Ni基合金激光熔覆層裂紋機理研究

李 琦， 李 濤， 吳 祖 鵬， 石 博 文， 張 洪 潮

( 大連理工大學 機械工程學院, 遼寧 大連 116024 )

0 引 言

激光熔覆作為再制造工程的一個分支，是指利用高能密度激光束，使熔覆材料與金屬基材表層一起快速熔凝，形成與基材表面冶金結合良好涂層的表面改性技術．其目的是在金屬材料表面形成一層硬度高、熱穩定性好，并且具有一定冶金、力學或物理性能的熔覆層，從而顯著改善金屬材料的耐磨、耐蝕、耐疲勞、耐高溫等性能[1-3]．

與噴焊、堆焊等傳統表面改性技術相比，Ni基激光熔覆層具備良好的韌性、耐熱性、抗氧化性、耐沖擊性和耐蝕性[4-5]，由于高能激光束加工時急冷急熱的特點，在熔覆層表面或內部極易出現裂紋．裂紋的出現會影響晶粒生長和分布，組織性能降低，較大的裂紋則直接導致零件力學性能下降甚至失效．馮志剛等[6]的研究報道表明：球墨鑄鐵激光熔覆時在熱影響區發現了裂紋．宋武林等[7]將Fe基自熔合金粉末采用預置法熔覆于45鋼表面，隨著熔覆道數的增加，裂紋與激光掃描方向角越來越小，裂紋走向幾乎平行分布，并分類總結了熔覆層內3種主要顯微裂紋．激光熔覆屬于快熱快冷過程，Hernandez等[8]發現，Ni基涂層中存在很大的殘余拉應力，容易誘發涂層開裂．Frenk等[9]測定了在不同基材上采用同種熔覆材料時的殘余應力場．Pilloz等[10]、朱允明等[11]測定了在低碳鋼XC10基材上熔覆Ni基和Co基合金時的應力場，為裂紋產生在應力方面的研究提供了參考．

探究激光熔覆制造熔覆層裂紋起裂及擴展的機理對預防開裂現象、提高熔覆質量具有十分重要的意義．本文通過實驗和微觀檢測分析，從組織和應力方面對Ni60激光熔覆制造過程中熔覆層的開裂行為和裂紋產生機理進行探究．

1 實 驗

1.1 激光熔覆系統

本研究實驗由RS-LCD-4000-D-R型半導體激光熔覆系統完成，主要設備包括Laserline半導體激光器、KUKA六軸機器人、Precitec的YC52同軸送粉激光熔覆噴嘴以及載氣式送粉器．

1.2 實驗材料

基體材料為316L不銹鋼，基體尺寸為40 mm×30 mm×6 mm；熔覆層材料為Ni60高溫硬質合金粉末，堆積密度為4.10×103kg/m3，流動率為18.1 s/50 g，密度為7.5×103kg/m3．

1.3 激光熔覆裂紋實驗

本實驗采用同軸送粉，粉末利用率為40%～50%．可送出的粉末直徑20～150 μm，送粉量誤差小于1%，噴嘴距基體距離選定為14 mm．實驗前將熔覆粉末進行真空烘干處理，并將基體打磨光滑平整，去除表面氧化層及油污等表面雜質，并用無水乙醇沖洗干凈．實驗中激光熔池保護氣和送粉載氣均為氬氣．在316L不銹鋼基體上進行Ni60粉末的熔覆實驗，粉末與基體元素組成如表1所示．實驗參數如表2所示，每組工藝參數進行5次實驗，避免偶然因素對實驗結果的影響．熔覆長度為4 cm，實驗環境溫度為室溫．

表1 熔覆粉末與基體元素組成

表2 Ni60激光熔覆工藝參數

2 實驗結果與分析

2.1 宏觀形貌及擴展規律

實驗結果表明，在常規工藝參數下，Ni60粉末激光熔覆層開裂現象嚴重，并且裂紋間隙小，嚙合程度好．單層單道熔覆層未發現肉眼可見裂紋，熔覆過程中沒有開裂聲音；采用著色探傷法對單層單道熔覆層進行探傷觀察，可以觀察到若干近似垂直于掃描方向的環形裂紋，分布較為隨機，如圖1(a)所示．如繼續進行多層熔覆，隨著熱量的累積裂紋并未呈愈合趨勢發展，而沿垂直掃描速度方向出現二次分支進一步拓展成人字形裂紋，并且在熔覆過程中伴隨著清晰的脆性開裂聲．如圖1(b)所示，熔覆層數繼續增加使得斷裂面間的距離繼續增大，成形過程受到破壞．以相同工藝參數繼續進行多道熔覆實驗，熱輸入量增大，裂紋由網絡放射狀逐漸匯合成垂直于掃描方向的若干條枝干狀，二次分支裂紋在熔覆過程中與相鄰主裂紋或分支裂紋合并為一條裂紋進行縱向擴展，寬度增大，應力得到釋放，熔覆質量相對提高，如圖1(c)所示．

