μm長的正方體，假設(shè)材料各向同性、忽略熔池對流現(xiàn)象。為獲取不同線能量對熔池溫度場特征參數(shù)的影響，設(shè)計兩組仿真參數(shù)，激光功率1 200 W，送粉量0.125 g·s-1，第1組與第2組掃描速度分別為3 mm/s、6 mm/s，對每組獲取其熔池中心溫度場分布情況，獲取其不同深度處溫度特征，兩組不同深度節(jié)點(diǎn)的溫度值如圖1所示。由圖可知第1組、第2組熔覆層表面最高溫度分別為2 070℃、1 980℃。第1組工藝的熔覆層表面及560μm深度處Ni60A自溶合金粉末處于熔融狀態(tài)時間分別為0.593 s和0.205 s，而第2組的熔覆層表面和560μm深度處Ni60A自溶合金粉末處于熔融狀態(tài)的時間為0.342 s和0.048 s。可知，在低掃描速度時的高線能量輸入下情況下，熔池的最高溫度和平均溫度均都略有提升，并且第2組同深度處的節(jié)點(diǎn)保溫時間較第1組稍短，同時這兩組的同節(jié)點(diǎn)保溫時間差隨著熔覆層深度的提高而越來越大。

圖1 不同深度熔池的溫度變化曲線

在同一送粉量下，這會表現(xiàn)為第1組高線能量下的熔池更大，基體的熔深加大，熔池內(nèi)由于高能量激光束的沖擊而導(dǎo)致的強(qiáng)對流換熱更明顯。這種明顯的熔池液體強(qiáng)對流傳熱會使熔覆粉末更充分溶解，但也會加劇熔池內(nèi)晶胞的非平衡結(jié)晶。同時，由于固液相混合存在區(qū)較短的凝固時間，晶胞沒有充足的時間去沿某一軸向二次枝晶就被快速凝固成型，這表現(xiàn)為第2組的微觀組織較為細(xì)小，無粗大的等軸晶或柱狀晶。

現(xiàn)通過兩組溫度場變化曲線進(jìn)一步提取兩組溫度場特征值，定義凝固方向和掃描方向的夾角為傾向角，凝固界面溫度梯度可根據(jù)材料固相線和液相線之間的溫度梯度計算得到，凝固速度是由液相轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔嗟臅r間決定，兩組的溫度場特征值如圖2所示。

圖2 熔覆層不同深度處的特征值

對比圖2的兩組曲線可以發(fā)現(xiàn)，線能量的增加會使熔池的熔深增加，導(dǎo)致了傾向角的減小，傾向角決定了熔池池底不同位置晶枝的生長方向，同時線能量的增加也會降低熔池固液界面的溫度梯度，使熔池結(jié)晶時間變長、晶體平均尺寸變大。相同線能量情況下凝固速度隨線能量的增加而減小，深度越大凝固速度越慢，熔池頂部最大，凝固速度過大會導(dǎo)致結(jié)晶不均勻、表面缺陷增多。不同深度處溫度梯度和凝固速度的關(guān)系如圖3所示。

圖3 不同深度處溫度梯度和凝固速度的關(guān)系

由于多晶凝固的復(fù)雜性，為確定多晶凝固下柱狀晶的分布情況，在短的凝固速度范圍內(nèi)可以假設(shè)柱狀樹枝晶向等軸樹枝晶轉(zhuǎn)變條件為直線[4]：

式中：G為溫度梯度；R為凝固速度；經(jīng)過實(shí)驗(yàn)測量判斷取k=5×108適當(dāng)，其為圖3中傾斜虛線，代表在此條件下開始出現(xiàn)部分柱狀晶轉(zhuǎn)變等軸晶（Columnar to equiaxed transition，CET）。

2.1.2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析

從圖3中可以看出，在這兩組工藝參數(shù)下，只有熔池底部會產(chǎn)生少量的柱狀晶，并且在線能量較高的情況下，會促進(jìn)柱狀樹枝晶的生長[6]，提高其在熔覆層中占有比例，如圖4（a）所示。隨著距離熔覆層底部距離的增加，樹枝晶單向生長能力逐漸降低，變?yōu)槎绦〉膯蜗驑渲В▓D5）。

圖4 兩組實(shí)驗(yàn)的底部微觀組織

晶體的凝固方向?yàn)榕c溫度梯度相反，與仿真所得的傾向角變化規(guī)律相同，如圖5（b）所示。在橫截面上，從熔覆層底部到頂部樹枝晶生長方向也從[001]逐漸變?yōu)閇100]，最終在熔覆層頂部變?yōu)樯倭康牡容S晶和短小的樹枝晶，如圖5（a）所示。在非平衡結(jié)晶下[7]，熔覆層的結(jié)晶不僅與材料形核有關(guān)，還會受到液體對流的影響，它使正在結(jié)晶的柱狀晶前端過冷度不足以支持繼續(xù)結(jié)晶，直到液體流動層沿流動方向凝固后，熔池才能在其上繼續(xù)柱狀晶的生長，如圖4（b）所示，箭頭方向?yàn)橐后w流動方向。

圖5 激光功率1 800 W不同深度處的熔覆層組織橫截面

柱狀晶組織間鄰接致密，結(jié)晶時致使硬質(zhì)相均勻分散的析出，提高局部韌性，但橫向性能較差。因此在單層熔覆下為了在激光熔覆中獲得較好的表面性能，需要保證熔覆層頂部是細(xì)小均勻的等軸晶粒，避免柱狀晶生長到熔覆層頂部，故要降低頂部溫度梯度，控制掃描速度。在多層熔覆下，需調(diào)整工藝參數(shù)保障晶體連貫性生長，使熔覆件不同深度的性能一致，避免斷層開裂。

