方祥,呂榛,邢麗,鄒旸

(1.南昌航空大學(xué),南昌330063；2.中國航發(fā)南方工業(yè)有限公司,湖南株洲412000)

0 前言

DZ125合金是一種通過有序的γ′相沉淀強(qiáng)化的鑄造鎳基定向凝固高溫合金,由于其優(yōu)異的高溫蠕變及持久性能,被廣泛運(yùn)用于先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)的渦輪葉片和導(dǎo)向葉片[1]。長期服役于高溫的惡劣環(huán)境,航空發(fā)動機(jī)葉片受到高溫高壓,振動效應(yīng),離心力等影響,可能產(chǎn)生蠕變、破裂及裂紋等損傷,威脅航空發(fā)動機(jī)的安全性,損傷的葉片通常是通過更換新葉片來保證安全性,葉片高昂的制造成本,較長的制造周期使得葉片的修復(fù)顯得至關(guān)重要。

從經(jīng)濟(jì)性角度考慮,制造新葉片的成本遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于修復(fù)葉片成本,且修復(fù)再利用更符合低成本制造的理念。修復(fù)后的部位與原始組織特征與性能一致是葉片修復(fù)的基本要求,對于DZ125定向凝固合金葉片修復(fù)要求修復(fù)層與基材組織保持一致性[2]。因此,鑒于葉片修復(fù)的嚴(yán)格要求,目前相關(guān)工作者采用的修復(fù)方法有激光熔覆[3]及鎢極氬弧焊[4],鎢極氬弧焊修復(fù)效率高,但其修復(fù)填充材料形態(tài)為絲狀,化學(xué)成分受限制,因此在其基礎(chǔ)上發(fā)展了等離子弧噴焊工藝。

等離子弧噴焊是一種高能束電弧焊接技術(shù),具有熱輸入小、熱量容易控制及稀釋率低等優(yōu)點(diǎn),同時噴焊材料可制作成粉末狀,根據(jù)添加的元素改變粉末的成分配比。激光熔覆與等離子弧噴焊熔覆效率較高,熔覆后組織能達(dá)到預(yù)期要求,工作者也對這兩種方法進(jìn)行了對比研究。Zhao等人[5]在H13鋼表面制備Co基合金熔覆層,對比激光熔覆與等離子弧噴焊兩種方法發(fā)現(xiàn),在結(jié)合界面處都能形成柱狀晶組織,等離子弧噴焊所形成的柱狀晶晶粒尺寸大于激光熔覆晶粒尺寸,表明等離子弧噴焊所形成的柱狀晶尺寸更接近于DZ125合金的晶粒尺寸。潘鄰等人[6]在等離子弧噴焊熔覆層表面繼續(xù)使用激光熔覆也得到相似結(jié)論。等離子弧噴焊后的組織符合定向凝固合金修復(fù)組織要求也得到了進(jìn)一步證實(shí)。

目前,有關(guān)等離子弧噴焊的研究大多數(shù)都是增強(qiáng)材料表面性能,而對于發(fā)動機(jī)葉片的修復(fù)研究鮮有報道,文中選用兩種合金粉末,采用等離子弧噴焊技術(shù)在DZ125合金薄板上進(jìn)行熔覆試驗(yàn),研究合金粉末成分對熔覆層的組織特征、顯微硬度的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)基材為板厚3 mm的DZ125合金,試樣尺寸為35 mm×25 mm；選用粒度為35～125 μm的Co基合金粉末EuTroLoy16006和Ni基合金粉末EuTroLoy16496作為等離子弧噴焊材料,其化學(xué)成分見表1和表2。

圖1為等離子弧噴焊試驗(yàn)方框圖。利用GAP 2501DC型等離子弧噴焊設(shè)備制備熔覆層,試驗(yàn)在20℃下進(jìn)行。試驗(yàn)保護(hù)氣體為純度99.99%的氬氣,以98%的氬氣和2%的氫氣的混合氣體作為離子氣。試驗(yàn)時,鎢極與工件之間形成等離子弧,噴焊材料被等離子弧加熱呈熔化或半熔化狀態(tài),隨著焰流噴射到熔池中形成熔覆層。試驗(yàn)所用的工藝參數(shù)見表3。

