（蘇州托普信息職業(yè)技術(shù)學(xué)院現(xiàn)代技術(shù)學(xué)院，江蘇昆山215311）

0 前言

工業(yè)重載零件在服役過程中易發(fā)生磨損失效從而造成巨大的經(jīng)濟(jì)損失，因此提高高附加值零件表面性能尤為重要。采用高能束加工手段對(duì)失效的高附加值零件進(jìn)行再制造可顯著降低生產(chǎn)成本，也符合國家“十三五”提出的“綠色制造”理念[1-2]。近年來，等離子熔覆技術(shù)被廣泛應(yīng)用于重要零件的再制造及表面改性[3-5]，它以104K數(shù)量級(jí)的等離子弧為熱源，在基體材料表面熔覆合金層，可獲得均勻致密、結(jié)合牢固的特殊保護(hù)涂層[6-7]。IN625是一種Ni-Cr-Mo-Nb固溶強(qiáng)化合金，在650℃下具有優(yōu)異的疲勞性能、拉伸性能、抗腐蝕性能及高溫蠕變性能，故廣泛應(yīng)用于制造渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)和核反應(yīng)堆等構(gòu)件[8]。研究等離子沉積IN625合金的微觀組織和力學(xué)性能對(duì)于IN625合金制造的零件再制造等方面具有重要意義。本研究主要討論噴焊電流和熱處理工藝對(duì)等離子噴焊IN625合金的微觀組織和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

采用PTA-400E2-ST型等離子束噴焊機(jī)制備IN625合金。等離子噴焊的主要工藝參數(shù)為：轉(zhuǎn)移弧電流100～140 A、送粉電壓23 V、噴焊槍行走速度40 mm/min、噴嘴擺動(dòng)速度1 400 mm/min、擺動(dòng)寬度20 mm、堆焊長(zhǎng)度120 mm、角度分段5°、離子氣流量300 L/h、送粉氣流量200 L/h、氬氣保護(hù)氣流量1 000 L/h、噴嘴距基板表面距離13 mm。IN625合金粉末粒徑約為150 μm，其化學(xué)成分如表1所示。采用OTF-1200X型真空管式高溫?zé)Y(jié)爐對(duì)等離子噴焊IN625合金進(jìn)行熱處理。固溶處理制度為：（1 160～1 200）℃/1.5 h（空冷）。固溶時(shí)效處理制度為：1 180℃/1.5 h（空冷），980 ℃/2 h（空冷），720 ℃/8 h爐冷至620℃/8 h（空冷）。

表1 IN625合金粉末化學(xué)成分 %Table 1 Chemical compostion of IN625 alloy powder

將熱處理前后的等離子噴焊IN625合金打磨、拋光、腐蝕（腐蝕液為王水）后，采用OLYMPUS GX51型光學(xué)顯微鏡觀察合金微觀組織。等離子噴焊IN625合金的拉伸試樣尺寸如圖1所示。采用HV-1000型維氏硬度計(jì)測(cè)量不同工藝狀態(tài)和熱處理狀態(tài)的等離子噴焊IN625合金的顯微硬度，加載載荷100 gf，保載時(shí)間10 s。采用UTM5305型電子萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試熱處理前后等離子噴焊IN625合金的拉伸性能，拉伸速率4 mm/min；采用Sigma型電子掃描顯微鏡觀察拉伸試樣斷口。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Dimensions of tensile sample

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 微觀組織

2.1.1 沉積態(tài)合金微觀組織

噴焊電流為100～140 A的等離子噴焊IN625合金的微觀組織如圖2所示。由圖2a可知，等離子噴焊IN625合金的微觀組織主要為樹枝狀Laves相和奧氏體基體[9-10]。在等離子噴焊過程中，基體材料的激冷作用導(dǎo)致熔池產(chǎn)生了強(qiáng)烈的非平衡凝固過程，使IN625合金中平衡分配系數(shù)小于1的Nb和Mo元素在凝固過程中偏聚于固液界面前沿，從而產(chǎn)生富集Nb和Mo元素的樹枝狀Laves相。同時(shí)由于基體材料的激冷作用，熔池?zé)崃恐饕刂怪庇诨w表面方向向下流失，最大溫度梯度方向與熱量散失方向相反，故等離子噴焊IN625合金中的樹枝狀Laves相的生長(zhǎng)方向基本垂直于基體表面。

隨著噴焊電流的增大，線能量輸入增大，等離子噴焊熔池的冷卻速度減小，Nb和Mo等元素的偏析嚴(yán)重。在凝固過程中，固液界面前沿的成分過冷區(qū)域變大，故等離子噴焊IN625合金中樹枝狀Laves相數(shù)量增多，且形態(tài)粗化。

2.1.2 固溶態(tài)合金微觀組織

等離子噴焊IN625合金在1 160～1 200℃下固溶處理1.5h后的微觀組織如圖3所示。

圖2 不同噴焊電流下等離子噴焊IN625合金微觀組織Fig.2 Microstructure of the plasma surfaced IN625 alloys under different currents

