夏禎航，李 濤，詹 歡，張洪潮

（1.大連理工大學遼寧機械工程學院，遼寧大連 116081；2.大連理工大學重大裝備設計研究所，遼寧大連 116081；3.德克薩斯理工大學工業(yè)工程系，美國德州 TX76001）

0 引言

隨著增材制造和表面改性技術的不斷發(fā)展和提高，激光熔覆技術在大型機械零件的破損修復和表面強化上的應用表現(xiàn)出了優(yōu)勢，同樣由于其開裂率高等問題，激光熔覆在工業(yè)中尚未得到廣泛應用。這是由于熔覆過程是一個多學科領域融合的復雜工藝，其涉及到不同材料間在不同工況下冶金結合，應用到不同的環(huán)境中，使得熔覆工藝參數(shù)的組合與優(yōu)化工作變得復雜且適用性較差。工藝參數(shù)中激光功率、送粉量、激光掃描速度等參數(shù)相互影響，共同決定熔覆層質量和性能[1]。因此提高熔覆層斷裂強度成了激光熔覆技術發(fā)展中亟待解決的事情。

熔覆層斷裂強度主要取決于熔覆層的金相分布和缺陷情況，通過觀察結晶的微觀組織，如晶相成分、晶相分布狀況、晶粒大小等可以得到熔覆層組織影響斷裂強度的規(guī)律，本文從不同工藝參數(shù)出發(fā)討論其對微觀組織影響。在熔覆層裂紋性質、裂紋產(chǎn)生情況方面，國內外學者都有了廣泛研究[2]，這主要是因為其中涉及了材料學、統(tǒng)計熱力學、金屬凝固學等不同學科的交織。董剛等[3]通過實驗得出了不同鎳基粉末熔覆對其涂層金相組織和熔覆層硬度變化的規(guī)律。G?umann[4]建立了凝固過程中柱狀晶向等軸晶轉變的解析模型，該模型提供了溫度梯度、凝固速度以及等軸晶所占體積分數(shù)之間的關系。吳亞云[5]分析了Ni60A的顯微組織中各相的力學性能，為控制顯微組織提供了方向。

為了判斷不同工藝參數(shù)對顯微組織的影響，本文首先通過ABAQUS仿真獲取不同工藝參數(shù)下的溫度場情況，再由溫度場情況分析晶相生長情況分布。然后通過實驗獲取鎳基熔覆層在不同工藝參數(shù)下的稀釋率變化情況，獲得對應參數(shù)下熔覆層結晶晶相成分占比，從而討論其對斷裂強度的影響。

1 實驗程序與設備

本實驗采用同軸送粉式激光熔覆系統(tǒng)，主要包括LDF 4000-100半導體激光器以輸出連續(xù)激光，激光束波長范圍為900~1 070 nm。PrecitecYC52同軸激光熔覆頭，最高可輸出6 kW的高能激光束，粉末焦點直徑為2 mm。RC-PF-01B-2雙料倉負壓氣載送粉系統(tǒng)，以氬氣作為送粉氣體，送粉量相對誤差小于1%，以及MCWL-150T-01AK1S4精密水冷機等。

基體材料為45鋼，基體形貌為50 mm×40 mm×8 mm的長方體；熔覆層材料為Ni60自熔性合金粉末，其合金粉末的化學成分如表1所示。實驗參數(shù)如表2所示，共18組單因素實驗，每組工藝參數(shù)進行3次實驗，避免偶然因素對實驗結果的影響，實驗采用OM顯微鏡觀察微觀組織。

表1 Ni60A合金粉末的化學成分

表2 Ni60A激光熔覆實驗參數(shù)范圍

2 實驗結果與分析

2.1 溫度場影響晶粒生長

2.1.1 溫度場仿真與特征值獲取

基于ABAQUS軟件建模仿真，熱源通過DFLUX體熱源的FORTRAN的子程序引入，網(wǎng)格為80μm長的正方體，假設材料各向同性、忽略熔池對流現(xiàn)象。為獲取不同線能量對熔池溫度場特征參數(shù)的影響，設計兩組仿真參數(shù)，激光功率1 200 W，送粉量0.125 g·s-1，第1組與第2組掃描速度分別為3 mm/s、6 mm/s，對每組獲取其熔池中心溫度場分布情況，獲取其不同深度處溫度特征，兩組不同深度節(jié)點的溫度值如圖1所示。由圖可知第1組、第2組熔覆層表面最高溫度分別為2 070℃、1 980℃。第1組工藝的熔覆層表面及560μm深度處Ni60A自溶合金粉末處于熔融狀態(tài)時間分別為0.593 s和0.205 s，而第2組的熔覆層表面和560μm深度處Ni60A自溶合金粉末處于熔融狀態(tài)的時間為0.342 s和0.048 s?？芍?，在低掃描速度時的高線能量輸入下情況下，熔池的最高溫度和平均溫度均都略有提升，并且第2組同深度處的節(jié)點保溫時間較第1組稍短，同時這兩組的同節(jié)點保溫時間差隨著熔覆層深度的提高而越來越大。

