激光工艺参数对NiCoCrAlYSi熔覆层微观组织及性能的影响

沈浩，蔡杰，吕鹏，张从林，李玉新，关庆丰

(1.江苏大学 材料科学与工程学院，江苏 镇江 212013；2.江苏大学 先进制造与现代装备技术工程研究院，江苏 镇江 212013；3.盐城工学院 材料科学与工程学院，江苏 盐城 224051；4.中北大学 材料科学与工程学院，山西 太原 030051)

0 引言

航空发动机涡轮叶片等热端部件服役于极其恶劣的高温环境中，长期受到热应力、机械应力、高温腐蚀、高温磨损和高温氧化的交互作用，严重影响其使用寿命[1-2]。MCrAlYX(其中M=Ni、Co、Ni±Co，X=Si、Hf等)是近年来发展起来的一系列高温防护涂层体系，由于其具有良好的黏附性、高模量、高强度以及优异的耐高温氧化和耐高温腐蚀性能，不仅可以作为热障涂层中的金属过渡层[3-4]，也可单独用为热端部件的包覆涂层[5-6]，已广泛用于航空发动机热端部件，以及船舶、汽车、能源等其他领域[7]。但是，MCrAlYX涂层普遍存在硬度不高，摩擦磨损性能较差等问题，因长期受到粒子冲刷及摩擦作用，导致部件寿命急剧下降，严重限制了其在高温耐磨性部件上的应用。激光熔覆是一种新型的激光加工技术，通过高能量激光束同时熔化粉末与基体，并快速凝固后形成涂层，在小尺寸和形状复杂部件的涂层制备以及增材制造方面有着广阔的应用前景[8-10]。与传统的热喷涂工艺相比，采用激光熔覆技术制备的涂层组织细小致密，涂层与基体间呈现良好的冶金结合，且涂层的硬度与耐磨性均有所提高[11-12]。由于激光熔覆具有较高的温度梯度及极快的冷却速度等特性，熔覆层中往往会出现成分偏析、气孔、微裂纹等冶金缺陷，使熔覆件的力学性能和高温抗氧化性能恶化，尤其是疲劳性能和高温蠕变性能下降，这在一定程度上限制了激光熔覆件在许多临界及苛刻条件下的应用[13-14]。因此通过优化工艺参数改善熔覆层成型质量对于推广激光熔覆技术在涂层制备领域的应用具有重要意义。

Zhang等[15]研究了不同激光参数对FeNiCoCrTi0.5熔覆层成型质量以及耐磨性能的影响，得出熔覆层的光滑度、稀释率及晶体大小与激光功率和扫描速度的比值呈正比例关系。Emamian等[16]研究了激光参数对原位生成Fe-TiC复合熔覆层质量的影响，得出较高的激光功率下涂层的成型质量更好，较高的扫描速度使得TiC颗粒更加细小，而较低的扫描速度搭配较高的送粉率使得熔覆层产生更多的TiC颗粒，并导致样品的硬度值更高。国内外研究学者通过优化工艺参数来减少熔覆缺陷得出的普遍规律为：提高激光功率和降低扫描速度可增强熔池对流及延长对流时间，从而抑制气孔的产生[17-18]；对于不同的熔覆粉末寻找合适的激光功率和扫描速度是减少裂纹的前提条件[19-20]；提高扫描速度，可以显著提高熔覆层冷却速度，从而形成更加精细的微观结构，减少偏析[21-22]。由此可见，激光功率和扫描速度对涂层成型质量有较大影响，但是对采用同步送粉激光熔覆法在镍基高温合金基体上制备MCrAlYX熔覆层的参数优化研究还相对较少。

本文采用激光熔覆技术在Ni625高温合金基体表面制备MCrAlYX熔覆层，研究激光功率与扫描速度对熔覆层微观组织的影响，并测试熔覆层显微硬度与摩擦磨损性能，重点分析不同激光功率及扫描速度下熔覆层微观组织演变对其性能的影响规律。

1 实验条件

1.1 实验材料与方法

选用Ni625镍基高温合金作为基体(成分见表1)，对其表面进行打磨并用无水乙醇进行清洗。为避免激光熔覆热效应导致的基体变形，实验选取100 mm×100 mm×50 mm规格尺寸的基材进行熔覆实验。采用德国Laserline公司产LCD 6000-100光纤激光器以同轴送粉的方式在基体上制备NiCoCrAlYSi 熔覆层(成分见表2)，选取激光工艺参数如表3所示。其中，由于激光熔覆工艺参数优选是扫描速度和激光功率的综合作用结果，二者均不独立影响熔覆层质量，因此引入激光输入能量比Es来综合考虑激光熔覆工艺参数对熔覆层冶金质量的影响规律。激光输入能量比Es计算公式为

