方金祥 王玉江 董世運(yùn) 徐濱士 閆世興 宋超群,舒鳳遠(yuǎn) 何 鵬

1.貴州大學(xué)現(xiàn)代制造技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，貴陽(yáng)，5500252.陸軍裝甲兵學(xué)院裝備再制造技術(shù)國(guó)防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京,1000723.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱,150001

0 引言

Inconel718合金是一種沉淀硬化型鎳基超合金，其高溫綜合力學(xué)性能優(yōu)異，且具有良好的耐蝕及熱加工性能，被廣泛用于航空、航天、核電、化工等領(lǐng)域熱端部件的制造。這些零部件服役條件惡劣，常常因?yàn)槟p、疲勞等原因而失效，此類零件制造成本高昂，如能對(duì)服役失效及誤加工零部件進(jìn)行激光再制造，則可以創(chuàng)造顯著的經(jīng)濟(jì)效益。

激光熔覆成形技術(shù)能量密度集中，廣泛用于各種失效零部件的修復(fù)再制造，但它同其他再制造技術(shù)一樣，也存在熱影響區(qū)性能損傷、界面組織及性能的匹配性較差、成形部分力學(xué)性能差、殘余應(yīng)力大等一系列問(wèn)題。文獻(xiàn)[1-5]研究了激光熔覆成形Inconel718合金的組織、性能及強(qiáng)化機(jī)理，文獻(xiàn)[6-8]研究了激光修復(fù)Inconel718合金的組織、力學(xué)性能、殘余應(yīng)力等問(wèn)題。目前，在Inconel718合金的激光快速成形及修復(fù)再制造方面已有大量文獻(xiàn)發(fā)表，但尚缺乏Inconel718合金激光熔覆層與基體界面的系統(tǒng)討論。熔覆層與基體的界面區(qū)域是激光再制造零件的薄弱區(qū)域，該區(qū)域的化學(xué)元素、組織、性能的匹配性及過(guò)渡平滑性對(duì)再制造零件的服役性能和安全具有重要影響。

Inconel718合金主要由γ″(Ni3Nb)相及γ′(Ni3(Al,Ti))相強(qiáng)化，合金中往往還存在δ相、MC相及Laves相等[9]，因此，合金的組織及性能對(duì)熱加工工藝非常敏感，激光熔覆過(guò)程中，基材表面復(fù)雜的熱循環(huán)必將伴隨材料組織變化，導(dǎo)致熱影響區(qū)材料性能損傷。另外激光熔覆涂層與基體為冶金結(jié)合，往往組織及性能的匹配性較差，也容易出現(xiàn)脆化相及氣孔等缺陷。本文對(duì)激光熔覆Inconel718合金基體與涂層界面組織進(jìn)行了表征，研究了工藝條件及時(shí)效熱處理對(duì)界面組織及性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)方法

Inconel718合金激光熔覆試驗(yàn)在光纖激光增材再制造系統(tǒng)上完成，該系統(tǒng)由IPG YLS-4000光纖激光器、Faunc機(jī)器人、送粉器、PRECITEC YC52熔覆頭及高純氬氣手套箱組成，工作面激光光斑為圓形，能量分布均勻?；w材料為鍛造時(shí)效態(tài)Inconel718合金，熔覆材料為真空熔煉Ar霧化制備的Inconel718合金粉末，具體化學(xué)成分見(jiàn)表1。采用4種工藝參數(shù)進(jìn)行熔覆試驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)工藝編號(hào)及參數(shù)見(jiàn)表2。

表1 Inconel718合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical compositions of Inconel718 alloy (mass fraction) %

表2 Inconel718合金激光熔覆工藝參數(shù)Tab.2 Parameters for the laser remanufacturing Inconel718 alloy