圖1 不同深度熔池的溫度變化曲線

在同一送粉量下，這會表現(xiàn)為第1組高線能量下的熔池更大，基體的熔深加大，熔池內由于高能量激光束的沖擊而導致的強對流換熱更明顯。這種明顯的熔池液體強對流傳熱會使熔覆粉末更充分溶解，但也會加劇熔池內晶胞的非平衡結晶。同時，由于固液相混合存在區(qū)較短的凝固時間，晶胞沒有充足的時間去沿某一軸向二次枝晶就被快速凝固成型，這表現(xiàn)為第2組的微觀組織較為細小，無粗大的等軸晶或柱狀晶。

現(xiàn)通過兩組溫度場變化曲線進一步提取兩組溫度場特征值，定義凝固方向和掃描方向的夾角為傾向角，凝固界面溫度梯度可根據(jù)材料固相線和液相線之間的溫度梯度計算得到，凝固速度是由液相轉變?yōu)楣滔嗟臅r間決定，兩組的溫度場特征值如圖2所示。

圖2 熔覆層不同深度處的特征值

對比圖2的兩組曲線可以發(fā)現(xiàn)，線能量的增加會使熔池的熔深增加，導致了傾向角的減小，傾向角決定了熔池池底不同位置晶枝的生長方向，同時線能量的增加也會降低熔池固液界面的溫度梯度，使熔池結晶時間變長、晶體平均尺寸變大。相同線能量情況下凝固速度隨線能量的增加而減小，深度越大凝固速度越慢，熔池頂部最大，凝固速度過大會導致結晶不均勻、表面缺陷增多。不同深度處溫度梯度和凝固速度的關系如圖3所示。

圖3 不同深度處溫度梯度和凝固速度的關系

由于多晶凝固的復雜性，為確定多晶凝固下柱狀晶的分布情況，在短的凝固速度范圍內可以假設柱狀樹枝晶向等軸樹枝晶轉變條件為直線[4]：

式中：G為溫度梯度；R為凝固速度；經(jīng)過實驗測量判斷取k=5×108適當，其為圖3中傾斜虛線，代表在此條件下開始出現(xiàn)部分柱狀晶轉變等軸晶（Columnar to equiaxed transition，CET）。

2.1.2 實驗結果分析

從圖3中可以看出，在這兩組工藝參數(shù)下，只有熔池底部會產(chǎn)生少量的柱狀晶，并且在線能量較高的情況下，會促進柱狀樹枝晶的生長[6]，提高其在熔覆層中占有比例，如圖4（a）所示。隨著距離熔覆層底部距離的增加，樹枝晶單向生長能力逐漸降低，變?yōu)槎绦〉膯蜗驑渲В▓D5）。

圖4 兩組實驗的底部微觀組織

晶體的凝固方向為與溫度梯度相反，與仿真所得的傾向角變化規(guī)律相同，如圖5（b）所示。在橫截面上，從熔覆層底部到頂部樹枝晶生長方向也從[001]逐漸變?yōu)閇100]，最終在熔覆層頂部變?yōu)樯倭康牡容S晶和短小的樹枝晶，如圖5（a）所示。在非平衡結晶下[7]，熔覆層的結晶不僅與材料形核有關，還會受到液體對流的影響，它使正在結晶的柱狀晶前端過冷度不足以支持繼續(xù)結晶，直到液體流動層沿流動方向凝固后，熔池才能在其上繼續(xù)柱狀晶的生長，如圖4（b）所示，箭頭方向為液體流動方向。

圖5 激光功率1 800 W不同深度處的熔覆層組織橫截面

柱狀晶組織間鄰接致密，結晶時致使硬質相均勻分散的析出，提高局部韌性，但橫向性能較差。因此在單層熔覆下為了在激光熔覆中獲得較好的表面性能，需要保證熔覆層頂部是細小均勻的等軸晶粒，避免柱狀晶生長到熔覆層頂部，故要降低頂部溫度梯度，控制掃描速度。在多層熔覆下，需調整工藝參數(shù)保障晶體連貫性生長，使熔覆件不同深度的性能一致，避免斷層開裂。