圖3 不同噴焊電流下等離子噴焊IN625合金固溶處理后的微觀組織Fig.3 Microstructure of the plasma surfaced IN625 alloys by solution treatment under different currents

由圖3可知，固溶處理后的等離子噴焊IN625合金組織中Laves相含量減少且細(xì)化。在等離子噴焊IN625合金的凝固過程中，熔池中先出現(xiàn)γ相，使熔池固液界面前沿溶質(zhì)濃度增大。當(dāng)達(dá)到MC/γ共晶析出的溶質(zhì)濃度條件時(shí)，發(fā)生L→γ+MC反應(yīng)，同時(shí)使熔池中溶質(zhì)濃度降低。當(dāng)溫度降低且溶質(zhì)濃度再增加到Laves相形成條件時(shí)，熔池中發(fā)生L→γ+Laves反應(yīng)[10]。結(jié)合等離子噴焊IN625合金形態(tài)可以看出，合金中未發(fā)現(xiàn)MC/γ共晶，其組織主要由Laves組成，故Laves相是熔池凝固的最后產(chǎn)物，且富集Nb和Mo等元素。Laves相熔點(diǎn)因其成分組成不同而變化，約為700～1 200℃[3]。在進(jìn)行固溶處理時(shí)，等離子噴焊IN625合金中最低熔點(diǎn)的Laves相開始溶解。故等離子噴焊IN625合金在1 160～1 200℃下固溶處理后，合金中的Laves相呈現(xiàn)不同程度的溶解和細(xì)化。

2.1.3 固溶時(shí)效態(tài)合金微觀組織

在噴焊電流為100～140 A時(shí)制備的等離子噴焊IN625合金經(jīng)固溶處理后的微觀組織如圖4所示。圖4a為噴焊電流110 A的合金經(jīng)過固溶時(shí)效處理后的組織，與沉積態(tài)的合金組織相比，Laves相數(shù)量和尺寸均較??；與固溶體合金組織相比，組織仍呈現(xiàn)樹枝狀，但Laves相溶解較少，尺寸較大。固溶處理過程中，合金中的Laves相溶解，但由于固溶處理時(shí)間較短，Laves相中Nb和Mo等大尺寸元素的擴(kuò)散距離較小，Nb和Mo主要固溶于Laves相原來析出位置附近的奧氏體中。在后續(xù)時(shí)效處理過程中，溫度的降低導(dǎo)致Nb和Mo等元素的固溶度降低而使其重新以Laves相形式析出，但重新析出的Laves相形態(tài)尺寸較細(xì)小。隨著噴焊電流的增大，合金中的Laves相含量增大且形態(tài)粗化，故固溶時(shí)效態(tài)IN625合金中的Laves相較沉積態(tài)細(xì)小，且隨著噴焊電流的增大而粗化。

圖4 不同焊接電流下等離子噴焊IN625合金固溶時(shí)效處理后的微觀組織Fig.4 Microstructure of IN625 alloy after solution-aging under different currents

2.2 噴焊合金的硬度

2.2.1 噴焊電流對(duì)合金硬度的影響

噴焊電流100～140A時(shí)等離子噴焊IN625合金顯微硬度如圖5所示?？梢钥闯?，在噴焊電流100 A下制備的IN625合金的硬度約為230 HV，其硬度隨著噴焊電流的增加而減小至190 HV。等離子噴焊IN625合金的組織主要由Laves相和奧氏體基體組成，故合金的硬度主要由Laves相、奧氏體、合金元素產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化和噴焊過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力貢獻(xiàn)。隨著噴焊電流的增大，合金組織粗化，這說明合金的非平衡凝固嚴(yán)重，更多Nb和Mo等元素偏析于Laves相內(nèi)，降低其固溶強(qiáng)化作用；同時(shí)粗化的組織對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的作用降低。故合金硬度隨著噴焊電流的增加而降低。

2.2.2 合金固溶處理態(tài)的硬度

等離子噴焊IN625合金在不同固溶溫度下保溫1.5 h后的顯微硬度如圖6所示?？梢钥闯?，在1160～1180℃固溶處理后的IN625合金顯微硬度增大至310 HV。由圖4可知，經(jīng)固溶處理后，合金中部分Laves相被溶解且組織細(xì)化，說明偏聚于Laves相中的Nb和Mo等元素回溶于奧氏體中，從而增大了合金元素的固溶強(qiáng)化效果，同時(shí)細(xì)化組織也有利于提高合金的顯微硬度[4]。高溫固溶處理完全消除了等離子噴焊過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，降低了合金硬度。綜合三個(gè)因素可知，合金元素的固溶強(qiáng)化效果是保證合金硬度的主要因素，合適的固溶處理溫度（1 180℃）能夠保證等離子噴焊IN625合金有較高的顯微硬度（310 HV）。當(dāng)固溶溫度為1 200℃時(shí)，等離子噴焊IN625合金的硬度（300 HV）略低于1 180℃時(shí)的（310 HV），這是因?yàn)楹辖鹪? 200℃下固溶后的組織出現(xiàn)一定程度再結(jié)晶，且脆硬相Laves相進(jìn)一步溶解，故其硬度略有降低。

