李文杰,汪 力,陳志國,

(1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,湖南 長沙 410083；2.湖南人文科技學(xué)院材料工程系,湖南 婁底 417000)

1 引 言

鎳基高溫合金通常由有序的金屬間沉淀相如 γ′-Ni3(Al,Ti)或者 γ″-Ni3Nb 來強(qiáng)化,由于具有優(yōu)異的耐高溫、抗蠕變和抗氧化腐蝕性,因而廣泛應(yīng)用于燃?xì)廨啓C(jī)、火箭發(fā)動機(jī)、航空渦輪機(jī)等有挑戰(zhàn)性的高溫環(huán)境中[1-2]。鎳基單晶高溫合金去掉了低熔點(diǎn)的晶界強(qiáng)化元素,提高了初熔溫度[3],通過定向凝固工藝可以制備出單晶葉片,由于沒有橫向晶界,大幅提升了沿生長方向的強(qiáng)度,因而常用于制備航空發(fā)動機(jī)的渦輪葉片。然而傳統(tǒng)的鑄造工藝耗時長、價格高、流程復(fù)雜,如果渦輪葉片出現(xiàn)磨損或者裂紋,替換葉片價格高昂,所以修復(fù)乃至制造單晶葉片具有很高的價值。

外延激光金屬成形(E-LMF)是G?umann等[4]開發(fā)的用于修復(fù)單晶葉片的先進(jìn)工藝,這個工藝的基礎(chǔ)是噴粉模式的金屬增材制造技術(shù)——激光金屬成形(LMF)[5-6]。E-LMF工藝的熱輸入很小,可以形成極大的溫度梯度,與合適的凝固速度配合就可以實(shí)現(xiàn)外延生長[4,7]。然而這個工藝主要會面臨兩個問題:雜晶和裂紋。一般來說,雜晶是由于溫度梯度和凝固速度無法滿足Gn/V>KCET,從而發(fā)生了柱狀等軸轉(zhuǎn)變引起的[4,7]。劉朝陽等[8]通過預(yù)冷來維持大的溫度梯度從而抑制雜晶的產(chǎn)生。另外,王華明等[9]發(fā)現(xiàn)基板的偏析也會導(dǎo)致雜晶在基板重熔區(qū)界面處產(chǎn)生雜晶,故而沉積前需要對基板進(jìn)行均勻化處理。鎳基單晶高溫合金的Al+Ti的含量一般大于5.5 %(質(zhì)量分?jǐn)?shù))[10],而鎳基高溫合金在Al+Ti含量大于4 %(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時就被認(rèn)為是不可焊的[11],因此鎳基單晶高溫合金是具有明顯的裂紋敏感性的。E-LMF沉積鎳基單晶高溫合金時由于極大的溫度梯度和多次的循環(huán)加熱,會產(chǎn)生很大的熱應(yīng)力,因此探索合適的工藝配合來實(shí)現(xiàn)無裂紋的外延生長是一個有挑戰(zhàn)性的問題。

過去的研究主要集中在鎳基單晶高溫合金的單道重熔、單道熔覆以及薄壁沉積[8,12-14],由于循環(huán)加熱次數(shù)不多所以熱應(yīng)力有限,實(shí)現(xiàn)無裂紋的外延生長沒有很大的挑戰(zhàn)。然而E-LMF沉積塊狀鎳基單晶高溫合金由于循環(huán)加熱次數(shù)多,熱應(yīng)力累積大,實(shí)現(xiàn)無裂紋的外延生長十分困難。本文使用第一代鎳基單晶高溫合金DD407作為基板和粉末材料,研究鎳基單晶高溫合金塊的E-LMF沉積,并對外延區(qū)域、非外延區(qū)以及裂紋區(qū)的微觀組織演變及形成機(jī)理進(jìn)行了較系統(tǒng)研究。