2.2 稀釋率影響晶相成分

Ni60A的顯微組織由白色樹枝狀固溶體和黑色晶間共晶硬質相組成，如圖5所示。其中樹枝狀固溶體結晶成分為γ（Ni）固溶體、少量的Cr、Si元素及大量Fe元素，是良好的韌性相，由于熔覆層底部G/R值較高且結晶時在初生硬質相后析出，故主要在熔覆層底部生長，在熔覆層頂部表現(xiàn)為短小樹枝晶。而晶間硬質相成分為Fe、Ni、Cr的碳化物和硼化物[8]，表現(xiàn)為硬度高、韌性差的特點[9]。

熔覆層稀釋率為熔融基體面積與熔覆層截面面積比。對于45鋼基體來說，熔覆的稀釋率越大，溶解在熔池中的鐵元素越多，與之形成的FeNi3化合物是增韌相，還可防止硼化鉻和碳化物的析出，提高熔覆層的斷裂強度。為此通過實驗確定工藝參數(shù)對稀釋率的影響來調節(jié)熔覆層組織、提高熔覆層斷裂強度是有必要的，取部分實驗結果如圖6所示，其中能質比即單位質量粉末所得到的能量。

圖6 工藝參數(shù)對稀釋率的影響

相同掃描速度（6 mm/s）情況下，激光功率和送粉量不斷變化即能質比不斷變化時，稀釋率隨能質比的增加而增加。在能質比較低時，激光能量大部分都被基體上面的涂層粉末吸收，導致熔覆層稀釋率很小，幾乎為零，此時熔覆層與基體的冶金結合不充分，極易發(fā)生熔覆層脫離，在工件的工作中表現(xiàn)為工件表皮的剝落現(xiàn)象。隨后隨著能質比的增加，熔覆層稀釋率急劇增加，但在稀釋率15%之前此工藝參數(shù)都不適宜應用實踐，因為較低的稀釋率不足以提供良好的底部韌性，易發(fā)生分層開裂現(xiàn)象。

當粉末得到滿足自身融化的能量后，稀釋率增長趨勢由陡變緩。在相同工藝參數(shù)下，增大掃描速度，能量更難通過粉末傳入基體，使基體熔融區(qū)變小，致稀釋率略有降低。在相同工藝參數(shù)下增加送粉量后，更多粉末會平分能量，致使基體熔融區(qū)變小、熔覆層面積增大，故A點（0.276 g·s-1）較B點（0.167 g·s-1）稀釋率下降且偏離稀釋率變化曲線。同樣過少量的粉末會降低熔覆層高度從而提高稀釋率，如C點所示（0.086 g·s-1），但低粉末量情況下仍符合曲線規(guī)律。

第1組較高的線能量致使其比第2組的稀釋率高，通過等時間王水腐蝕可以看出黑色被腐蝕得韌性相明顯增多（圖4），研究表明其表面硬度也略有下降[3]。同時Fe基相的析出主要集中在熔覆層底部（圖4（c）），較高的稀釋率促進γ（Ni）奧氏體的形核生長，體積分數(shù)增加，使熔覆層底部結構緊密、韌性增強，降低熔覆層分層開裂可能性[10-11]，提高熔覆層與基體的性能一致性。韌性的增多會影響強度模型中硬沉淀物大小，呈反比例減小趨勢，從而影響斷裂強度[12]。此時適當減少送粉量會起到同樣的良好效果，以避免熔覆層頂部過多的硬質相析出致敏感性增強。

3 結束語

（1）通過兩組不同線能量下的激光熔覆溫度場仿真結果，本文得到了溫度梯度、凝固速度、傾向角和熔覆層深度的關系，在適當?shù)墓に噮?shù)內簡化了基于Ni60A材料的CET轉化曲線，并根據(jù)G/R關系分析了柱狀樹枝晶在高比值下才會在熔覆層底部少量生長的情況，以及由于非靜態(tài)結晶和硬質相沉積的影響導致枝晶生長中斷的情況。

（2）由于熔覆層表面需要等軸樹枝晶滿足表面性能要求，在單層熔覆下加工中要避免較高的掃描速度，防止樹枝晶生長到熔覆層頂部導致的表面硬度變差及性能方向性情況，提高熔覆層的斷裂強度。

（3）本文通過實驗得到了質能比對稀釋率的影響是逐漸增大的，且從陡趨緩，過量的送粉量會降低稀釋率，提高掃描速度也會略降低熔覆的稀釋率。通過觀察顯微組織，稀釋率對熔覆層韌性相體積分數(shù)的增大的影響是明顯的，也促進了柱狀晶的增長，提高了熔覆層與基體間斷裂強度。