圖5 不同焊接電流下等離子噴焊IN625合金顯微硬度Fig.5 Microhardness of plasma surfaced IN625 alloy with different currents

圖6 固溶處理對(duì)等離子噴焊IN625合金顯微硬度的影響Fig.6 Microhardness of plasma surfaced IN625 alloy under different solution treatments

2.3 噴焊合金的拉伸性能

不同狀態(tài)下等離子噴焊IN625合金的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖7所示。沉積態(tài)等離子噴焊IN625合金的拉伸強(qiáng)度約為784 MPa，延伸率28%；固溶態(tài)合金的拉伸強(qiáng)度和延伸率分別增加至872 MPa和52.3%；固溶時(shí)效態(tài)合金的拉伸強(qiáng)度和延伸率分別增加至784 MPa和47.2%。據(jù)上文分析，固溶態(tài)合金有更多Nb和Mo等元素產(chǎn)生的較強(qiáng)固溶強(qiáng)化效果，在塑性變形過程中固溶于奧氏體中的元素產(chǎn)生的氣團(tuán)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而增大其強(qiáng)度。在固溶處理過程中，部分粗大Laves相的溶解減少了合金中粗大脆硬相和軟基體的界面，即減小了合金中產(chǎn)生微裂紋的傾向；同時(shí)固溶處理消除了沉積態(tài)合金中的殘余應(yīng)力，減小合金在塑性變形過程中的應(yīng)力集中程度，增大組織協(xié)調(diào)變形能力，故表現(xiàn)出更為優(yōu)異的延伸率。固溶時(shí)效態(tài)合金的強(qiáng)度與沉積態(tài)合金相差不大，主要原因是Nb和Mo等元素的固溶度降低，在時(shí)效過程中又重新析出，降低了合金的固溶強(qiáng)化效果。但其組織較沉積態(tài)合金更為細(xì)小，且合金中的殘余應(yīng)力亦被消除，故固溶時(shí)效態(tài)合金的強(qiáng)度與沉積態(tài)合金相差較小而延伸率較好。

圖7 不同狀態(tài)下等離子噴焊IN625合金拉伸曲線Fig.7 Stress stain curves of plasma surfaced IN625 alloys under different states

不同熱處理狀態(tài)下，等離子噴焊IN625合金的拉伸斷口形貌如圖8所示。合金的斷口均由韌窩組成，三種合金的斷裂機(jī)制均為塑性斷裂，但沉積態(tài)合金斷口中出現(xiàn)具有方向性的臺(tái)階式韌窩，這是因?yàn)樵诘入x子噴焊過程中較大的溫度梯度產(chǎn)生了有方向性的粗大Laves相，而在拉伸過程中，粗大、脆硬的Laves相和奧氏體基體界面易為塑性變形提供裂紋萌生且為裂紋提供擴(kuò)展通道，故沉積態(tài)合金的拉伸斷口呈現(xiàn)有方向性臺(tái)階的韌窩[9]。

合金經(jīng)固溶處理后，方向性組織被一定程度的細(xì)化或消除，故固溶時(shí)效態(tài)合金和固溶態(tài)合金的斷口均較為平整。固溶時(shí)效態(tài)合金中有部分Laves相重新析出，故其斷口韌窩仍有一定方向性。固溶態(tài)合金斷口韌窩細(xì)小均勻，基本無方向性，韌性較好。

圖8 不同熱處理?xiàng)l件下等離子噴焊IN625合金拉伸試樣的斷口形貌Fig.8 Fractural of plasma surfaced IN625 alloy under different heat treatment conditions

3 結(jié)論

（1）等離子噴焊IN625合金的微觀組織為有方向性的樹枝狀Laves相和奧氏體；隨著噴焊電流的增大，合金中樹枝狀Laves相數(shù)量增多且形態(tài)粗化；在1 160～1 200℃下固溶處理后，合金中的Laves相呈現(xiàn)不同程度的溶解和細(xì)化。

（2）等離子噴焊IN625沉積態(tài)合金硬度為190～230 HV，且隨著噴焊電流的增加而減小，固溶處理后的IN625合金的顯微硬度增大至310 HV。

（3）沉積態(tài)等離子噴焊IN625合金的拉伸強(qiáng)度約為784 MPa，延伸率約為28%，固溶處理后分別增大至872 MPa和52.3%。這是因?yàn)镹b和Mo等元素溶入奧氏體后產(chǎn)生的氣團(tuán)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)使其強(qiáng)度增大。熱處理前后合金的斷口均由韌窩組成，合金的斷裂機(jī)制均為塑性斷裂。