2 實(shí)驗(yàn)材料及方法

2.1 實(shí)驗(yàn)材料與工藝

實(shí)驗(yàn)采用DD407粉末和基板,名義化學(xué)成分為Ni-8.1Cr-5.5Co-5.8Al-2Ti-5W-3.5Ta-2.2Mo(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)。氣霧化制備的粉末粒度為50～100 μm,沉積前在100 ℃下干燥1 h。定向凝固制備的單晶棒材直徑14 mm,晶體取向?yàn)閇001]方向,并進(jìn)行了1300 ℃/3 h/AC+ 1080 ℃/6 h/AC+ 870 ℃/20 h/AC的均勻化熱處理,用電火花線切割將棒材切成3 mm厚的圓片作為基板?；逶诔练e前用SiC砂紙打磨掉表面氧化層并用無水乙醇清洗。如圖1(a)所示為沉積設(shè)備,采用光纖激光器,最大功率4000 W,通過氬氣載氣同軸送粉；圖1(b)為掃描示意圖,激光束在單晶襯底的(001)晶面上沿[100]方向掃描,沉積時間5 min。工藝組合如表1所示,其中一般水冷指基板直接放在水冷裝置上,硅脂水冷指在基板與水冷裝置間涂了一層硅脂。其他參數(shù)為:送粉速度3 g/min,光斑直徑2 mm(0.5～2 mm為宜),搭接率50 %(與設(shè)備及其他參數(shù)相匹配,通過實(shí)驗(yàn)確定),氬氣載氣流量12 L/min(與設(shè)備相匹配),水冷裝置水溫25 ℃,水流速度1.2 L/min。

(a)沉積設(shè)備

表1 工藝組合

2.2 微觀表征

電火花切割沿y方向切割沉積樣中部,沉積樣的橫截面(y-z平面)作為微觀結(jié)構(gòu)表征的表面。橫截面用80-150-400-800-1200目砂紙打磨,然后用1.5 μm金剛石拋光膏拋光至鏡面,用80 mL水+100 mL鹽酸+20 g硫酸銅刻蝕15 s,通過光學(xué)顯微鏡(LEICADM4M)進(jìn)行金相觀察。SEM用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(Sirion 200,FEI)的二次電子(SE)模式表征,元素分布用設(shè)備附帶的EDS進(jìn)行測量。SEM測試樣品用48 %濃硫酸+40 %濃硝酸+12 %磷酸溶液在5 V電壓下電刻蝕5 s。

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

3.1 各工藝組合下的微觀組織

圖2為各工藝組合下的沉積樣橫截面金相圖,其中(a)、(b)、(c)分別為空冷、一般水冷及硅脂水冷,工藝參數(shù)均為400 W、10 mm/s、3 g/min；(d)、(e)、(f)分別為空冷、一般水冷及硅脂水冷,工藝參數(shù)均為500 W、10 mm/s、3 g/min；(g)、(h)、(i)分別為空冷、一般水冷及硅脂水冷,工藝參數(shù)均為500 W、13 mm/s、3 g/min?？梢娫?00 W、10 mm/s、3 g/min的工藝參數(shù)下均出現(xiàn)了較多裂紋,在硅脂水冷情況下也均出現(xiàn)了比較嚴(yán)重的裂紋,這是由于在這兩類情況下的冷卻速度較大導(dǎo)致了較大的熱應(yīng)力[15],大的熱應(yīng)力誘發(fā)了裂紋的產(chǎn)生[16]。在500 W、10 mm/s、3 g/min空冷和500 W、13 mm/s、3 g/min空冷及一般水冷的情況下,組織外延生長連續(xù)性良好,也沒有嚴(yán)重的裂紋產(chǎn)生,這是由于在這三種情況下形成了良好的工藝配合,沒有產(chǎn)生過大的熱應(yīng)力。

圖2 樣品橫截面局部顯微組織

值得注意的是,先前的研究表明,在單軌熔覆或者薄壁沉積的過程中,強(qiáng)制冷卻有利于形成大的溫度梯度,從而有利于外延生長[8,12-14],但是將這個策略拓展到塊沉積時發(fā)現(xiàn)容易出現(xiàn)較多裂紋。導(dǎo)致這個現(xiàn)象出現(xiàn)的原因是在塊沉積過程中,循環(huán)加熱次數(shù)顯著增加,這使得沉積塊中積累了更大的熱應(yīng)力,而強(qiáng)制冷卻進(jìn)一步促進(jìn)了熱應(yīng)力的累積。雖然強(qiáng)制冷卻有利于維持足夠的溫度梯度并于有利于外延生長,但是過大的熱應(yīng)力誘發(fā)了裂紋的產(chǎn)生,這使得強(qiáng)制冷卻策略經(jīng)常得不償失。當(dāng)然,合適的強(qiáng)制冷卻策略也是可取的,重點(diǎn)在于要防止出現(xiàn)過大的熱應(yīng)力[16]。比如在500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷的情況下就產(chǎn)生了無裂紋的連續(xù)外延生長組織。

