冷却条件对DZ125合金等离子弧喷焊熔覆层组织及性能的影响

余辉 邢丽 柯黎明

摘要：为了实现定向凝固DZ125合金高效、高质量的等离子熔覆，在通水冷却的条件下，利用等离子弧喷焊在DZ125合金表面制备EuTroLoy16006钴基合金粉末熔覆层，研究不同冷却条件对熔覆层组织生长与硬度的影响。结果表明，熔覆层在基材的结合界面处形成的是外延生长的细小柱状晶组织，随着熔覆层厚度增加，组织由柱状晶向等轴晶转变。水冷条件下柱状晶的生长高度高于空冷条件下的。柱状晶的硬度与基材相近，等轴晶硬度低于柱状晶，接近熔覆层表面的等轴晶硬度最低，水冷条件下得到比空冷条件更宽的、与基材硬度一致的熔覆层。

关键词：等离子弧喷焊;钴基合金熔覆层;DZ125合金;微观组织;显微硬度

中图分类号：TG455      文献标志码：A         文章编号：1001-2003（2021）05-0042-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.05.08

0    前言

DZ125合金是我国发展的一种主要通过有序的γ'-Ni3（Al，Ti）相沉淀强化的铸造镍基定向凝固高温合金，具有优异的高温蠕变及持久性能，已被广泛应用于先进航空发动机的涡轮叶片和导向叶片[1-2]。航空发动机叶片长期服役于高温的恶劣环境，受到高温高压、振动效应、冲击等影响，可能产生破裂、磨损以及裂纹等缺陷，严重威胁航空发动机的安全性[3]。完全替换受损叶片成本非常高，若能对叶片进行修复后再次使用，能较大程度的节省航空成本。

航空发动机的转子叶片采用的是定向凝固合金或者单晶合金，修复叶片时需要保证熔覆层组织是直接从基材外延生长并呈现强制柱状晶的生长趋势。目前，针对DZ125定向凝固合金的修复方法大多采用激光焊[4]和钨极氩弧焊，但是激光修复成本过高，钨极氩弧焊修复填充材料为丝状，化学成分又受到限制，因此在钨极氩弧焊基础上发展了等离子弧焊工艺。

等离子弧喷焊具有热输入小、热量集中、稀释率低、对基材影响小、设备成本低等优点，为此，研究人员开展了等离子弧喷焊修复的研究。Alberti等人[5]利用等离子弧增材技术在基材上以单道多层的方式制备了Ni基熔覆层，发现在底部出现柱状晶，上部出现等轴晶。可见，在熔融金属与基材之间形成自上而下的温度梯度可保证熔池凝固后形成外延生长的柱状晶组织。基于增大熔池与基材的温度梯度，以促进熔覆层中柱状晶的生长。卞宏友等人[6]在DZ125高温合金铸造基体上进行激光沉积修复实验，发现沉积区底部为宽度约8 μm的平面晶、沿沉积高度方向外延生长排列紧密的柱状晶，中部为树枝晶，顶部为杂乱无章的等轴晶。杨硕等人[7]在IC10合金表面利用激光熔覆工艺制备熔覆层时采用通水冷却，改变了熔覆层形貌，并增大了熔覆层中柱状晶的体积分数。曹永清等人[8]在激光快速熔凝Ni-28wt%Sn合金过程中，从熔覆层侧边通液氮冷却，使得熔覆层表面的冷却能力强于熔覆层底部的冷却能力，温度梯度趋向于平行扫描方向，促使等轴晶增多。这些研究揭示了外加冷却可改变金属凝固时组织的生长方式与组织形态。

目前，有关等离子弧喷焊的研究大多数是针对如何增强材料表面性能，而且针对发动机叶片修复的研究鲜有报道。因此，文中通过对等离子弧喷焊在DZ125合金表面熔覆Co基合金粉末EuTroLoy16006的过程中增加水冷装置的试验进行分析，探究其对熔覆层中组织变化及熔覆层显微硬度。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

试验基材为板厚3 mm的DZ125合金，试样尺寸为35 mm×25 mm;选用粒度为35～135 μm的德国卡斯特林公司生产的Co基合金粉末EuTroLoy16006作為等离子弧喷焊材料，其化学成分见表1、表2。

