变功率激光熔覆镍基涂层裂纹特性研究

黄 哲,杨广峰,崔 静

(1.中国民航大学中欧航空工程师学院,天津 300300；2.中国民航大学航空工程学院,天津 300300)

1 引 言

民用航空发动机通常使用大涵道比的涡扇发动机,其热端部件通常由高温合金作为材料以应对复杂的服役环境。K417G以镍为基体的K417高温合金为基础,针对性改变Co、Ti、Cr等合金成分含量,保持中高温高强度性能的基础上提高可塑性以及韧性,降低密度,目前已经被大规模应用于高压涡轮的一二及导向叶片以及涡轮盘等热端航发部件[1]。由于热端叶片长时间处于高温周期性循环作业的工况条件,服役部件易产生磨损、断裂等失效情况,频繁更换部件会提高生产成本有悖于民航运输经济理论,因此通过表面技术提高叶片表面性能,延长叶片服役寿命是目前航空研究热点方向。GH3536是一种在镍铬合金原有基础上加入钼以及大比例的铁元素的一种新型镍基高温合金,可塑性高、抗持久蠕变能力强、抗氧化性优异[2]。将GH3536粉末通过激光熔覆手段在K417G基体表面制备熔覆涂层,能够在保证基体材料原本优势基础上强化其表面性能。本文通过变功率激光熔覆实验,探究激光功率变化对涂层组织裂纹的影响。

2 实验部分

本实验的基体材料选用镍基高温合金K417G,其化学元素成分见表1,将棒状合金通过线切割机切割成长条形板材,基材物理尺寸为50 mm×30 mm×10 mm。将切割好的基体材料上表面进行打磨抛光,然后使用酒精进行表面清洗并用超声波去污,之后放入干燥箱备用[3]。熔覆粉末选择为纯度大于99.99% 的镍基高温合金GH3536粉末,化学成分见表2,粒径为150～1000 μm,在熔覆前将粉末放于真空箱中进行干燥与预热。

表2 GH3536镍基高温合金粉末化学成分(wt%)

采用COHERENT HighLigh-10000D系列大功率工业激光器激光器进行同轴送粉同向多道激光熔覆实验,通过前期文献查阅以及实验探索确定合适实验参数范围,并确定本次实验参数为工业上常用的光斑直径2 mm、离焦量30 mm、氩气保护流量10 L/min固定送粉速度4.3 g/min,扫描速度5 mm/s。通过控制变量进行变激光功率组实验,激光功率分别为(a)600 W、(b)800 W、(c)1000 W、(d)1200 W；将制备好的试件冷却清洗后进行宏观形貌观察得到的熔覆层表面形貌如图1所示,多道同向搭接熔覆层相互平行、排列规整,涂层表面规则均匀,宏观下无表面开裂,破损等缺陷,熔覆层与基体材料冶金结合效果良好,激光熔覆总体成型质量优异。随着激光功率提升,表面颜色由最初的银白金属光泽逐渐发暗、变黄直至产生紫蓝色光泽,熔覆层表面经历了由浅转深的过程[4]。

图1 熔覆层表面宏观形貌

3 实验结果与讨论

3.1 熔覆层裂纹形成机理分析

激光熔覆中的凝固过程一起特性会对熔覆层凝固组织产生约束应力、组织应力以及热应力[5],在激光熔覆复杂的应力作用中热应力对熔覆层裂纹的影响尤为明显。激光熔覆过程会在基体材料表面形成一个不断移动的熔池,伴随送入的熔覆粉末迅速熔化凝固形成熔覆层,使得过程中出现较大的温度梯度而形成应力集中。本实验中熔覆材料与基体材料同为镍基高温合金,两者之间熔点、线膨胀系数等热物性存在的差异有限但也在一定程度上加剧了产生熔覆层裂纹与孔洞等缺陷的可能。

通过扫描电镜观察熔覆层中如图2所示的不同种类裂纹缺陷。图2(a)、(b)为熔覆层中生长方向及组织结构不同的枝晶之间的裂纹,不同树枝晶与柱状晶之间在凝固时温度梯度过大晶枝组织在交接位置产生应力导致裂纹缺陷。裂纹沿晶枝组织边界生长,部分裂纹围绕小区域晶枝四周产生绕晶裂纹。

激光熔覆层中奥氏体晶界上存在许多微小的孔洞如图2(c)所示,由晶枝组织的析出物脱离产生,熔覆层的镍基高温合金在γ’相析出时,往往与镍基奥氏体母相之间产生较大的错配度,这种错配度在凝固时会导致应力应变产生使得析出物脱离母相留下微小孔洞。距离相近的孔洞容易形成裂纹,形成的微小裂纹大多与晶枝的方向相同,因此同一区域内方向相同的微小裂纹会联结扩展,导致沿晶间生长的微观裂纹[6]。底部区域在激光熔覆过程中受到的应力是最复杂的,包含组织应力、热应力、约束应力等综合作用,最易产生裂纹缺陷,如图2(d)所示。熔池底部的基体材料是固定的,温度与熔池温度差距极大,二者导热率、线膨胀系数等热物性参数也存在差异,凝固过程中极易产生应力集中形成裂纹源扩展出大片裂纹[7]。

图2 熔覆层裂纹洞孔微观形貌

通过扫描电镜对不同试件进行观察,发现激光功率不同的熔覆层微观组织中裂纹的数量与程度都有较大差异,例如图2(d)中较为严重的大范围裂纹只存在于少量实验组试件,以此进一步探究激光功率的影响。