3.2 良好工藝組合下的微觀組織演變與形成機(jī)理

從圖2可以看出(d)、(g)及(h)對應(yīng)比較良好的工藝,對相應(yīng)沉積樣品橫截面的外延區(qū)、非外延區(qū)及裂紋區(qū)微觀組織進(jìn)行討論。圖3為500 W、10 mm/s、3 g/min空冷情況下的橫截面微觀組織,可見大部分區(qū)域?qū)崿F(xiàn)了無裂紋的連續(xù)外延生長,只在左端出現(xiàn)了明顯裂紋。圖3(b)展示了沉積塊中部區(qū)域枝晶連續(xù)外延生長的情況,這是通過重熔掉前一層的雜晶層實(shí)現(xiàn)的[4]。圖3(c)中所示的裂紋區(qū)域可見裂紋兩側(cè)枝晶生長取向出現(xiàn)較大差異,表現(xiàn)為沿晶開裂[17],這會產(chǎn)生大角度晶界,而大角度晶界具有更強(qiáng)的裂紋敏感性[18]。圖3(d)中所示為沉積樣左端裂紋集中區(qū),可見靠近右側(cè)的裂紋一部分順著枝晶生長方向,還有一部分沿著層間擴(kuò)展；靠近左側(cè)的裂紋分布在生長方向不同的枝晶的交界處。這些裂紋的產(chǎn)生可以歸因于以下幾方面。首先是端部只有一邊可以散熱導(dǎo)致了“端部效應(yīng)”[19],熱量發(fā)生累積,一方面使得端部熱應(yīng)力增加導(dǎo)致開裂傾向增加；另一方面會使得液膜在低溫下穩(wěn)定或者熱影響區(qū)(HAZ)的γ-γ′共晶或粗大γ′相發(fā)生液化從而誘發(fā)凝固裂紋或者液化裂紋。其次是枝晶生長的雜亂會產(chǎn)生大于15°的大角度晶界,而大角度晶界會增加熱裂紋敏感性[18]。最后是層間交接區(qū)或者搭接區(qū)經(jīng)歷了兩次熱輸入,具有更大的熱應(yīng)力,這也會增大熱裂紋敏感性。

圖3 工藝參數(shù)為500 W、10 mm/s、3 g/min空冷的橫截面微觀組織

圖4為500 W、13 mm/s、3 g/min空冷情況下的橫截面微觀組織,可見產(chǎn)生了只有少量裂紋的連續(xù)外延生長組織。圖4(b)所示為一處裂紋,可見裂紋處于生長不一致的枝晶交界處,而交界處會產(chǎn)生大角度晶界,大角度晶界具有裂紋敏感性[18]。圖4(c)為沉積樣右上角區(qū)域,可見在熔池底部枝晶生長方向?yàn)閇001]方向,熔池左側(cè)出現(xiàn)了[001]到[010]方向的轉(zhuǎn)變,熔池頂部出現(xiàn)了雜晶,其中熔池左側(cè)的枝晶生長方向轉(zhuǎn)變區(qū)和熔池頂部的雜晶區(qū)為非外延區(qū)。由于鎳基高溫合金是面心立方結(jié)構(gòu),枝晶以最接近熱流方向的<001>方向優(yōu)先生長,故而選擇了最接近固液界面法線的取向生長[4,20]。其中在熔池底部最接近固液界面法線的取向?yàn)閇001],所以熔池底部的枝晶生長方向?yàn)閇001]方向；隨著熔池底部坡度的增加,最接近固液界面法線的取向變?yōu)閇010],所以在熔池左側(cè)枝晶生長方向變?yōu)閇010]。在熔池頂部由于溫度梯度減小導(dǎo)致Gn/V

