（南昌航空大學 焊接工程系，南昌 330063）

為滿足新一代燃氣渦輪發(fā)動機的高推重比、高增壓比和高渦輪前溫度的“三高”要求，必須使用耐高溫、抗氧化、比強度和比剛度更高的新型高溫結(jié)構(gòu)材料[1—2]。鎳基高溫合金在溫度接近其熔點時仍具有優(yōu)異的抗蠕變、抗疲勞和抗腐蝕等性能，成為制造航空發(fā)動機葉片的首選材料[3—4]。采用鑄造工藝制造的IC10單晶高溫合金葉片具有更加突出的特點，其內(nèi)部枝晶生長方向基本相同，且枝晶生長的偏差小[5]，〈001〉為晶粒擇優(yōu)生長方向，與渦輪葉片的軸向一致，使得應力軸的垂直方向基本不存在易開裂的薄弱點，也使得葉片的抗高溫性能、持久壽命和比強度等均得到大幅提高，從而延長了渦輪發(fā)動機的服役時間[3—5]。目前IC10單晶高溫合金已作為渦輪導向葉片[6]材料在新一代航空發(fā)動機上得到了應用。然而，IC10單晶高溫合金葉片的工作環(huán)境惡劣，易出現(xiàn)磨損、腐蝕坑和裂紋等缺陷導致葉片報廢，且單晶高溫合金造價高，因此對受損葉片進行焊接修復可大大節(jié)約成本?；诖?，尋找合適的焊接修復方法對存在缺陷的單晶高溫合金葉片進行修復是亟待解決的問題。目前國內(nèi)外學者對單晶高溫合金葉片的激光修復研究較多[7—8]，而對 IC10單晶高溫合金的電子束修復的研究鮮有報道。Liu Z[9]等在定向凝固的 Rene 125高溫合金上沉積Rene N5粉末，發(fā)現(xiàn)外延柱狀枝晶的高度與沉積總高度的比值隨著掃描速度的增加呈遞增趨勢，即適當增加掃描速度可使熔覆層的性能與基體性能更接近。邢彬等[10]在IC10單晶高溫合金上涂覆鎳基合金粉末，發(fā)現(xiàn)熱輸入太低時基體與熔覆層之間存在未熔合缺陷，而熱輸入太高時易形成氣孔缺陷。電子束熔覆技術(shù)具有能量密度極高、熱輸入小、熔覆速度快、溫度梯度大、凝固速度快等特點，有利于熔覆層的定向生長[11]，而且與激光修復相比，電子束在真空條件下完成修復工作，清潔度更高，工件更不易被氧化；除此之外，電子束修復后工件變形更小，能量利用率更高?；诖?，對航空發(fā)動機中廣泛使用的Ni3Al基單晶高溫合金材料IC10進行真空電子束修復試驗[12]，研究沉積速度對修復區(qū)組織及顯微硬度的影響，并對界面的結(jié)合情況進行分析，以期實現(xiàn)晶粒的定向凝固和界面的良好結(jié)合，為IC10單晶高溫合金電子束修復技術(shù)的實際應用提供理論依據(jù)。

1 試驗

試驗采用IC10鎳基單晶澆鑄板材作為基材，其尺寸為60 mm×30 mm×2 mm，焊前對試樣表面進行打磨，去除表面油污及氧化層，然后使用丙酮清洗后吹干。選用GH4169焊絲作為熔覆材料?；暮腿鄹膊牧系幕瘜W成分見表 1。采用 KS15-PN150KM 型真空電子束焊機進行單層單道熔覆試驗，具體工藝參數(shù)見表2。修復試驗完成后切取金相試樣并鑲嵌、磨制和拋光。采用20 mL HCl+20 mL H2O+4 g CuSO4配比的腐蝕劑對基體區(qū)進行腐蝕，并采用5 g FeCl3+20 mL HCl+100 mL C2H5OH配比的腐蝕劑對修復區(qū)進行腐蝕（HCl質(zhì)量分數(shù)為38%，酒精純度為98%，CuSO4質(zhì)量分數(shù)≥99%）。采用XJP-2C型倒置光學顯微鏡觀察熔覆層OM圖像，采用能譜儀(EDS)測定各區(qū)域元素分布情況。使用 401MVD型數(shù)顯顯微硬度計測量接頭顯微硬度，載荷為200 N，加載時間為5 s。

表1 試驗材料成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.1 The composition of test material (mass fraction) %