表1 DZ125的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

表2 等離子噴焊材料成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

圖1 等離子弧噴焊試驗(yàn)方框圖

噴焊完成后,為觀察熔覆層組織形貌特征,用線切割沿垂直于噴焊方向和平行于噴焊方向截取熔覆層中心部位的試樣。制備金相試樣后用HNO3∶HCl=1∶3的溶液進(jìn)行腐蝕,腐蝕時間為10 s。采用ZEISS AxioScope A1金相顯微鏡對熔覆層金相組織進(jìn)行觀察,利用該顯微鏡上的測量軟件對熔覆層中柱狀晶高度進(jìn)行測量；利用QnessQ10A型顯微硬度計測定熔覆層的顯微硬度,測量路徑為自試樣熔覆層表面向基材方向,測試點(diǎn)間距為0.2 mm,測試載荷為200 g,載荷持續(xù)時間為20 s,研究熔覆層中不同區(qū)域之間的硬度差異。

表3 離子弧唝焊工藝參數(shù)

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熔覆層顯微組織

圖2為堆焊3層,厚度約為3 mm的Co基合金熔覆層橫截面宏觀形貌,可見基材為呈定向生長的柱狀晶組織。在熔覆層與基材的界面生長的晶粒是與基材晶粒生長方向一致的柱狀晶組織,隨著熔覆層厚度的增加,柱狀晶繼續(xù)生長,當(dāng)接近熔覆層表面時,柱晶組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶組織。為方便分析,根據(jù)組織特征,文中將其分為界面區(qū),保持柱晶生長形態(tài)區(qū)域?yàn)榻缑鎱^(qū),柱晶發(fā)生轉(zhuǎn)變的區(qū)域?yàn)楸砻鎱^(qū)。

圖2 Co基合金熔覆層橫截面宏觀形貌

圖3 為Co基合金熔覆層各區(qū)顯微組織。由圖3a可知,在界面區(qū)晶粒由基材表面生出多個柱狀晶,且與基材原始晶粒取向基本一致,呈外延生長特征。隨著熔覆層厚度增加,柱狀晶繼續(xù)生長,在圖3b近界面區(qū)形成了取向性明顯的柱狀晶,測量可知,近界面區(qū)柱狀晶高度約為680 μm。由圖3c可見,表面區(qū)為細(xì)小的等軸晶組織并在基體上分布著塊狀組織,這些組織可能為碳化物。圖4為Ni基合金熔覆層各區(qū)顯微組織。圖4a為界面區(qū)組織形貌,在熔化邊界處可看到四個晶粒,從這4個晶粒表面生長出來的枝晶具有明顯的外延生長特性。圖4b為近界面區(qū),可見其中柱狀晶生長到一定高度后轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶組織,測量得知,近界面區(qū)中柱狀晶高約為210 μm。圖4c表面區(qū)為等軸晶,在基體上均勻分布著大小不一的細(xì)小顆粒狀和塊狀組織,這些顆粒狀組織可能是硼化物,不規(guī)則塊狀組織可能是碳化物。對比兩種合金粉末形成的熔覆層顯微組織形貌可知,Co基合金與Ni基合金熔覆層在界面處組織都呈現(xiàn)外延生長,但Co基合金熔覆層中的柱狀晶較Ni基合金熔覆層更為明顯,且生長得更高,而在熔覆層表面區(qū)中,Ni基合金熔覆層的組織更為細(xì)小,分布在基體上更均勻。

圖3 Co基合金熔覆層各區(qū)顯微組織

圖4 Ni基合金熔覆層各區(qū)顯微組織

熔覆層的組織先由界面外延生長出柱狀晶,后轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶,這是由晶體生長過程中的溫度梯度變化所致。金屬在凝固時,由于距固液界面的距離不同,溫度也不同,因此形成了溫度梯度。金屬凝固時的組織形態(tài)與固液界面處液相的溫度梯度存在一定關(guān)系[7]。

式中：G為液固界面前沿液相溫度梯度；R為界面生長速度；DL為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)；ΔT為平衡結(jié)晶溫度間隔。

凝固中組織形態(tài)由GL/R決定的,根據(jù)公式(1),當(dāng)固液界面的G/R大于或等于ΔT/DL時,以平面凝固方式生長；當(dāng)G/R小于ΔT/DL時,固液界面將會失穩(wěn),以胞狀或者枝晶狀凝固生長。