1.2 试验方法

设计制作的等离子弧喷焊水冷夹具如图1所示，将基材置于水冷夹具上，利用螺钉压紧铜块，从而压紧试样。采用卡斯特林公司提供的GAP2501DC型等离子弧喷焊设备进行熔覆试验，试验时，焊枪对准试样端面中心线位置，即在DZ125合金板材柱状晶生长的截面进行熔覆试验。工艺参数为：喷焊电流11 A，喷焊速度50 mm/min，送粉速度6 g/min，保护气体流量为5～10 L/min。试验保护气为纯度99.99%的氩气，离子气为φ（Ar）98%+φ（H2）2%的混合气体。

截取喷焊完的试样，如图2所示，图中XOZ面为垂直于熔覆层喷焊方向的平面，称为横截面;YOZ面为沿着熔覆层喷焊方向的平面，也是基材柱状晶的生长方向，称为纵截面;XOY面为平行于基材方向的平面，称为水平面。将截取的试样进行镶嵌，磨抛后腐蚀，腐蚀液成分为HCl∶HNO3=3∶1，腐蚀时间15 s。采用德国蔡司AxioScope A1金相显微镜观察熔覆层组织形貌，利用显微镜上的测量软件测量熔覆层晶粒尺寸。

采用德国布鲁克D8ADVANCE-A25 X射线衍射仪测量不同冷却条件下熔覆层的物相，测试工作电压40 kV，工作电流40 mA。采用EVA软件分析物相的相对含量及冷却条件对熔覆层析出相的影响。

使用QnessQ10A型显微硬度计测量熔覆层沿厚度方向的显微硬度分布，测试点间距为0.2 mm，载荷200 g，加载时间10 s，测量路径如图3所示。

2 试验结果与分析

2.1 熔覆层的组织形貌特征

不同冷却条件下的单道熔覆层纵截面宏观形貌如图4所示。由图可见，熔覆层的组织由柱状晶和等轴晶组成。熔覆层底部是自基材外延生长的柱状晶组织，其方向是垂直向上生长，当柱状晶生长到一定高度时，柱状晶向等轴晶转变。水冷条件下的柱状晶高度明显高于空冷条件下的柱状晶高度，等轴晶的形貌也更加清晰。

熔覆层柱状晶三个截面的显微组织如图5所示。其中图5a为熔覆层水平截面组织形貌，可见熔覆层水平面有许多“ 十字 ”形状的柱状晶;图5b为熔覆层纵截面组织形貌，可见由基材外延生长的柱状晶组织，一次枝晶臂细小;图5c为熔覆层横截面组织形貌，组织特征与纵截面基本相同。将此三个平面利用Photoshop构建的三维模型如图5d所示，可以清晰地观察到，熔覆层底部区域的柱状晶生长方向性与基材一致性良好，且柱状晶由细小的晶粒堆叠呈现蜂窝状，与基材的组织特征相似。

熔覆层等轴晶各平面显微组织形貌如图6所示。其中图6a为熔覆层水平截面组织形貌，可见在此平面内形成的是细小的等轴晶，有明显的轴向晶特征;图6b为熔覆层纵截面组织形貌，组织生长方向与水平面的组织基本相似;图6c为熔覆层横截面组织形貌，可清晰看见等轴晶的组织形貌特征;图6d为三个平面组织形貌构建的三维图。

无论是空冷还是水冷条件，Co基粉末在DZ125合金表面形成的等离子弧喷焊熔覆层组织都是先由界面外延生长出柱状晶，随后转变为等轴晶。分析认为，这是晶体生长过程中的温度梯度变化所致。金属在凝固时，熔融金属距固—液界面的距离不同，温度也不同，因此形成了温度梯度。金属凝固时的组织形态与固—液界面处液相的温度梯度存在一定关系

式中 G为液固界面前沿液相温度梯度;R为界面生长速度;DL为溶质在液相中的扩散系数;ΔT为平衡结晶温度间隔。凝固的组织形态由G/R决定，当固—液界面的G/R≥ΔT/DL时，晶体以平面凝固方式生长;当G/R<ΔT/DL时，固—液界面将会失稳，转变凝固生长方式，逐渐由胞状晶向柱状晶生长。