表2 修復工藝參數(shù)Tab.2 The repair process parameters

2 結(jié)果與分析

不同沉積速度下的熔覆層橫截面宏觀形貌見圖1?？梢园l(fā)現(xiàn)，熔覆層成形優(yōu)良，界面結(jié)合緊密，未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋等缺陷，即所選修復工藝參數(shù)合理。此外，熔覆層的熔深隨著沉積速度的增加呈遞減趨勢。當沉積速度為220 mm/min時，熔覆層與基體間的界面呈現(xiàn)出較為圓滑的弧形，隨著沉積速度的增加，弧形的弧度減小，當沉積速度遞增加至 300 mm/min時，界面趨于直線，但是沉積速度對熔覆層橫截面余高的影響并不明顯。分析認為隨著沉積速度的增加，電子束的能量密度減小，電子束的穿透能力減弱，使得熔覆層熔深減小[13]，最終導致界面形狀趨于直線；同時，沉積速度越快，單位時間內(nèi)熔覆在IC10單晶高溫合金板材上的焊絲量也越少，但是熔化的焊絲基本全部熔覆在IC10單晶高溫合金表層區(qū)域，故沉積速度對熔覆層余高的影響并不明顯。

不同沉積速度下熔覆層橫截面中部選區(qū)低倍顯微組織見圖2?？梢钥闯?，IC10單晶高溫合金在經(jīng)過電子束修復后，熔覆層的組織與基體組織相比得到細化，但晶粒的生長方向并不一致。分析認為，電子束的快熱快冷使得熔覆層熔化金屬的結(jié)晶時間變短，故晶粒得到細化。此外，熔覆層上部區(qū)域出現(xiàn)了等軸晶區(qū)及轉(zhuǎn)向枝晶區(qū)，且隨著沉積速度的增加，兩區(qū)域占熔覆層總面積的比例呈遞增趨勢，沉積速度越快，兩區(qū)域與柱狀晶的分界線處越靠近界面。分析認為，隨著沉積速度的增加，金屬溶液結(jié)晶時冷卻速度越快，使得過冷度增大，導致晶體由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)檗D(zhuǎn)向枝晶和等軸晶，且兩區(qū)域占整個熔覆層的面積隨沉積速度的增加呈遞增趨勢。有研究表明，這2個區(qū)域也會影響鎳基單晶高溫合金的力學性能[14]。

除了上述原因之外，Kurz等[15]研究發(fā)現(xiàn)，當Gn/v＞K成立時，熔覆層的組織全部為柱狀晶組織，其中：G為溫度梯度，v為凝固速率，n和K為常數(shù)。隨著沉積速度的增加，金屬溶液的結(jié)晶時間變短，即凝固速率增大，使得Gn/v＞K式不再成立，導致熔覆層組織發(fā)生變化，故隨著沉積速度的增加，熔覆層中等軸晶區(qū)和轉(zhuǎn)向枝晶區(qū) 2個區(qū)域的總面積占熔覆層總面積的比例逐漸增加。

圖1 不同沉積速度下的熔覆層橫截面宏觀形貌Fig.1 The cross-section macroscopic morphology of cladding layers at different welding speeds

圖2 不同沉積速度下熔覆層中部選區(qū)低倍顯微組織Fig.2 The low magnification microstructure at central constituency of the cladding layer at different welding speeds

不同沉積速度下熔覆層底部中心區(qū)域顯微組織見圖3。以界面中心位置豎直方向為中心線，可以看出，當沉積速度為220 mm/min時，中心線左側(cè)為粗大且取向一致的柱狀晶，且具有外延生長的趨勢，中心線右側(cè)為細小的等軸晶；當沉積速度為260 mm/min時，中心線兩側(cè)大部分區(qū)域是外延生長的柱狀晶，但晶粒尺寸減小，而中心線附近區(qū)域為等軸晶，相比沉積速度為220 mm/min時的等軸晶區(qū)域明顯減??；當沉積速度增加至300 mm/min時，晶粒尺寸進一步得到細化，且中心線兩側(cè)均變成外延生長的柱狀晶，每側(cè)的柱狀晶的生長方向相同，兩側(cè)柱狀晶沿中心線呈中心對稱分布，兩側(cè)柱狀晶的夾角接近于90°，而中心線附近的等軸晶區(qū)域消失。分析認為，若修復工藝參數(shù)發(fā)生變化，則會導致晶粒的擇優(yōu)生長趨勢發(fā)生改變，晶粒的擇優(yōu)生長使其原有的生長趨勢發(fā)生改變。隨著沉積速度的增加，在熔覆層橫截面底部中心區(qū)域，晶粒的生長方向由溫度梯度來主導轉(zhuǎn)變?yōu)榫Я５淖钜咨L方向來主導；此外，由于基體與焊絲是異種材料，加上電子束的快速冷卻作用，使得熔覆層中的金屬溶液來不及均勻化便已凝固，結(jié)晶時間變短，不利于等軸晶的生長，故隨著沉積速度的增加，熔覆層底部的等軸晶逐漸消失，而由外延生長的柱狀晶取代[16]。