表1 高温合金Ni625成分组成

表2 NiCoCrAlYSi熔覆层成分组成

(1)

式中：P为激光功率；D为光斑直径；v为激光扫描速度。对应工艺参数下激光输入能量比值如表3所示[15]。

表3 不同试样的激光工艺参数

1.2 测试方法

为便于金相分析，利用线切割将激光熔覆层切成10 mm×10 mm×10 mm立方体。对熔覆层截面进行打磨、抛光处理，并利用王水(HCl与HNO3体积比为3∶1)对其进行金相腐蚀，腐蚀时间约10 s.为便于透射电子显微镜(TEM)(美国FEI公司产Titan 60-300球差TEM)观察，将熔覆层切至500 μm，从熔覆层背面开始研磨至厚度约为30 μm，在约-30 ℃温度和30 V电压下，于电解质(高氯酸与乙醇的比例为1∶4)中进行电解双喷，直至穿孔。采用日本理学公司产Rigaku D/max-2500/pc X型X射线衍射仪(XRD)确定激光熔覆层的物相组成，采用德国蔡司Axio Observer Z1M型光学显微镜、美国FEI公司产Nova Nano 450扫描电子显微镜(SEM)与美国EDAX公司产TEAM能谱仪(EDS)观察激光熔覆层的微观形貌与成分分布。为进一步对比不同参数下试样表面孔隙率变化，采用灰度法，通过图像分析软件Image Pro Plus对SEM图片进行详细分析并定量计算。为了使统计结果更接近真实情况，减小误差影响，每种参数的样品在高倍及低倍下均选取4张图片进行统计，并取其平均值作为表面显微气孔分析数据。

试样经研磨、抛光至表面粗糙度Ra=0.5 μm，用于显微硬度及摩擦磨损试验；采用莱州华兴测试仪器有限公司产HV-1000型显微硬度仪测量激光熔覆层的硬度变化，硬度测试参数为载荷25 N、加载10 s.依次从熔覆层最表层向基体方向打点，间隔选取为100 μm.为减小误差，在垂直于该方向的位置再额外打两个点测量其硬度并取其平均值。摩擦磨损试验在兰州中科凯华科技开发有限公司产HSR-2M型高速往复摩擦试验机上进行，对试样熔覆层表面进行常温干摩擦磨损测试，其中加载载荷为20 N，摩擦距离5 mm，频率50 Hz，磨损时间20 min，摩擦副材料为GCr15，直径4 mm.采用SEM对磨损形貌进行分析，并采用兰州中科凯华科技开发有限公司生产的MT-500探针式材料表面磨痕测量仪测量磨损体积和磨痕形貌。

2 实验结果与分析

2.1 激光工艺参数对熔覆层微观组织结构的影响

图1给出了NiCoCrAlYSi熔覆层截面腐蚀后的金相组织，表3中1号～9号试样其金相组织分别列于图1(a)～图1(i)中。不同参数下，熔覆层内部均无明显裂纹且与基体之间无明显过渡带，熔覆层与基体呈现良好的冶金结合，说明激光功率和扫描速度的技术参数均在合理范围内。利用Image-Pro Plus软件计算NiCoCrAlYSi熔覆层平均厚度，结果如图2所示。激光熔覆层厚度随着激光输入能量比Es增高而增高。当Es为36 J/mm2时，熔覆层厚度最低，仅为534 μm；当Es增加至73.3 J/mm2时，熔覆层厚度达到1 535 μm.究其原因，当送粉率一定时，降低激光扫描速度，单位时间内基体表面粉末沉积量增加，使得熔覆层厚度增加，而随着激光功率增加，激光能量密度变大，熔池深度加深导致熔覆层厚度增加。此外，熔覆层截面在金相腐蚀后往往会出现由晶粒生成方向不同而自然形成的一道弧线界面，定义为搭接过程中熔覆道的熔合线，即熔覆轨迹。由图1可明显看出，3号、6号、9号试样的熔覆轨迹弧度相较于1号、2号、3号试样变得非常平缓，说明随着激光输入能量降低，单位面积接收的激光辐照能量变小，使得熔池变得更宽更薄。