熔覆試樣在真空熱處理爐中進(jìn)行時(shí)效熱處理，工藝為：720 ℃， 8 h爐冷至 620 ℃， 8 h空冷。金相試樣垂直于熔覆方向切割，觀察與熔覆方向垂直的截面，試樣腐蝕劑為鹽酸、硝酸、氫氟酸混合液(8∶1∶1)，使用Axiovert 200 MAT光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相觀察，采用NovaNano SEM 650電子掃描顯微鏡進(jìn)行二次電子相、背散射電子相觀察，并進(jìn)行能譜檢測(cè)；使用Tukon 2100B 全自動(dòng)維氏硬度計(jì)檢測(cè)硬度，測(cè)量位置的選擇以與界面距離為標(biāo)準(zhǔn)，測(cè)量4個(gè)點(diǎn)后取平均值為最終結(jié)果。使用AIS3000萬(wàn)能力學(xué)性能檢測(cè)儀對(duì)試樣力學(xué)性能進(jìn)行評(píng)估，在試樣的基體、熱影響區(qū)、熔覆層區(qū)域選取至少5個(gè)非邊緣位置，通過(guò)在材料同一個(gè)表面連續(xù)加載-卸載，繪制載荷-深度曲線，對(duì)靜態(tài)拉伸力學(xué)性能進(jìn)行評(píng)價(jià)，實(shí)現(xiàn)力學(xué)性能的準(zhǔn)無(wú)損評(píng)估。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 界面區(qū)域微觀組織表征

(a)界面區(qū)域低倍照片 (b)界面熔合線區(qū)域的放大照片

(c)熱處理后熱影響區(qū)及基體金相照片 (d)熱影響區(qū)熔覆層組織 圖1 界面附近區(qū)域金相照片F(xiàn)ig.1 Microstructure of the interface of cladding layer

界面區(qū)域金相照片見(jiàn)圖1。由圖1a可以看出，熔覆區(qū)域?yàn)榈湫偷蔫T態(tài)樹枝晶組織，熱影響區(qū)較為光亮，這是因?yàn)闊嵊绊憛^(qū)析出相溶解，材料的耐蝕性能顯著增加，腐蝕劑難以腐蝕。由圖1b可以看出，熔覆層組織底部有低速生長(zhǎng)的特征，但沒(méi)有平面晶出現(xiàn)，這與一般激光熔覆組織不同，其基材與熔覆層的組織連續(xù)性更強(qiáng)，有利于保證力學(xué)性能連續(xù)性和結(jié)合強(qiáng)度。由圖1c可以看出，同熱處理前相比，熱影響區(qū)域耐蝕性明顯降低，可以觀察到明顯的晶界。從圖1d中可以看到典型的樹枝晶生長(zhǎng)特征，其組織形貌同熱處理前無(wú)顯著變化，晶間仍有較多的第二相存在。

熔覆層掃描電鏡照片見(jiàn)圖2，可以看出，熔覆層為典型的樹枝晶組織，晶間有較多不連續(xù)的第二相；工藝Ⅰ組織較為粗大，觀察到大塊Laves相；工藝Ⅱ組織較為細(xì)膩，Laves相較為細(xì)小，且彌散分布；工藝Ⅲ熔覆層組織特征同工藝Ⅱ類似，但組織略粗大；工藝Ⅳ熔覆層組織同工藝Ⅲ沒(méi)有顯著區(qū)別。組織形態(tài)及粗細(xì)的區(qū)別源于不同工藝下熔覆層的凝固及冷卻速率不同。

(a)熔覆層低倍照片 (b)工藝Ⅰ熔覆層組織高倍照片

(c)工藝Ⅱ熔覆層組織高倍照片 (d)工藝Ⅲ熔覆層組織高倍照片

(e)工藝Ⅳ熔覆層組織高倍照片圖2 熔覆層微觀結(jié)構(gòu)的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM graphs of themicrostructure of cladding layer

