等離子噴焊IN625合金顯微組織和力學性能分析

（蘇州托普信息職業技術學院現代技術學院，江蘇昆山215311）

0 前言

工業重載零件在服役過程中易發生磨損失效從而造成巨大的經濟損失，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失效的高附加值零件進行再制造可顯著降低生產成本，也符合國家“十三五”提出的“綠色制造”理念[1-2]。近年來，等離子熔覆技術被廣泛應用于重要零件的再制造及表面改性[3-5]，它以104K數量級的等離子弧為熱源，在基體材料表面熔覆合金層，可獲得均勻致密、結合牢固的特殊保護涂層[6-7]。IN625是一種Ni-Cr-Mo-Nb固溶強化合金，在650℃下具有優異的疲勞性能、拉伸性能、抗腐蝕性能及高溫蠕變性能，故廣泛應用于制造渦輪發動機和核反應堆等構件[8]。研究等離子沉積IN625合金的微觀組織和力學性能對于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等離子噴焊IN625合金的微觀組織和力學性能的影響。

1 實驗材料和方法

采用PTA-400E2-ST型等離子束噴焊機制備IN625合金。等離子噴焊的主要工藝參數為：轉移弧電流100～140 A、送粉電壓23 V、噴焊槍行走速度40 mm/min、噴嘴擺動速度1 400 mm/min、擺動寬度20 mm、堆焊長度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，其化學成分如表1所示。采用OTF-1200X型真空管式高溫燒結爐對等離子噴焊IN625合金進行熱處理。固溶處理制度為：（1 160～1 200）℃/1.5 h（空冷）。固溶時效處理制度為：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型維氏硬度計測量不同工藝狀態和熱處理狀態的等離子噴焊IN625合金的顯微硬度，加載載荷100 gf，保載時間10 s。采用UTM5305型電子萬能試驗機測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 實驗結果及分析

2.1 微觀組織

2.1.1 沉積態合金微觀組織

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致熔池產生了強烈的非平衡凝固過程，使IN625合金中平衡分配系數小于1的Nb和Mo元素在凝固過程中偏聚于固液界面前沿，從而產生富集Nb和Mo元素的樹枝狀Laves相。同時由于基體材料的激冷作用，熔池熱量主要沿著垂直于基體表面方向向下流失，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等元素的偏析嚴重。在凝固過程中，固液界面前沿的成分過冷區域變大，故等離子噴焊IN625合金中樹枝狀Laves相數量增多，且形態粗化。

2.1.2 固溶態合金微觀組織

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相含量減少且細化。在等離子噴焊IN625合金的凝固過程中，熔池中先出現γ相，使熔池固液界面前沿溶質濃度增大。當達到MC/γ共晶析出的溶質濃度條件時，發生L→γ+MC反應，同時使熔池中溶質濃度降低。當溫度降低且溶質濃度再增加到Laves相形成條件時，熔池中發生L→γ+Laves反應[10]。結合等離子噴焊IN625合金形態可以看出，合金中未發現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物，且富集Nb和Mo等元素。Laves相熔點因其成分組成不同而變化，約為700～1 200℃[3]。在進行固溶處理時，等離子噴焊IN625合金中最低熔點的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相呈現不同程度的溶解和細化。

2.1.3 固溶時效態合金微觀組織

在噴焊電流為100～140 A時制備的等離子噴焊IN625合金經固溶處理后的微觀組織如圖4所示。圖4a為噴焊電流110 A的合金經過固溶時效處理后的組織，與沉積態的合金組織相比，Laves相數量和尺寸均較小；與固溶體合金組織相比，組織仍呈現樹枝狀，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，但由于固溶處理時間較短，Laves相中Nb和Mo等大尺寸元素的擴散距離較小，Nb和Mo主要固溶于Laves相原來析出位置附近的奧氏體中。在后續時效處理過程中，溫度的降低導致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相形態尺寸較細小。隨著噴焊電流的增大，合金中的Laves相含量增大且形態粗化，故固溶時效態IN625合金中的Laves相較沉積態細小，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 噴焊電流對合金硬度的影響

噴焊電流100～140A時等離子噴焊IN625合金顯微硬度如圖5所示。可以看出，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、合金元素產生的固溶強化和噴焊過程中產生的殘余應力貢獻。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重，更多Nb和Mo等元素偏析于Laves相內，降低其固溶強化作用；同時粗化的組織對位錯運動的作用降低。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。可以看出，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，經固溶處理后，合金中部分Laves相被溶解且組織細化，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化效果，同時細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生的殘余應力，降低了合金硬度。綜合三個因素可知，合金元素的固溶強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）。當固溶溫度為1 200℃時，等離子噴焊IN625合金的硬度（300 HV）略低于1 180℃時的（310 HV），這是因為合金在1 200℃下固溶后的組織出現一定程度再結晶，且脆硬相Laves相進一步溶解，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

不同狀態下等離子噴焊IN625合金的拉伸應力-應變曲線如圖7所示。沉積態等離子噴焊IN625合金的拉伸強度約為784 MPa，延伸率28%；固溶態合金的拉伸強度和延伸率分別增加至872 MPa和52.3%；固溶時效態合金的拉伸強度和延伸率分別增加至784 MPa和47.2%。據上文分析，固溶態合金有更多Nb和Mo等元素產生的較強固溶強化效果，在塑性變形過程中固溶于奧氏體中的元素產生的氣團阻礙位錯運動而增大其強度。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，即減小了合金中產生微裂紋的傾向；同時固溶處理消除了沉積態合金中的殘余應力，減小合金在塑性變形過程中的應力集中程度，增大組織協調變形能力，故表現出更為優異的延伸率。固溶時效態合金的強度與沉積態合金相差不大，主要原因是Nb和Mo等元素的固溶度降低，在時效過程中又重新析出，降低了合金的固溶強化效果。但其組織較沉積態合金更為細小，且合金中的殘余應力亦被消除，故固溶時效態合金的強度與沉積態合金相差較小而延伸率較好。

圖7 不同狀態下等離子噴焊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，三種合金的斷裂機制均為塑性斷裂，但沉積態合金斷口中出現具有方向性的臺階式韌窩，這是因為在等離子噴焊過程中較大的溫度梯度產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展通道，故沉積態合金的拉伸斷口呈現有方向性臺階的韌窩[9]。

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

圖8 不同熱處理條件下等離子噴焊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相數量增多且形態粗化；在1 160～1 200℃下固溶處理后，合金中的Laves相呈現不同程度的溶解和細化。

（2）等離子噴焊IN625沉積態合金硬度為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）沉積態等離子噴焊IN625合金的拉伸強度約為784 MPa，延伸率約為28%，固溶處理后分別增大至872 MPa和52.3%。這是因為Nb和Mo等元素溶入奧氏體后產生的氣團阻礙位錯運動使其強度增大。熱處理前后合金的斷口均由韌窩組成，合金的斷裂機制均為塑性斷裂。