图1 NiCoCrAlYSi熔覆层宏观金相

图2 激光输入能量比与熔覆层厚度的关系

图3为NiCoCrAlYSi熔覆层表面打磨抛光后未经腐蚀的表面原始形貌，表3中1号～9号试样其形貌分别列于图3(a)～图3(i)中。由图3可见，熔覆层有明显的微小气孔，气孔的产生原因较为复杂，包括熔池的快速凝固导致气体来不及排出、湍流引起的气体截留、熔体内能量密度过低而未能充分熔融等[23-24]。气孔的尺寸、数量和分布对于表征激光熔覆层的冶金质量十分重要，不仅影响熔覆层的致密度，而且容易导致微裂纹萌生与拓展，继而降低熔覆层使用性能。因此，控制熔覆层孔隙率是提高其机械性能及高温性能的重要措施之一。

图3 NiCoCrAlYSi熔覆层表面形貌

本文采用灰度法，通过Image Pro Puls软件对熔覆层表面气孔进行分析。其中，气孔的面积占熔覆层面积的比，即气孔率。统计结果如图4及图5所示。当激光功率不变时，随着扫描速度增加，气孔率明显降低；当扫描速度不变时，随着激光功率增大，气孔率变化并不明显。综合考虑激光功率与扫描速度，当Es为36 J/mm2时，即3号试样，熔覆层表面气孔率最低，仅为0.07%，平均气孔尺寸约为0.26 μm；当Es为73.3 J/mm2时，即7号试样，熔覆层表面气孔率达到0.65%，平均气孔尺寸约为1.33 μm，熔覆层表面气孔率及气孔尺寸的大小与激光能量输入比Es呈正比例关系。影响激光熔覆层气孔形成的主要因素是熔池的宽高比，其次是熔池的对流强度和对流时间，即图1所示的激光熔覆熔覆轨迹及熔覆层形貌对气孔形成具有较大影响[17]。随着Es降低，熔池变得更宽更薄，气体更容易逸出。此外，随着激光功率升高，激光输入能量增大，虽然增强了对流强度，但是激光搭接重叠区域的角度会极大干扰气体逸出，使得对流强度的增大意义并不大，进而对熔覆层表面气孔的产生无明显影响。综合涂层厚度以及表面气孔率分析得出，3号、6号、9号试样熔覆层成型质量最佳。

图4 不同试样的气孔率

图5 不同试样的气孔尺寸

选择3号、6号、9号试样，对其截面进行金相腐蚀并观察其组织形貌，如图6所示。激光熔覆层由表及里分别为熔覆区、结合区及热影响区，熔覆层组织生长具有典型的定向凝固特征，按照平面晶→柱状晶→树枝晶→等轴晶的方式生长。由于激光熔覆较高的温度梯度会导致较大的过冷度，融合区域快速形成平面晶并沿固体与液体界面垂直方向以外延方式继续生长形成柱状晶，此外，在图6(f)中可较为明显地观察到界面处有平面晶的出现，而图6(d)、图6(e)则相对不明显。这是由于当扫描速度一定时，随着激光功率的降低，Es减小，温度梯度G降低，G/R减小，平面晶来不及向液相中推进，柱状晶就已经生长，R为冷却速率。在熔覆层内部，由于温度梯度较界面处有所降低，凝固速度不断升高，熔池冷却速率降低，结晶速度逐渐加快，此时柱状晶及树枝晶沿各自热流方向紊乱生长。在熔覆层顶部，随着温度梯度进一步降低，初生的树枝晶不断被打破并提供非均匀形核，使得熔覆层表层形成细小的等轴晶。

图6 NiCoCrAlYSi熔覆层截面组织形貌

熔覆层的微观组织结构主要与凝固前沿的成分过冷度有关，其大小与冷却速率R和温度梯度G密切相关，G/R决定了其凝固方式，而G×R则决定了凝固组织的晶粒大小。激光输入能量随着激光功率的增加而增加，因而温度梯度增加，冷却时间延长，使得凝固组织的尺寸变大。对比3号、6号、9号试样的凝固组织可得出，当扫描速度一定时，随着激光功率的增加，热影响区增大，树枝晶较多，胞状晶较少，熔层底部组织一次、二次枝晶间距增大，此时熔覆层组织较为粗大。当激光输入能量为36 J/mm2时，熔覆层顶部等轴晶区晶粒更加细小，组织也更加致密。显然，熔覆层晶粒细化有利于提升熔覆层的强度；此外，针对高温防护涂层而言，晶粒细化可以促进保护性氧化膜快速形成，进而提高其抗高温氧化性能[25-26]。因此优选出最佳激光工艺参数为：扫描速度1 000 mm/min、激光功率1.8 kW、送粉率6 g/min及搭接率50%，即3号试样。