3.2 激光功率对熔覆层裂纹影响

根据激光熔覆工艺参数与熔覆层裂纹率之间的回归方程以及相关实验结果表明,激光功率在各实验参数中对熔覆层裂纹的影响是最大的。由下至上依次分析熔覆层各区域的裂纹缺陷情况,图3所示为不同功率制备的涂层平面晶区域的微观组织形貌。1200 W下制备的涂层底部存在孔洞、夹渣等缺陷,适当降低激光功率在底部结合区附近的缺陷大量消失、成形质量提高。熔覆粉末受激光辐射迅速熔化升温而基体材料未在激光作用范围,二者温差极大,当熔池开始凝固时由下至上,底部区域最先凝固成平面晶,当热量输入较小时,底部平面晶生成时间缩短,平面晶厚度降低同时孔洞缺陷减少。

图3 平面晶区域微观形貌

图4中不同功率制备的熔覆层底部树枝晶组织裂纹程度有明显差异。随着激光功率升高,熔池整体温度提升,熔覆层组织因此获得更为充分的流动过程与凝固时间,熔池充分流动减少了形成孔洞、夹渣等缺陷产生的可能,更久凝固过程保证了树枝晶生长方向的统一性。因为600 W功率过小,熔覆过程时间短,合金粉末融化不充分或内部的渣屑、气孔不能排除,因此在熔覆层底部造成许多孔洞、裂纹缺陷[7]。适当提高激光功率,可以延长熔池存在时间减轻晶枝组织缺陷。

图4 枝状晶区域微观形貌

比较图5中不同功率下熔覆层顶部等轴晶区域微观组织发现,相比于600 W制备的试件1000 W激光功率形成的熔池最高温度更高,熔池存在时间延长,熔覆层等轴晶区域有更充分的凝固过程。因此提高功率可以使中上部的孔洞缺陷减少并且晶枝生长分布更加规律。激光功率在实验范围内提高时,会减少中上部裂纹、孔洞的数量及规模,有利于提高涂层的物理性能,但激光功率提高引起平面晶的厚度上升并增加在平面晶以及其相邻区域出现裂纹的可能性。通过综合比较,本实验参数工况下选择激光功率800 W制备的熔覆层成型质量最为优异。

图5 等轴晶区域微观形貌

3.3 熔覆层元素偏析与裂纹关系

通过对比EDS能谱仪对于裂纹区域扫描结果分析发现,存在裂纹缺陷的区域有明显的C元素富集。并且通过元素偏析结果推断出析出物富集位置与裂纹缺陷区域高度重合,组织中微孔洞的形成与析出碳化物有直接关系,由于元素偏析位置不尽相同,而碳化物晶间析出物与基体分离形成的微孔洞位置一致,因此等轴晶区域沿晶开裂。如图6所示。

图6 裂纹区域EDS能谱扫描结果

对不同激光功率试件进行EDS能谱扫描,图7为不同功率下熔覆层中上部区域偏析情况对比,树枝晶中Cu、C、Mo明显偏析,当功率较低时,中上部整体C元素含量较低,偏析明显,而随着功率增加,元素密度增加导致晶内集中,使得C元素偏析减弱。化学平衡常数分配系数k是大于平均值的Cu元素凝固时会在微观组织中先凝固的晶枝内部富集,而k小于平均值的Mo元素不断地向后凝固的晶间液态中扩散转移,最终在枝晶晶间成分富集,间隙过冷形成低熔点共晶产物析出相[8]。Cu、Mo随着激光功率增加,元素偏析情况逐渐减弱。

图7 不同功率下熔覆层中上部EDS能谱检测结果

图8为熔覆层中底部及与基体交界区域组织的Cu、Mo、C三种元素在不同功率下的EDS扫描结果。随着熔池输入能量上升,凝固时的枝晶结构中偏析情况就会减轻,随着激光功率升高,熔覆层底部C元素整体浓度降低,并且C元素的整体含量向平面晶区域集中[9]。由于熔池输入能量提高,熔池温度提高,熔池存在时间延长导致凝固所需时间延长,C元素在熔池凝固时向上方扩散有了更充裕的时间,因此底部C元素浓度降低。

图8 不同功率下熔覆层与基体交界处的偏析情况

结合熔覆层不同高度区域的EDS扫描结果分析,熔覆层的元素偏析导致的晶间析出相是裂纹缺陷产生的主要原因,大部分裂纹的EDS扫描结果都存在C元素富集,对于GH3536涂层来说,适当提高Ni元素占比或改变功率以控制碳化物的晶间析出相均有助于增强韧性减低裂纹数量[10]。

4 结 论

(1)镍基高温合金K417G熔覆GH3536粉末制备的涂层表面平整规则,无明显缺陷。参数为送粉率4.3 g/min,扫描速度速度5 mm/s,光斑直径2 mm,离焦量为0,保护气体流量10 L/min,预热温度为 200 ℃时,最佳激光功率参数为800 W。改变参数设定会影响最佳效果的激光功率值,但激光功率变化对于裂纹影响的规律具有普适性。

(2)通过分析不同功率下涂层各晶枝组织区域的成型质量,在实验范围内激光功率提高时,会减少裂纹以及孔洞的数量及规模,有利于提高涂层的物理性能,但会提高平面晶厚度并降低平面晶区域晶枝组织质量。

(3)熔覆层中Cu、Mo、C等元素会发生偏析,偏析程度随激光功率变化而改变。熔覆层的裂纹、点蚀、孔洞等缺陷与熔覆层碳化物析出相富集位置高度重合。