圖3是界面熔合區(qū)背散射電子相，圖片左側(cè)為基體，亮度較為均勻，該部分元素分布均勻，晶粒取向?qū)σr度貢獻(xiàn)較大；右側(cè)為熔覆層，襯度主要來(lái)源于原子序數(shù)，高亮部分為富鈮的Laves相。界面元素分布見(jiàn)圖4，由圖4可見(jiàn)，界面元素分布均勻，無(wú)突變，熔覆層區(qū)域Nb元素分布均勻性稍差，這是因?yàn)殁壘чg偏析生成Laves相，除鈮外的其他元素分布均勻性均比較高，因此可以通過(guò)固溶處理實(shí)現(xiàn)元素的均勻分布。

圖3 界面熔合區(qū)背散射電子相Fig.3 Backscatter electron image of interface

圖4 界面熔合線區(qū)域化學(xué)元素分布Fig.4 Distribution of chemical composition across interfaces of coating

Inconel718合金難以通過(guò)金相照片精確確定熱影響區(qū)的范圍，力學(xué)方法分辨率也不高，本文采用背散射電子衍射技術(shù)確定熱影響區(qū)的范圍，圖5為工藝Ⅰ界面區(qū)域，右側(cè)為基體區(qū)域，中部為熱影響區(qū)，左側(cè)為熔覆區(qū)域。

圖5 工藝Ⅰ熱影響區(qū)Fig.5 Heat-affected zone of the case Ⅰ specimen

圖6所示為不同工藝下的熱影響區(qū)寬度(均為試樣最寬部位測(cè)量數(shù)據(jù))，由圖可見(jiàn)，工藝Ⅰ熱影響區(qū)寬度最大，達(dá)500 μm，工藝Ⅱ熱影響區(qū)寬度最小，僅為204 μm，同樣功率下，掃描速度越快，熱影響區(qū)越窄，這是因?yàn)殡S著掃描速度增加，單位熔覆長(zhǎng)度上施加的激光能量降低；工藝Ⅲ熱影響區(qū)寬度為285 μm，比工藝Ⅱ?qū)捈s81 μm，這表明本文工藝條件下，單位熔覆長(zhǎng)度施加激光能量一定時(shí)，隨著掃描速度的增加，熱影響區(qū)變窄；工藝Ⅳ熱影響區(qū)寬度較工藝Ⅲ略窄，為271 μm，這表明通過(guò)脈沖激光減小熱影響區(qū)寬度的方法有一定作用，但效果不夠理想。

圖6 不同熔覆工藝下熱影響區(qū)寬度Fig.6 Width of heat affected zone under different process conditions

2.2 界面區(qū)域力學(xué)性能表征

界面區(qū)域的硬度分布如圖7所示，由于工藝Ⅳ試樣硬度數(shù)據(jù)同工藝Ⅲ類似，故圖中未給出其數(shù)據(jù)。由圖7可見(jiàn)，基材的硬度約為415HV，隨著與熔合線距離的減小，硬度降低，熱影響區(qū)硬度降低到基體的50%左右，最低硬度僅198HV，3種工藝比較，工藝Ⅰ試樣熱影響區(qū)最寬，硬度也較低，工藝Ⅱ、Ⅲ試樣熱影響區(qū)較窄，3種工藝下熱影響區(qū)最低硬度接近。3種工藝下，熔合線上硬度接近，比熱影響區(qū)略高，約為250HV。對(duì)于熔覆層部分，距離熔合線部分越遠(yuǎn)的區(qū)域，硬度越高，熔覆層表面由于對(duì)流及輻射散熱機(jī)制，冷卻最快，故硬度最高，接近300HV，其中工藝Ⅱ試樣硬度相對(duì)較高，最高硬度達(dá)322HV。

圖7 熱處理前試樣界面區(qū)域硬度分布Fig.7 Hardness distribution of the interface of cladding layer before heat treatment

