程沛源，程?hào)|海

南昌航空大學(xué) 航空制造工程學(xué)院，江西 南昌 330063

0 前言

1Cr15Ni4Mo3N鋼是一種切削加工性能優(yōu)秀的奧氏體-馬氏體過(guò)渡型沉淀硬化不銹鋼，退火狀態(tài)下組織主要為奧氏體，在淬火和冷處理后具有優(yōu)秀的力學(xué)性能，在航空航天行業(yè)得到了廣泛應(yīng)用[1-4]。1Cr15Ni4Mo3N鋼零件在機(jī)械制造過(guò)程中存在因誤加工引起的缺陷，在使用過(guò)程中存在磨損、裂紋等缺陷，將顯著影響整個(gè)構(gòu)件的使用性能，甚至導(dǎo)致整體報(bào)廢，從而造成巨大的經(jīng)濟(jì)損失。因此，需要對(duì)1Cr15Ni4Mo3N鋼零件進(jìn)行修復(fù)，修復(fù)必須在原有熱處理狀態(tài)下且不能進(jìn)行任何輔助熱處理，并確保修復(fù)區(qū)性能應(yīng)滿(mǎn)足力學(xué)性能要求。由于激光具有能量密度高、掃描速率快、HAZ小、變形小等優(yōu)點(diǎn)，因此開(kāi)展激光沉積修復(fù)1Cr15Ni4Mo3N材料研究極其重要，具有廣闊的發(fā)展前景[5-7]。

欽蘭云等[8]開(kāi)展了激光沉積修復(fù)ZL114A鋁合金顯微組織以及顯微硬度研究，結(jié)果表明鋁合金修復(fù)試樣修復(fù)區(qū)與基材形成良好的冶金結(jié)合，沉積層底部為以熔池邊緣為起點(diǎn)外延生長(zhǎng)的柱狀樹(shù)枝晶，且一次枝晶間距18.38 μm，二次枝晶間距9.55 μm，在沉積層頂層出現(xiàn)α-Al柱狀枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S枝晶現(xiàn)象；謝雨田等[9]對(duì)激光增材修復(fù)球墨鑄鐵風(fēng)冷輥開(kāi)展了研究，結(jié)果表明，激光熔覆修復(fù)層呈樹(shù)枝晶狀生長(zhǎng)，與風(fēng)冷輥形成了良好的冶金結(jié)合，表面較平整、無(wú)氣孔與裂紋，主要由過(guò)飽和馬氏體和金屬間化合物Fe3.5B組成；劉海濤等[10]開(kāi)展了激光增材修復(fù)15-5PH不銹鋼研究，結(jié)果表明，熔覆修復(fù)冶金組織致密，分為修復(fù)區(qū)、熱影響區(qū)和基材區(qū)，其中熱影響區(qū)的組織呈現(xiàn)明顯的方向性，晶粒均勻性好，無(wú)粗大晶粒，表面和內(nèi)部無(wú)裂紋缺陷，顯微硬度從修復(fù)區(qū)向基材區(qū)整體呈上升趨勢(shì)，在熱影響區(qū)內(nèi)出現(xiàn)硬度峰值。夏國(guó)俊等[11]對(duì)IN718合金的激光修復(fù)進(jìn)行了研究，試驗(yàn)結(jié)果發(fā)現(xiàn)，修復(fù)區(qū)呈樹(shù)枝晶狀生長(zhǎng)，其枝晶間距從底部到頂部逐漸增大，冶金結(jié)合良好，顯微硬度和抗拉強(qiáng)度均得到明顯提升。

目前，關(guān)于1Cr15Ni4Mo3N沉淀硬化不銹鋼激光增材修復(fù)研究還未見(jiàn)報(bào)道。本研究采用激光增材方法對(duì)1Cr15Ni4Mo3N進(jìn)行修復(fù)試驗(yàn)，并對(duì)修復(fù)接頭的力學(xué)性能與顯微組織進(jìn)行分析，為激光增材修復(fù)1Cr15Ni4Mo3N的實(shí)際應(yīng)用提供理論參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)采用1Cr15Ni4Mo3N板材及匹配的球形合金粉末，板材規(guī)格為200 mm×200 m×6 mm，合金粉末粒徑為53～150 μm，基體和粉末的主要化學(xué)成分如表1所示，基材的物理性能如表2所示。試驗(yàn)前用清水清洗試樣并用吹風(fēng)機(jī)吹干，合金粉末進(jìn)行烘干處理。試驗(yàn)用儀器為激光熔覆成套設(shè)備（LFR-M-Ⅱ）。合金粉末由送粉器同軸送粉的方式送入，并以氬氣作為保護(hù)氣。通過(guò)單道修復(fù)試驗(yàn)，確定lCrl5Ni 4Mo3N修復(fù)層表面成形質(zhì)量最佳的工藝參數(shù)如表3所示。

表1 材料的主要成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Main components of the materials（wt.%）