2.2 斷口形貌

Ni60激光熔覆層裂紋斷口為本體材料顏色，表面沒有明顯的宏觀塑性變形，斷口相對平齊并垂直于掃描速度方向，沒有腐蝕產物及其他夾雜污染，并且熔覆過程中伴有清脆的開裂聲，該斷口類型為典型的脆性斷口．在掃描電鏡(scanning electronic microscopy，SEM)下，如圖2所示，熔覆層塑性方式撕裂表現為微孔聚合的韌窩，即準解理，為不連續的斷裂過程，先是在應力作用下形成解理小裂紋，最后以塑性的方式撕裂殘余連接部位．

2.3 微觀形貌

如圖3所示，將實驗制備的熔覆層垂直于掃描方向切開，在金相顯微鏡下觀察到裂紋熔覆層表面起裂，垂直于掃描速度方向向熔覆層底部擴展，未到達熱影響區，對基體組織未產生影響．圖4為熔覆層不同部位組織微觀形貌特征．在負溫度梯度下，熔覆層結晶以樹枝狀方式生長[12]，熔覆層底部與基體冶金結合良好，結合面處存在厚度為3～5 μm的粗大枝晶，并垂直于結合面向熔覆層方向生長，此外，細密的晶體組織穿插其間，形成致密的冶金結合組織區；熔覆層中部柱狀晶組織生長較為狹長，在大部分區域內呈現簇狀和一定的方向性；熔覆層頂部與外部熱交換面積大，在較高的冷卻速度和熔池的攪拌下，晶粒生長為細小而方向雜亂的等軸晶組織．

(a) 單層單道

(b) 多層單道

(c) 單層多道

圖1 Ni60熔覆層裂紋宏觀形貌

Fig.1 Macroscopic morphology of cracks in Ni60 cladding coating

圖2 斷口形貌的SEM

圖3 熔覆層裂紋形貌

(a) 熔覆層底部

(b) 熔覆層中部

(c) 熔覆層頂部

3 Ni60激光熔覆開裂機理

3.1 成分及物相

由圖5可見，裂紋的擴展具有明顯的選擇性．在應力作用下，裂紋尖端遇到灰白色組織相則改變方向，若遇到灰黑色組織相則繼續拓展，直到應力釋放完畢，形成完整的裂紋軌跡．Ni為不產生解理面的面心立方晶格結構金屬，如圖6、7所示，通過能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)分析可以看出解理斷裂主要由圖中彌散分布的灰黑色硼化物和C、Cr化合物引起，灰白色止裂相成分主要由Fe、Ni組成．

圖5 SEM背散射裂紋圖像

結合已有研究結果[13-14]以及EDS分析，采用X射線衍射儀(X-ray diffraction，XRD)對激光熔覆Ni60熔覆層進行半定量物相分析，圖8為Ni60熔覆層物相分析圖譜．熔覆層基體相為γ-Ni，Gr7C3、Gr23C6等作為強化相彌散分布在熔覆層中．熔覆層中還存在細小且均勻分布的硼化物陶瓷相CrB、FeB．γ-Ni為韌性相，因此在γ-Ni含量較多的熔覆層底部，組織的韌性較強，但硬度較低；并且γ-Ni在熔凝過程中在初生碳化物硬質相后析出，故在晶體生長過程中容易受到硬質相的抑制作用，從而改變晶粒的大小及方向，導致熔覆層上中下部分熔凝組織的形態差異．Gr7C3、Gr23C6、CrB、FeB加強了熔覆層的硬度，但脆性也隨之增大，尤其在熔覆層中上部，硬質相晶粒的分布更為均勻且彌散．此外，在激光熔覆工藝下產生的金屬間化合物Ni3Fe、Ni3Si也對熔覆層起到增韌的作用，增強了組織性能．

圖6 Ni60熔覆層微觀硬質相及EDS圖譜

圖7 Ni60熔覆層微觀韌性相及EDS圖譜

圖8 Ni60熔覆層XRD圖譜

3.2 Ni60激光熔覆層熱應力分析

基體材料與熔覆層材料的物性差異是造成激光熔覆制造過程中熔覆層殘余應力的首要原因．由于Ni60熔覆層熱膨脹系數小于基材316L，在熱輸入及冷卻過程中，基材的變形速度高于熔覆層的熱變形速度．由于材料膨脹和冷卻過程速度不同產生的殘余應力是導致裂紋產生最為主要和直接的應力，而在實際激光熔覆制造過程中，多層及多道的熔覆使應力逐次疊加，殘余應力對熔覆層的破壞行為更加明顯，應力場的描述也更加復雜．

由此物性差異造成熔覆層除了受到凝固成形過程中相變帶來的組織應力外，還因為冷卻時收縮的不同時性導致熱應力的產生，并且熱殘余應力為主導破壞應力．

熔覆層熱殘余應力的公式[15]為

(1)