圖8所示為試樣直接時(shí)效熱處理后界面附近區(qū)域的硬度分布，可以看出，直接時(shí)效處理之后，基材的硬度升高到500HV左右，提升近20%，熱影響區(qū)的硬度大幅升高，約為350HV，熔覆層硬度也有較大幅度升高，接近400HV；3種工藝比較，工藝Ⅰ試樣熱影響區(qū)仍然較寬，工藝Ⅱ、Ⅲ試樣硬度分布接近。熱處理之后，界面區(qū)域硬度過(guò)渡較為平滑，無(wú)突變區(qū)域，熔覆層表面硬度接近處理前基材硬度。結(jié)果表明，直接時(shí)效熱處理可改善Inconel718合金激光熔覆試樣界面區(qū)域力學(xué)性能突變的問(wèn)題。

圖8 熱處理后試樣界面區(qū)域硬度分布Fig.8 Hardness distribution of the interface of cladding layer after heat treatment

圖9 熱影響區(qū)微米壓痕加載曲線Fig.9 Micro-indentation test curve of heat affected zone

圖11 工藝Ⅱ試樣熱處理后材料性能Fig.11 Mechanical properties of the case Ⅱ specimen after heat treatment

圖9所示為熱影響區(qū)微米壓痕加載曲線，經(jīng)測(cè)試壓頭反復(fù)加載、卸載獲得，據(jù)此可獲得測(cè)試點(diǎn)部分靜拉伸力學(xué)性能。圖10及圖11所示為基體、熱影響區(qū)、熔覆層微米壓痕力學(xué)性能檢測(cè)的試驗(yàn)結(jié)果，由圖10可以看出，熱處理前熱影響區(qū)材料強(qiáng)度較低，熔覆層強(qiáng)度也不高，明顯低于基材強(qiáng)度，這個(gè)結(jié)果同顯微硬度測(cè)量結(jié)果相吻合。熱處理過(guò)后，基體、熱影響區(qū)、熔覆層材料強(qiáng)度均得到提高，基體強(qiáng)度接近熔覆前基材強(qiáng)度，熔覆層屈服強(qiáng)度高于熱影響區(qū)屈服強(qiáng)度，但抗拉強(qiáng)度略低于熱影響區(qū)抗拉強(qiáng)度，這可能是由于晶間Laves相存在導(dǎo)致的。

3 討論

激光熔覆過(guò)程中，不可避免地要出現(xiàn)熱影響區(qū)，由于固態(tài)相變、組織粗化、組織不均勻性增加、強(qiáng)化相長(zhǎng)大及溶解等因素，熱影響區(qū)的強(qiáng)度及塑性往往較差，影響零件的服役性能，而減小熱影響區(qū)的寬度和性能損傷程度有助于改善零件質(zhì)量。Inconel718合金零件激光熔覆過(guò)程中，必須保證一定的能量密度，才能獲得結(jié)合良好的熔覆層，本文結(jié)果表明，保證良好結(jié)合的前提下，單位熔覆長(zhǎng)度能量一定時(shí)，提高掃描速度有利于減小熱影響區(qū)寬度，但應(yīng)當(dāng)注意的是，掃描速度過(guò)快將影響熔覆層表面質(zhì)量，并將導(dǎo)致熔覆方向拉應(yīng)力過(guò)大，有可能造成熔覆層開(kāi)裂及工件變形[10]。脈沖激光對(duì)減小熱影響區(qū)寬度有幫助，但是影響不明顯。