圖5為不同溫度梯度對成分過冷的影響,橫坐標(biāo)為距界面的距離,縱坐標(biāo)為其對應(yīng)的液相溫度,G表示溫度梯度。由圖5可知,溫度梯度G0較大,無成分過冷,凝固方式為平面生長；當(dāng)溫度梯度降低到G1,出現(xiàn)成分過冷區(qū)域,固液界面將會失穩(wěn),凝固方式由平面生長轉(zhuǎn)變?yōu)榘麪罹Щ蛑鶢罹L；當(dāng)溫度梯度降低至G2時,成分過冷程度增加,等軸晶比柱狀晶更容易形核,凝固方式為等軸晶生長。隨著溫度梯度的減小,成分過冷程度加劇,熔體會發(fā)生從平面生長到胞狀生長或柱狀晶生長的轉(zhuǎn)變,以及從柱狀晶生長向等軸晶生長的轉(zhuǎn)變。

圖5 不同溫度梯度對成分過冷的影響

圖6 為凝固時界面移動對溫度梯度的影響,其中Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ界面分別表示初始溫度為T0,T1,T2時對應(yīng)的固液界面,直線分別指各界面的溫度梯度。假設(shè)初始溫度為T0時,溫度梯度為G0,此時的溫度梯度大,無成分過冷。隨著固液界面的前移,初始溫度升高至T1時,熔覆層內(nèi)溫度梯度減小至G1,出現(xiàn)了成分過冷區(qū),此時熔體在界面處以柱狀枝晶形式生長。固液界面繼續(xù)移動,初始溫度為T2時,溫度梯度減小為G2,導(dǎo)致成分過冷程度加劇,利于等軸晶形核生長,從而凝固模式發(fā)生柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變。

圖6 凝固時界面移動對溫度梯度的影響

兩種粉末熔覆形成的柱狀晶高度不同的原因與此時柱狀晶生長過程中界面前沿形成的成分過冷不同有關(guān)。Ni基合金粉末與Co基合金粉末化學(xué)成分不同,凝固時形成的組織中柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的臨界條件不同。根據(jù)公式(1)可知,其他條件相同時有[ΔT/DL]Ni＞[ΔT/DL]Co,隨著凝固過程的進(jìn)行,G逐漸減小,成分過冷程度逐漸加劇,Ni基合金固液界面更容易失穩(wěn)而形成等軸晶組織,因此Ni基合金熔覆層中形成的柱狀晶組織高度低于Co基合金熔覆層。

2.2 熔覆層顯微硬度分析

圖7為基材到熔覆層的硬度分布。由圖可知,兩種合金粉末所形成的熔覆層硬度由基材至表面的分布呈遞增趨勢。DZ125合金的硬度約為450 HV,Co基合金熔覆層在近界面區(qū)的硬度為450～600 HV,表面區(qū)硬度為600～700 HV,即此時柱晶的硬度低于等軸晶,均高于基材。Ni基合金熔覆層近界面區(qū)的硬度為450～750 HV,表面區(qū)硬度為750～950 HV,同樣是柱晶硬度低于等軸晶,均高于基材。

圖7 熔覆層硬度分布

兩種噴焊粉末所形成的熔覆層硬度都高于基材,相較于基材的組織,熔覆層的柱狀晶組織更為細(xì)小,硬度更高；熔覆層的等軸晶硬度高于柱狀晶,即熔覆層表面區(qū)的硬度最高。

3 結(jié)論

(1)采用兩種噴焊材料,在DZ125合金表面進(jìn)行等離子弧噴焊,熔覆層開始由界面形成外延生長的柱狀晶；隨固液界面的前移,其溫度梯度的降低,成分過冷程度增大,熔覆層中發(fā)生柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。

(2)兩種噴焊材料在相同條件下進(jìn)行等離子弧噴焊,Ni基合金熔覆層中的柱狀晶比Co基合金的更容易轉(zhuǎn)化為等軸晶,其形成的柱狀晶更少。

(3)等離子弧噴焊形成的熔覆層硬度都高于基材,熔覆層中的等軸晶硬度高于柱狀晶。