隨著沉積速度的增加，中心線右側(cè)的溫度梯度方向與左側(cè)溫度梯度方向的差異越來越大，中心線左側(cè)溫度梯度方向趨于〈001〉方向，而中心線右側(cè)溫度梯度方向基本與〈001〉方向垂直，使得隨著沉積速度的增加，中心線左側(cè)柱狀晶的生長方向趨于〈001〉方向，而中心線右側(cè)柱狀晶的生長方向基本與〈001〉方向垂直。綜上，適當?shù)脑黾映练e速度可以使熔覆層底部中心近界面處等軸晶的數(shù)量減少，柱狀晶的數(shù)量增加，而且晶粒尺寸減小，但兩側(cè)柱狀晶的生長方向并不一致。

沉積速度為260 mm/min時的界面選區(qū)SEM形貌見圖4?？梢钥闯觯w與熔覆層界面處未發(fā)現(xiàn)裂紋、孔洞等缺陷，界面實現(xiàn)了良好的結(jié)合。當沉積速度為260 mm/min時基體區(qū)與修復區(qū)EDS分析見圖5。從圖5b可以看出，基體區(qū)和熔覆區(qū)中的元素分布較為均勻，由表1可知，GH4169焊絲中幾乎不含有Fe元素，基體中不含有Co元素，而熔覆層中出現(xiàn)了Fe元素，基體中出現(xiàn)了Co元素，且熔覆層中Fe元素含量高于基體中Fe元素含量，熔覆層中Co元素的含量低于基體中Co元素含量。分析認為Fe, Co元素在兩區(qū)域間存在過渡的趨勢，進一步證明界面處的冶金結(jié)合良好。

圖3 不同沉積速度下熔覆層底部中心區(qū)域顯微組織Fig.3 The microstructure of the central area of the bottom of the cladding layer at different welding speeds

圖4 界面選區(qū)SEM形貌Fig.4 The SEM morphology of the Interface selection

圖5 基體及修復區(qū)EDS分析圖Fig.5 The picture of the EDS analysis of the matrix and repair area

不同沉積速度下基體及熔覆層顯微硬度曲線見圖6，其中虛線位置為界面中心處，虛線左側(cè)為基體，右側(cè)為熔覆層?？梢钥闯觯敵练e速度為220 mm/min時，基體與熔覆層的顯微硬度值基本相同。但隨著沉積速度的增加，靠近界面處的基體區(qū)域和整個熔覆層的顯微硬度值均波動較大，且當沉積速度增加到300 mm/min時，熔覆層的顯微硬度值波動最大。IC10單晶高溫合金在電子束修復后，熔覆層的顯微硬度值最低，且隨著沉積速度的增加熔覆層的顯微硬度值呈遞減趨勢。熔覆層的顯微硬度值并未達到IC10合金的顯微硬度值，但高于GH4169合金的顯微硬度值。分析認為，在鎳基高溫合金中加入Co, Al等元素可起到固溶強化的作用。結(jié)合圖5b中元素分布情況可以得出，從基體向熔覆層過渡時，基體近界面處的Co, Al元素含量開始減小，使得固溶強化作用減弱，導致基體近界面處的顯微硬度值降低[17]，故此區(qū)域顯微硬度值波動較大，在熔覆層中，Co, Al元素含量進一步降低，使得固溶強化作用進一步減弱，導致熔覆層的顯微硬度值明顯降低。另外，由上面金相分析可知，在熔覆層中存在等軸晶區(qū)和轉(zhuǎn)向枝晶區(qū)，且隨著沉積速度的增加，等軸晶區(qū)和轉(zhuǎn)向枝晶區(qū)的面積逐漸增大，轉(zhuǎn)向枝晶的生長方向出現(xiàn)多個[18]，在熔覆層中存在多種晶粒類型，且隨著沉積速度的增加，熔化金屬不均勻混合問題更為嚴重，產(chǎn)生較大的成分偏析，因此熔覆層的顯微硬度值波動較大。

圖6 不同沉積速度下基體及修復區(qū)顯微硬度曲線Fig.6 The microhardness curve of the matrix and repaired area

3 結(jié)論

1)IC10單晶高溫合金在電子束修復時，熔覆層上部區(qū)域出現(xiàn)了等軸晶區(qū)和轉(zhuǎn)向枝晶區(qū)；當沉積速度較小時，熔覆層底部中心線左側(cè)為取向一致的柱狀晶，右側(cè)為等軸晶。當沉積速度增加至300 mm/min時，底部中心線右側(cè)等軸晶全部由柱狀晶所取代。

2)當沉積速度較小時，基體區(qū)與熔覆層顯微硬度值基本相同，基體的基本性能得到修復；隨著沉積速度的增加熔覆層的顯微硬度值呈遞減趨勢，當沉積速度增加到300 mm/min時，熔覆層的顯微硬度值最低。