Inconel718合金激光熔覆熱影響區(qū)可分為過(guò)熱區(qū)、正火區(qū)、再結(jié)晶區(qū)等，影響力學(xué)性能的主要因素是強(qiáng)化相的溶解，該合金中強(qiáng)化相的溶解溫度不高，在激光熔覆熱循環(huán)升溫過(guò)程中，強(qiáng)化相溶解，而由于降溫速率高，降溫過(guò)程中來(lái)不及析出第二相，這導(dǎo)致熱影響區(qū)強(qiáng)度明顯降低，成為激光熔覆零件的薄弱區(qū)域之一，另外，析出相的溶解增強(qiáng)了熱影響區(qū)的耐蝕性?；跓嵊绊憛^(qū)的性能損傷機(jī)制，可以采用時(shí)效熱處理來(lái)改善熱影響區(qū)的材料性能，熱處理過(guò)程中，熱影響區(qū)析出大量第二相[11-12]，材料強(qiáng)度和硬度得到提高，熱損傷程度減小。應(yīng)慎重選用固溶+時(shí)效熱處理制度，盡管該熱處理制度可以解決熔覆層Nb偏析形成Laves相的問(wèn)題，提高熔覆層強(qiáng)度及塑韌性，但與此同時(shí)基體材料的組織及性能也將受到顯著影響。

界面熔合區(qū)是激光熔覆零件的另一個(gè)薄弱部位，該區(qū)域化學(xué)元素、組織、性能往往具有躍變的特征，且易出現(xiàn)脆化相、氣孔等缺陷，導(dǎo)致結(jié)合強(qiáng)度降低。Inconel718合金零件一般服役條件惡劣，因此對(duì)熔覆零件熔合區(qū)組織性能要求較高，本文采用同基體同質(zhì)的熔覆粉末，以保證化學(xué)元素、組織及物性的匹配。通常情況下，激光熔覆試樣熔覆層底部凝固速率慢，冷卻速率快，凝固以平面的方式推進(jìn)，因此熔覆層底部為平面晶組織，平面晶部分同基體存在清晰的界面，這個(gè)界面上組織突變，盡管現(xiàn)有方法難以表征該界面對(duì)性能的影響，但可以推斷該界面的存在對(duì)結(jié)合強(qiáng)度具有一定的負(fù)面影響。本文中，盡管熔覆層底部有低速生產(chǎn)的特征，但熔合區(qū)未觀察到平面晶組織，基體到熔覆層組織過(guò)渡良好，這對(duì)提高熔合區(qū)性能具有積極意義。

熔覆層的硬度比熱影響區(qū)硬度高，這是因?yàn)槿鄹矊泳哂写罅康腖aves相，但Laves相為富鈮脆硬相，一方面導(dǎo)致枝晶內(nèi)部鈮元素減少而削弱基體強(qiáng)度，另一方面降低晶間強(qiáng)度，故Laves相在提高硬度的同時(shí)也降低了材料的塑性[13]。時(shí)效熱處理后，熱影響區(qū)和熔覆層的性能都具有較大的提高，熔覆層及熱影響區(qū)的屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度指標(biāo)均接近原始基體材料，但微米壓痕力學(xué)性能表征法并不能評(píng)估材料的塑性，如圖1d熱處理后熔覆層金相照片，根據(jù)材料的組織特征可以推斷，熱處理后熔覆層雖然強(qiáng)度指標(biāo)接近原始基材，但其塑性指標(biāo)較基材差。

4 結(jié)論

(1)在保證良好成形質(zhì)量的前提下，提高激光掃描速度有利于減小熱影響區(qū)寬度；脈沖激光對(duì)減小熱影響區(qū)寬度有幫助，但影響較小。

(2)時(shí)效熱處理可以有效提高熱影響區(qū)及熔覆層的強(qiáng)度，提高界面區(qū)域性能過(guò)渡平滑性。時(shí)效熱處理過(guò)程中，第二相析出，材料強(qiáng)化，界面區(qū)域力學(xué)性能均勻性增強(qiáng)。

(3)Inconel718合金激光熔覆試樣熔合線區(qū)域無(wú)平面晶組織，組織連續(xù)性強(qiáng)，無(wú)氣孔、硬化相等缺陷，對(duì)保證熔合區(qū)結(jié)合強(qiáng)度及力學(xué)性能一致性有積極意義。