温度梯度对成分过冷的影响如图7所示。由图可见，温度梯度G0曲线与实际液相曲线相切，无成分过冷，凝固方式为平面生长;当温度梯度降低到G1时，出现成分过冷区域，固—液界面将会失稳，凝固方式由平面生长转变为柱状晶生长;当温度梯度降低至G2时，成分过冷程度增加，等轴晶比柱状晶更容易形核，凝固方式转变为等轴晶。

凝固时固—液界面移动对温度梯度的影响如图8所示，其中Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ分别表示界面温度为T0、T1、T2（T0

2.2 熔覆层中柱状晶占比

Co基粉末在DZ125合金表面形成的等离子弧喷焊熔覆层组织主要由柱状晶与等轴晶组成，定向凝固叶片的修复关注的是柱状晶。不同冷却条件下、不同层数熔覆层的显微组织如图9所示。由图可见，随着熔覆层数的增加，柱状晶生长高度增大，水冷条件下熔覆层中柱状晶的高度大于空冷条件下熔覆层中柱状晶的高度。

柱状晶面积在熔覆层总面积中的占比如图10所示。可见，随着熔覆层数的增加，柱状晶在熔覆层中的占比增加。空冷时，随着熔覆层数的增加，其柱状晶的高度增加较少;水冷时，随熔覆层数的增加，柱状晶的高度有较大的增加。空冷条件下，熔覆层数为一层时，熔覆层柱状晶占比为44.5%，熔覆层数为三层时，熔覆层柱状晶占比为49.1%;水冷条件下，熔覆层数为一层时，熔覆的柱状晶占比为53.9%，熔覆层数为三层时，熔覆层柱状晶占比为78.1%。相较于空冷条件，熔覆层数相同时，水冷条件下的柱状晶占比更大，表明水冷条件更有利于柱状晶的形成。

根据式（1）可知，其他条件相同，冷却方式不同，G空冷

2.3 熔覆层中的相分析

不同冷却条件三层熔覆层的XRD测试结果如图11所示。由图可见，熔覆层中有WC和Cr7C3强化相。表3为采用EVA软件分析得到的强化相相对含量，由图可见，水冷条件强化相的相对含量高于空冷条件。空冷条件下，WC和Cr7C3强化相的相对含量为14.1%和12.7%;水冷条件下，WC和Cr7C3强化相的相对含量为16.4%和15.8%，相对含量增加了2.3%和3.1%。可见，相较于空冷，水冷条件有更多的碳化物析出。

分析认为，碳化物的形核驱动力与过冷度呈正比关系，即过冷度越大，形核驱动力越大。水冷条件下，冷却速度快，过冷度大，碳化物的形核驱动力增大，形核率增高，因此水冷条件碳化物的相对含量要高于空冷条件。

2.4 熔覆层的显微硬度

两种冷却条件下熔覆三层得到的熔覆层硬度分布如图12所示。可见，柱状晶的硬度接近于基材，等轴晶硬度低于柱状晶硬度，随熔覆层等轴晶的增加，其显微硬度下降，接近熔覆层表面的等轴晶硬度最低。

图12中基材的硬度约为450 HV。水冷条件下，柱状晶区硬度为440～460 HV，等轴晶区硬度由440 HV下降到330 HV;空冷条件下，柱状晶区硬度为440～450 HV，等轴晶区硬度由440 HV下降到320 HV。由于水冷条件下得到的熔覆层中柱状晶占比高于空冷条件下的占比，因此，水冷条件可得到更宽的、与基材硬度一致的熔覆层。

硬度是一个性能指标，而性能又是由组织决定的。水冷条件下析出的WC和Cr7C3强化相的相对含量高，并且具有细小的柱状晶特征，因此，水冷条件下熔覆层的硬度高于空冷条件下的硬度。

3 结论

（1）等离子弧喷焊形成的熔覆层底部组织为外延生长的柱状晶，随熔覆层厚度的增加，转变为等轴晶。

（2）空冷条件下，单层熔覆层形成的柱状晶占熔覆层比例为44.5%，熔覆层数增加，柱状晶占比增加;水冷条件下，单层熔覆层中柱状晶所占比为53.9%，熔覆三层时，柱状晶占比为54%～78%。水冷条件下柱状晶的生长高度较空冷条件下的高。

（3）柱状晶的硬度与基材相近，等轴晶的硬度低于柱状晶，接近熔覆层表面的等轴晶硬度最低。在水冷条件下进行熔覆，可得到比空冷条件更宽的与基材硬度一致的熔覆层。

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