式中：σT為熱殘余應力，E為彈性模量，α為熱膨脹系數，ΔT為熔覆層溫度與室溫之差，δ為熔覆層厚度，μ為泊松比，下標c和s分別表示熔覆層和基體．可以得出，當基材與熔覆層物性差異較大并且熱輸入量較大時熔覆層中應力將會顯著增大．

3.3 Ni60激光熔覆層開裂判據

激光熔覆制造過程是極短時間內粉末及基體材料由室溫變化到熔點又迅速冷卻至室溫的循環過程，由此引起的固態相變使得材料部分區域應力水平增大，研究表明，固態相變產生的組織應力經過熱循環的累積達到材料的屈服強度[16]，局部的應力集中容易引起不均勻粒子、微觀或亞微觀缺陷甚至微裂紋．

Griffith提出并修正了脆性斷裂強度σf與材料性能和損傷的關系模型[17]：

(2)

式中：E為彈性模量，γ為材料表面能，γp為微裂紋或微缺陷拓展單位長度時的塑性功，Cz為微裂紋和微缺陷尺寸．材料表面能γ約為aE/100，a為晶體的晶格距離；塑性功γp比γ大2～3個量級．

在Ni60激光熔覆層組織中，Gr7C3、Gr23C6屬于復雜密排結構的間隙化合物，晶格距離因結晶系不同而有所差異，當熔覆層中存在3～5 μm的微損傷，選取平均晶格距離值，根據模型(2)則可以判定Gr7C3、Gr23C6的斷裂強度σf約在4.2 GPa 左右．

利用高溫測溫計對Ni60激光熔覆過程中熔覆層溫度的測量可以得出，在不同工藝參數組合下，粉末熔凝過程中的溫度差ΔT最高可達到2 063 K，熔化到凝固狀態的ΔT變化范圍為1 173～2 073 K．因此，在高溫度差和冷卻速率下，由模型(1)可以得出，熔覆層在成形中的熱應力在1.4～24.2 GPa，并且應力狀態變化迅速而復雜．實驗與計算數據表明，在絕大部分工藝參數下，熔覆層中應力值超過了材料斷裂強度理論值4.2 GPa．

當熔覆層中應力σT>4.2 GPa，即達到斷裂強度時，成形結構中的微缺陷即會拓展，發生脆性斷裂，形成宏觀裂紋．根據前文中對熔覆層中熱應力與斷裂強度的估算，Ni60材料具有較強的裂紋敏感性．在必要的工藝參數下，降低熔覆層中的應力水平，提高材料的斷裂強度，可以達到減少裂紋產生的效果．

4 結 論

(1)在常規工藝參數下，Ni60粉末在激光熔覆制造過程中的成形形態良好，但開裂現象嚴重．單層單道熔覆層的裂紋分布隨機性較大，多道及多層熔覆中裂紋分布呈現明顯的方向性和一定的規律性．

(2)根據斷口形貌及開裂特征可以判斷Ni60熔覆層裂紋類型為準解理的脆性裂紋．熔覆層不同位置的組織形貌因熱交換速率及熔池攪拌的參與而有所不同．熔覆層底部枝晶較為粗大，垂直于結合面方向排列較為整齊，硬質相含量及分布少而分散；熔覆層中部具有局部方向性，二次枝晶的存在導致組織更加雜亂，硬質相晶粒成分相對提高且分布更加均勻；熔覆層上部與外界熱量交換最大，晶粒更加細化，而硬質相成分最多且集中．

(3)熔覆層上中下位置成分及物相的差異直接導致其硬度及裂紋敏感性的不同．熔覆層從上到下硬度隨硬質相分布減少而降低．Gr7C3、Gr23C6、CrB、FeB等增強了Ni60組織的硬度，但在應力作用下容易開裂；基相γ-Ni(γ-(Fe，Ni)、γ-(Fe，Cr，Ni))為面心立方結構的韌性相，增強了組織韌性，降低了對裂紋的敏感程度，在一定情況下起到止裂的作用．

(4)Ni60激光熔覆層裂紋敏感性較高．在相變微缺陷普遍存在的情況下，由于熔覆層材料與基體材料物性差異導致的熱應力達到材料的斷裂強度時，熔覆層極易發生脆性斷裂，產生宏觀裂紋并擴展．

(5)通過對Ni60激光熔覆層裂紋機理的探究可以看出，裂紋的抑制和消除可以通過以下幾個方面實現：加入韌性成分降低脆硬相的影響，細化組織，減少硬質相的聚集分布；熔覆過程采用保溫緩冷的方式給予枝晶足夠的生長時間，使枝晶生長更具方向性，提高組織韌性；采用較小的線能量，對基體進行預熱，冷凝過程進行保溫處理，降低熔覆層與外界的溫度差，減小熱應力；提高材料表面能．