为进一步确定NiCoCrAlYSi熔覆层组织中的物相组成，对3号试样进行了XRD分析，如图7所示，该熔覆层主要由γ-Ni和γ′-Ni3Al相构成。

图8为3号试样NiCoCrAlYSi熔覆层表面TEM形貌。由图8(a)可以看出，熔覆层内部存在高密度位错结构，对局部区域进行放大，如图8(b)所示，其主要以交叉的位错墙结构为主，表明激光熔覆后熔覆层的形变方式为位错滑移运动。由于激光熔覆工艺具有极高的温度梯度以及极快的冷却速度，使得熔覆层在非平衡凝固过程中发生强烈的塑性变形，形成大量位错，高密度位错纠缠为使得系统能量最小化，位错线自发地趋于平直形态并产生各种相互作用，从而使得位错采取位错墙组态排列[27-28]。位错纠缠及交叉的位错墙会抑制晶界的迁移，进而达到细化晶粒的作用。激光熔覆过程中熔覆层内部形成的细晶和位错结构对材料抗变形能力的提高无疑起到了显著的强化作用。

图8 NiCoCrAlYSi熔覆层TEM形貌

2.2 激光参数对熔覆层显微硬度的影响

根据2.1节实验结果，选择1号、2号、3号、6号、9号试样进行显微硬度和摩擦磨损性能分析，并探究激光功率和扫描速度对激光熔覆层力学性能的影响。

图9给出了不同激光参数下熔覆层截面显微硬度分布。由图9可以看出，显微硬度值从熔覆层到热影响区再到基体呈现下降趋势，表明激光熔覆层硬度明显优于基体Ni625.1号、2号、3号试样的平均显微硬度值分别为356.71 HV、376.15 HV、410.96 HV，表明随着扫描速度的升高，显微硬度值随之升高。当扫描速度为1 000 mm/min时，3号、6号、9号试样的平均显微硬度值分别为410.96 HV、361.75 HV、331.41 HV，表明熔覆层的显微硬度值随着激光功率的升高而逐渐下降。显然，当激光功率为1.8 kW、扫描速度为1 000 mm/min时，熔覆层的显微硬度最高，明显高于基体平均显微硬度(266.51 HV)。

图9 NiCoCrAlYSi熔覆层截面显微硬度值

NiCoCrAlYSi激光熔覆层显微硬度增加的主要原因为：熔覆层凝固过程过冷度大且凝固时间短，晶粒不易长大，形成具有快速凝固特征的细小晶粒，起到细晶强化的作用；在非平衡凝固过程中，激光熔覆层内存在高密度位错结构，起到了位错强化的作用以及熔覆层起到的固溶强化作用，以上作用有效提高了熔覆层的显微硬度。此外，随着激光功率的降低，熔覆层组织得到进一步细化，熔覆层的硬度逐渐增大；随着扫描速度的加快，表面气孔率降低，使得熔覆层显微硬度升高。

2.3 激光参数对熔覆层摩擦磨损性能的影响

图10为不同激光参数下熔覆层摩擦系数曲线图。从图10中可知：1号、2号、3号试样的平均摩擦系数分别为1.047、0.71、0.58，呈现逐级递减的趋势，3号试样的平均摩擦系数最低且同时低于6号、9号的平均摩擦系数(0.77、0.82)，由此表明当激光功率一定时，随着扫描速度的增加，摩擦系数不断减小；当扫描速度一定时，随着激光功率的升高，摩擦系数不断增大。不同参数下其摩擦系数曲线波动较大，在12 min后摩擦曲线的波动普遍趋于平稳，说明试样在跑合磨损阶段摩擦过程较为剧烈，12 min后开始进入稳定磨损阶段。