表2 材料的物理性能Table 2 Physical properties of the materials

表3 激光增材修復(fù)工藝參數(shù)Table 3 Laser additive repairing process parameters

根據(jù)損傷修復(fù)應(yīng)用情況制作拉伸試樣，試樣尺寸如圖1所示。拉伸試驗(yàn)在WDW-100試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。為研究激光增材修復(fù)試驗(yàn)后試樣的金相組織，將試樣制成Φ30 mm的鑲嵌塊，在進(jìn)行表面光潔后配置4%的HNO3與酒精溶液，腐蝕試樣的金相鋼側(cè)部分10 s；配置5g硫酸銅+20 mL鹽酸+25 mL酒精溶液，腐蝕試樣金相鎳基合金熔覆層側(cè)部分，擦拭約20 s。腐蝕完成后迅速清洗吹干，用光學(xué)顯微鏡（OM）和Quanta-450FEG型電子顯微鏡檢查熔覆接頭的微觀結(jié)構(gòu)，并用HVS-30維氏硬度計(jì)測(cè)定顯微硬度。

圖1 激光增材修復(fù)試樣尺寸（ΔH為修復(fù)層深度）Fig.1 Dimension of laser deposition specimens（ΔH is repairing layer depth）

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 激光增材修復(fù)1Cr15Ni4Mo3N試樣靜力拉伸性能

取2 mm深修復(fù)層與3 mm深修復(fù)層試樣各5個(gè)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，對(duì)試驗(yàn)結(jié)果取平均值，并將結(jié)果與未修復(fù)的基體試樣進(jìn)行對(duì)比。拉伸試驗(yàn)結(jié)果如表4所示，修復(fù)前母材試樣抗拉強(qiáng)度為1 348.2 MPa，斷后延伸率為21.4%，斷面收縮率為50.8%。與母材試樣相比，2 mm深度修復(fù)層接頭抗拉強(qiáng)度為1 250 MPa，是基體母材的92.7%，斷后延伸率為6.0%，是基體母材的28%，斷面收縮率為7.6%，是基體母材的15%；3 mm深度修復(fù)層接頭抗拉強(qiáng)度為1 210 MPa，是基體母材的89.7%，斷后延伸率為5.5%，是基體母材的25.7%，斷面收縮率為6.4%，是基體母材的12.6%。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果可知，修復(fù)后試樣抗拉強(qiáng)度與原基體相差不大，基本達(dá)到服役要求；隨著修復(fù)深度的增加，且修復(fù)層深度不大于3 mm時(shí)，修復(fù)接頭抗拉強(qiáng)度降低。與基體母材相比，激光增材修復(fù)接頭斷后延伸率與斷面收縮率下降較多，說(shuō)明激光增材修復(fù)接頭塑性差。母材、2 mm深修復(fù)層接頭、3 mm深修復(fù)接頭拉伸斷口SEM圖分別如圖2～圖4所示。可以看出，基體拉伸斷口大、小韌窩交錯(cuò)分布，韌窩撕裂棱數(shù)量較多，說(shuō)明斷裂前存在較大形變，塑性良好；修復(fù)接頭斷口形貌呈現(xiàn)出：修復(fù)區(qū)與母材區(qū)界限明顯，且修復(fù)區(qū)韌窩比母材區(qū)小，韌窩深度較淺，撕裂棱并不明顯，說(shuō)明此時(shí)塑性較差，塑性變形不明顯。分析認(rèn)為，激光增材修復(fù)接頭在激光熱循環(huán)作用下經(jīng)歷了短時(shí)間的熔化和凝固的過(guò)程，雖然凝固速度很快，但修復(fù)區(qū)晶核在長(zhǎng)大過(guò)程中會(huì)由等軸平面晶向柱狀晶轉(zhuǎn)變，這是由于較大的溫度梯度與成分過(guò)冷的影響，尤其是熔合區(qū)組織發(fā)生明顯長(zhǎng)大；另外，修復(fù)工作是在原有熱處理狀態(tài)下開(kāi)展，沒(méi)進(jìn)行任何輔助熱處理，導(dǎo)致修復(fù)試樣存在殘余應(yīng)力。

表4 lCrl5Ni4Mo3N激光增材修復(fù)試樣件拉伸試驗(yàn)結(jié)果Table 4 Tensile test results of lCrl5Ni4Mo3N laser additive repair samples

圖2 基體母材拉伸斷口形貌Fig.2 Fracture morphology of base material

圖3 2 mm深修復(fù)層接頭拉伸斷口形貌Fig.3 Tensile fracture morphology of 2 mm deep repairing layer joint

圖4 3 mm深修復(fù)層接頭拉伸斷口形貌Fig.4 Tensile fracture morphology of 3 mm deep repairing layer joint