2.2 稀釋率影響晶相成分

Ni60A的顯微組織由白色樹枝狀固溶體和黑色晶間共晶硬質(zhì)相組成，如圖5所示。其中樹枝狀固溶體結(jié)晶成分為γ（Ni）固溶體、少量的Cr、Si元素及大量Fe元素，是良好的韌性相，由于熔覆層底部G/R值較高且結(jié)晶時在初生硬質(zhì)相后析出，故主要在熔覆層底部生長，在熔覆層頂部表現(xiàn)為短小樹枝晶。而晶間硬質(zhì)相成分為Fe、Ni、Cr的碳化物和硼化物[8]，表現(xiàn)為硬度高、韌性差的特點(diǎn)[9]。

熔覆層稀釋率為熔融基體面積與熔覆層截面面積比。對于45鋼基體來說，熔覆的稀釋率越大，溶解在熔池中的鐵元素越多，與之形成的FeNi3化合物是增韌相，還可防止硼化鉻和碳化物的析出，提高熔覆層的斷裂強(qiáng)度。為此通過實(shí)驗(yàn)確定工藝參數(shù)對稀釋率的影響來調(diào)節(jié)熔覆層組織、提高熔覆層斷裂強(qiáng)度是有必要的，取部分實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖6所示，其中能質(zhì)比即單位質(zhì)量粉末所得到的能量。

圖6 工藝參數(shù)對稀釋率的影響

相同掃描速度（6 mm/s）情況下，激光功率和送粉量不斷變化即能質(zhì)比不斷變化時，稀釋率隨能質(zhì)比的增加而增加。在能質(zhì)比較低時，激光能量大部分都被基體上面的涂層粉末吸收，導(dǎo)致熔覆層稀釋率很小，幾乎為零，此時熔覆層與基體的冶金結(jié)合不充分，極易發(fā)生熔覆層脫離，在工件的工作中表現(xiàn)為工件表皮的剝落現(xiàn)象。隨后隨著能質(zhì)比的增加，熔覆層稀釋率急劇增加，但在稀釋率15%之前此工藝參數(shù)都不適宜應(yīng)用實(shí)踐，因?yàn)檩^低的稀釋率不足以提供良好的底部韌性，易發(fā)生分層開裂現(xiàn)象。

當(dāng)粉末得到滿足自身融化的能量后，稀釋率增長趨勢由陡變緩。在相同工藝參數(shù)下，增大掃描速度，能量更難通過粉末傳入基體，使基體熔融區(qū)變小，致稀釋率略有降低。在相同工藝參數(shù)下增加送粉量后，更多粉末會平分能量，致使基體熔融區(qū)變小、熔覆層面積增大，故A點(diǎn)（0.276 g·s-1）較B點(diǎn)（0.167 g·s-1）稀釋率下降且偏離稀釋率變化曲線。同樣過少量的粉末會降低熔覆層高度從而提高稀釋率，如C點(diǎn)所示（0.086 g·s-1），但低粉末量情況下仍符合曲線規(guī)律。

第1組較高的線能量致使其比第2組的稀釋率高，通過等時間王水腐蝕可以看出黑色被腐蝕得韌性相明顯增多（圖4），研究表明其表面硬度也略有下降[3]。同時Fe基相的析出主要集中在熔覆層底部（圖4（c）），較高的稀釋率促進(jìn)γ（Ni）奧氏體的形核生長，體積分?jǐn)?shù)增加，使熔覆層底部結(jié)構(gòu)緊密、韌性增強(qiáng)，降低熔覆層分層開裂可能性[10-11]，提高熔覆層與基體的性能一致性。韌性的增多會影響強(qiáng)度模型中硬沉淀物大小，呈反比例減小趨勢，從而影響斷裂強(qiáng)度[12]。此時適當(dāng)減少送粉量會起到同樣的良好效果，以避免熔覆層頂部過多的硬質(zhì)相析出致敏感性增強(qiáng)。

3 結(jié)束語

（1）通過兩組不同線能量下的激光熔覆溫度場仿真結(jié)果，本文得到了溫度梯度、凝固速度、傾向角和熔覆層深度的關(guān)系，在適當(dāng)?shù)墓に噮?shù)內(nèi)簡化了基于Ni60A材料的CET轉(zhuǎn)化曲線，并根據(jù)G/R關(guān)系分析了柱狀樹枝晶在高比值下才會在熔覆層底部少量生長的情況，以及由于非靜態(tài)結(jié)晶和硬質(zhì)相沉積的影響導(dǎo)致枝晶生長中斷的情況。

（2）由于熔覆層表面需要等軸樹枝晶滿足表面性能要求，在單層熔覆下加工中要避免較高的掃描速度，防止樹枝晶生長到熔覆層頂部導(dǎo)致的表面硬度變差及性能方向性情況，提高熔覆層的斷裂強(qiáng)度。

（3）本文通過實(shí)驗(yàn)得到了質(zhì)能比對稀釋率的影響是逐漸增大的，且從陡趨緩，過量的送粉量會降低稀釋率，提高掃描速度也會略降低熔覆的稀釋率。通過觀察顯微組織，稀釋率對熔覆層韌性相體積分?jǐn)?shù)的增大的影響是明顯的，也促進(jìn)了柱狀晶的增長，提高了熔覆層與基體間斷裂強(qiáng)度。