图10 NiCoCrAlYSi熔覆层摩擦系数曲线

图11为熔覆层磨损截面轮廓图，图12为熔覆层体积磨损量柱状图。3号试样的磨损深度以及宽度均为最低，体积磨损量同样最小(0.665 mm3)；1号、2号试样的体积磨损量(0.979 mm3、0.726 mm3)依次递减；6号、9号试样的体积磨损量(1.055 8 mm3、1.279 mm3)依次递增，与平均摩擦系数相吻合。其中，9号试样的磨擦系数低于1号试样，但其磨损量最多，究其原因，9号试样的摩擦系数曲线波动幅度较大，且贯穿整个磨损过程，在经历跑合磨损之后仍进入剧烈的磨损阶段，因而磨损量最多。对比1号、2号、3号试样分析得出，当激光功率为1.8 kW时，熔覆层的耐磨性能随扫描速度增加逐渐提高。通常，裂纹、气孔及夹杂等缺陷会促使裂纹快速萌生、扩展及闭合，直至材料脱落，进而加速材料的磨损失效。当扫描速度为1 000 mm/min时，熔覆层具有良好的冶金质量(无裂纹且孔隙率较低)，因而耐磨性较好。通过对比3号、6号、9号试样，当扫描速度为1 000 mm/min时，熔覆层的耐磨性能随激光功率增加而逐渐降低，这是由于熔覆层表层区域细小的枝晶组织随着激光功率的升高变得粗大，熔覆层硬度下降所致。

图11 NiCoCrAlYSi熔覆层磨损截面轮廓

图12 NiCoCrAlYSi熔覆层体积磨损量

为进一步分析磨损机理，图13给出了不同参数下熔覆层磨损表面的形貌图。由图13可以看出，1号、2号试样磨损表面较为相似，均存在明显的裂纹和剥落，且剥落主要以薄片状形式脱离母材，磨损机制主要为显微切割。由于1号、2号试样熔覆层表面均存在气孔，在机械剪切力与摩擦力的共同作用下，使得微裂纹快速聚集与拓展，导致熔覆层成片脱落，1号试样显微硬度低于2号试样，剥落显然更为严重，与体积磨损量相符。3号试样磨损表面发现有轻微的磨损痕迹，犁沟较浅，存在板片状磨屑。由于3号试样熔覆层显微硬度较高，较高的摩擦力会导致塑性变形，并随着往复磨擦使得磨屑呈现板状形态，磨损机制为黏着磨损。与3号试样相比，6号试样表面发现更深的梨沟以及更多的块状磨屑，表明其产生较高的塑性变形[29]，因为6号试样熔覆层显微硬度相对较低，使得磨屑黏着聚集形成大块颗粒，磨损机制为黏着磨损与磨粒磨损。9号试样熔覆层表面存在较多磨屑，局部区域出现严重的脱落，因为其显微硬度最低，所以表现出严重的黏着磨损与磨粒磨损。以上均证实了Archard的磨损定律[30-31]，即硬度和耐磨性呈正比例关系。

图13 NiCoCrAlYSi熔覆层磨损形貌

3 结论

本文采用激光熔覆技术在Ni625高温合金表面制备NiCoCrAlYSi涂层，研究激光参数对NiCoCrAlYSi熔覆层冶金质量及微观组织的影响，并测试不同参数的熔覆层显微硬度及摩擦磨损性能。得出以下主要结论：

1)激光熔覆工艺参数的选择对NiCoCrAlYSi熔覆层的宏观形貌、微观结构、硬度及耐磨性有很大影响。随着激光输入能量从36 J/mm2升高至73 J/mm2，熔覆层厚度从534 μm增大到1 535 μm，表面气孔率从0.07%增大到0.65%以及气孔尺寸从0.23 μm增大到1.33 μm，且熔覆层微观组织发生粗化。当激光输入能量比为36 J·mm-2时，熔覆层冶金质量最佳。此时熔覆层主要由γ/γ′相构成，且内部存在高密度位错及交叉的位错墙结构。

2)熔覆层显微硬度随着扫描速度的增加而逐渐增加，随着激光功率的增加而逐渐下降。当激光功率为1.8 kW、扫描速度为1 000 mm/min时，熔覆层平均显微硬度值最高，达到410.96 HV，明显高于高温合金基体显微硬度(266.51 HV)。

3)随着扫描速度增加，熔覆层摩擦系数从1.047逐渐降低至0.58；随着激光功率的升高，熔覆层摩擦系数从0.58又增加至0.82；熔覆层磨损量及磨痕深度呈相同趋势，其耐磨性能与硬度呈正比例关系。且不同激光参数下熔覆层磨损机制存在一定差异，当熔覆层硬度较低且气孔率较高时，以熔覆层在磨损过程出现成片剥落现象；当熔覆层气孔率较低且组织十分致密细小时，熔覆层以黏着磨损为主。当激光功率为1.8 kW、扫描速度为1 000 mm/min时，摩擦磨损性能最优。