2.2 激光增材修復(fù)1Cr15Ni4Mo3N顯微組織

激光增材修復(fù)1Cr15Ni4Mo3N整體微觀組織如圖5所示。修復(fù)接頭由基體、熱影響區(qū)、修復(fù)區(qū)構(gòu)成（見(jiàn)圖5a）。由圖5可知，基體與修復(fù)區(qū)冶金結(jié)合優(yōu)秀，熔合界面清晰；基體主要為回火馬氏體夾雜少量殘余奧氏體構(gòu)成，晶粒組織致密；熱影響區(qū)主要由回火馬氏體夾雜少量回火索氏體構(gòu)成；修復(fù)層為柱狀枝晶組織，沿修復(fù)層與母材交界面的垂直方向生長(zhǎng)，修復(fù)層為馬氏體+奧氏體雙相組織。激光修復(fù)層為沿外延生長(zhǎng)的柱狀晶，這是因?yàn)槿鄢啬踢^(guò)程中絕大多數(shù)熱量垂直于基體向下發(fā)散，導(dǎo)致熔池固液界面有極大的正溫度梯度，在宏觀上表現(xiàn)為粗大的柱狀晶；由于率先凝固的組織會(huì)對(duì)熔池造成擠壓，造成柱狀晶垂直于激光掃描方向沿外延生長(zhǎng)。

圖5 激光增材修復(fù)各區(qū)域微觀組織Fig.5 Microstructures of various zones of laser additive repairing joint

圖5c為熱影響區(qū)組織形貌，靠近激光修復(fù)層的熱影響區(qū)組織與激光修復(fù)層組織極為相似，為粗大的板條狀馬氏體，該區(qū)域在激光熱循環(huán)中重新奧氏體化完成后，晶粒粗化，在凝固過(guò)程中形成了大量的粗大馬氏體?？拷w區(qū)的熱影響區(qū)組織由于激光熱循環(huán)峰值溫度未顯著高于晶粒粗化溫度，奧氏體化晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，凝固形成的馬氏體晶粒受奧氏體晶粒尺寸制約，故靠近母材區(qū)的熱影響區(qū)組織為細(xì)小的柱狀晶。而基體組織由于遠(yuǎn)離熱源，所受到的熱輸入更少，組織并未發(fā)生較大的變化，比修復(fù)區(qū)與熱影響區(qū)的晶粒組織更為細(xì)小。

2.3 激光增材修復(fù)lCrl5Ni4Mo3N硬度分布

試樣各區(qū)域顯微硬度試驗(yàn)結(jié)果如圖6所示，修復(fù)層顯微硬度為363.6 HV，為基體母材硬度的90.2%，這是因?yàn)樵诔恋碛不^(guò)程中，析出了不同碳化物、氮化物、碳氮化物和金屬間化合物，硬度與韌性得到提高，但在激光增材修復(fù)過(guò)程中，由于修復(fù)區(qū)受激光熱循環(huán)作用導(dǎo)致析出第二相強(qiáng)化粒子部分溶解，修復(fù)區(qū)組織為粗大的柱狀晶，粗大的晶粒組織會(huì)導(dǎo)致修復(fù)層硬度降低；檢測(cè)熱影響區(qū)的顯微硬度為331.3 HV，僅為基體母材的82.1%，這是因?yàn)榧す鉄嵫h(huán)使熱影響區(qū)的顯微組織與第二相粒子發(fā)生粗化，進(jìn)而導(dǎo)致組織軟化，使得硬度陡然下降；而在遠(yuǎn)離熱源區(qū)域，基體受到較小的激光熱循環(huán)作用，未發(fā)生第二相粒子粗化以及溶解，晶粒組織均勻致密，故基體顯微硬度最高。

圖6 顯微硬度變化曲線Fig.6 Microhardness change curve

3 結(jié)論

（1）激光增材修復(fù)1Cr15Ni4Mo3N成形良好，2mm深修復(fù)試樣抗拉強(qiáng)度可達(dá)基體母材的92.7%，3 mm深修復(fù)試樣抗拉強(qiáng)度可達(dá)基體母材89.7%，修復(fù)接頭呈現(xiàn)韌性斷裂；由于激光熱循環(huán)作用下第二相粒子粗化導(dǎo)致組織顯微硬度值呈現(xiàn)：基體＞修復(fù)層＞熱影響區(qū)。

（2）修復(fù)層與基體呈現(xiàn)致密冶金結(jié)合，接頭由基體、熱影響區(qū)和修復(fù)層三部分構(gòu)成，基體主要為回火馬氏體夾雜少量奧氏體構(gòu)成，熱影響區(qū)主要由回火馬氏體夾雜少量回火索氏體構(gòu)成，修復(fù)層由馬氏體+奧氏體雙相組織構(gòu)成。

（3）綜合1Cr15Ni4Mo3N顯微組織與力學(xué)性能的試驗(yàn)結(jié)果，采用激光修復(fù)技術(shù)對(duì)1Cr15Ni4Mo3N板材進(jìn)行激光修復(fù)，修復(fù)層的顯微組織形貌與力學(xué)性能基本滿(mǎn)足合金的服役要求，證明激光修復(fù)可以應(yīng)用于對(duì)1Cr15Ni4Mo3N合金的日常生產(chǎn)工作中。