圖4 工藝參數(shù)500W、13mm/s、3 g/min空冷橫截面微觀組織

圖5為500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷情況下的橫截面微觀組織,可見產(chǎn)生了無裂紋的連續(xù)外延生長組織。圖5(b)為沉積樣中部區(qū)域,可見連續(xù)外延生長的枝晶。圖5(c)為沉積樣上層區(qū)域,可見枝晶生長方向發(fā)生了偏轉(zhuǎn),但是未見裂紋,說明枝晶偏轉(zhuǎn)不嚴(yán)重,沒有形成大角度晶界從而帶來裂紋敏感性[18]。枝晶生長發(fā)生偏轉(zhuǎn)的原因是熔池內(nèi)發(fā)生了對流導(dǎo)致局部區(qū)域出現(xiàn)溶質(zhì)分布改變從而出現(xiàn)枝晶迎流生長[23]。圖5(d)為沉積樣右上角,可見三角區(qū)域的枝晶生長方向?yàn)閇010]方向,而周圍均是[001]方向,原因在于熱流方向發(fā)生了變化。

圖5 工藝參數(shù)500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷橫截面微觀組織

綜上所述,沉積樣的主體為連續(xù)的外延生長區(qū)；在兩端和表面存在非外延區(qū),非外延區(qū)主要由兩部分組成:由于熱流方向的改變引起的枝晶轉(zhuǎn)向區(qū)以及由于柱狀等軸轉(zhuǎn)變(CET)引起的雜晶區(qū)；另外,在局部區(qū)域還存在由過大的熱應(yīng)力以及大角度晶界誘發(fā)的裂紋。

3.3 析出相分布與形成機(jī)理

圖6為各區(qū)析出相情況,可見基板區(qū)析出了方塊狀的γ′相,熱影響區(qū)的γ′相發(fā)生了部分重溶并析出了細(xì)小的二次 γ′ 相,沉積區(qū)的枝晶間析出了粒狀 γ′ 相并且比基板區(qū)的 γ′ 相細(xì)小很多,而枝晶間沒有析出 γ′ 相。圖7所示為枝晶間和枝晶內(nèi)元素的偏析情況,可見Al、Ti、Ta在晶間偏析,W在晶內(nèi)偏析,而Cr、Co、Mo偏析不明顯,這與先前的研究一致[25-26]。其中Al、Ti、Ta為 γ′ 相形成元素,其在枝晶間偏析使得枝晶間的 γ′ 相形成元素濃度升高,形核驅(qū)動力增大[24],進(jìn)而優(yōu)先在枝晶間析出了 γ′ 相。由于激光沉積過程中極快的冷卻速度,這些 γ′ 相來不及長大,故比基板區(qū)細(xì)小許多,并且枝晶內(nèi)的 γ′ 相析出被抑制,所以沒有在枝晶內(nèi)觀察到 γ′ 相。值得注意的是,如圖6(d)所示,在沉積區(qū)觀察到了 γ-γ′ 共晶,而 γ-γ′ 共晶是產(chǎn)生液化裂紋的條件之一[27],前文出現(xiàn)的裂紋可能是由于 γ-γ′ 共晶液化導(dǎo)致的,所以需要對沉積樣進(jìn)行均勻化處理防止液化裂紋的出現(xiàn)。

圖6 各區(qū)析出相情況

圖7 枝晶內(nèi)與枝晶間元素偏析情況

4 結(jié) 論

(1)一定的能量輸入與冷卻方式配合(如在500 W、13 mm/s、3 g/min與水冷配合)可以實(shí)現(xiàn)塊狀鎳基單晶高溫合金無裂紋的外延生長；

(2)沉積樣主體為枝晶生長方向?yàn)閇001]方向的連續(xù)外延生長區(qū),在兩端和表面存在非外延區(qū),非外延區(qū)主要由兩部分組成:由于熱流方向的改變引起的枝晶轉(zhuǎn)向區(qū)以及由于柱狀等軸轉(zhuǎn)變(CET)引起的雜晶區(qū)；

(3)在枝晶間析出了 γ′ 相,而枝晶內(nèi)沒有 γ′ 相析出,這是由于 Al、Ti、Ta 在枝晶間偏析導(dǎo)致的。