李文杰,汪 力,陈志国,

(1.中南大学材料科学与工程学院,湖南 长沙 410083；2.湖南人文科技学院材料工程系,湖南 娄底 417000)

1 引 言

镍基高温合金通常由有序的金属间沉淀相如 γ′-Ni3(Al,Ti)或者 γ″-Ni3Nb 来强化,由于具有优异的耐高温、抗蠕变和抗氧化腐蚀性,因而广泛应用于燃气轮机、火箭发动机、航空涡轮机等有挑战性的高温环境中[1-2]。镍基单晶高温合金去掉了低熔点的晶界强化元素,提高了初熔温度[3],通过定向凝固工艺可以制备出单晶叶片,由于没有横向晶界,大幅提升了沿生长方向的强度,因而常用于制备航空发动机的涡轮叶片。然而传统的铸造工艺耗时长、价格高、流程复杂,如果涡轮叶片出现磨损或者裂纹,替换叶片价格高昂,所以修复乃至制造单晶叶片具有很高的价值。

外延激光金属成形(E-LMF)是Gäumann等[4]开发的用于修复单晶叶片的先进工艺,这个工艺的基础是喷粉模式的金属增材制造技术——激光金属成形(LMF)[5-6]。E-LMF工艺的热输入很小,可以形成极大的温度梯度,与合适的凝固速度配合就可以实现外延生长[4,7]。然而这个工艺主要会面临两个问题:杂晶和裂纹。一般来说,杂晶是由于温度梯度和凝固速度无法满足Gn/V>KCET,从而发生了柱状等轴转变引起的[4,7]。刘朝阳等[8]通过预冷来维持大的温度梯度从而抑制杂晶的产生。另外,王华明等[9]发现基板的偏析也会导致杂晶在基板重熔区界面处产生杂晶,故而沉积前需要对基板进行均匀化处理。镍基单晶高温合金的Al+Ti的含量一般大于5.5 %(质量分数)[10],而镍基高温合金在Al+Ti含量大于4 %(质量分数)时就被认为是不可焊的[11],因此镍基单晶高温合金是具有明显的裂纹敏感性的。E-LMF沉积镍基单晶高温合金时由于极大的温度梯度和多次的循环加热,会产生很大的热应力,因此探索合适的工艺配合来实现无裂纹的外延生长是一个有挑战性的问题。

过去的研究主要集中在镍基单晶高温合金的单道重熔、单道熔覆以及薄壁沉积[8,12-14],由于循环加热次数不多所以热应力有限,实现无裂纹的外延生长没有很大的挑战。然而E-LMF沉积块状镍基单晶高温合金由于循环加热次数多,热应力累积大,实现无裂纹的外延生长十分困难。本文使用第一代镍基单晶高温合金DD407作为基板和粉末材料,研究镍基单晶高温合金块的E-LMF沉积,并对外延区域、非外延区以及裂纹区的微观组织演变及形成机理进行了较系统研究。

2 实验材料及方法

2.1 实验材料与工艺

实验采用DD407粉末和基板,名义化学成分为Ni-8.1Cr-5.5Co-5.8Al-2Ti-5W-3.5Ta-2.2Mo(质量分数,%)。气雾化制备的粉末粒度为50～100 μm,沉积前在100 ℃下干燥1 h。定向凝固制备的单晶棒材直径14 mm,晶体取向为[001]方向,并进行了1300 ℃/3 h/AC+ 1080 ℃/6 h/AC+ 870 ℃/20 h/AC的均匀化热处理,用电火花线切割将棒材切成3 mm厚的圆片作为基板。基板在沉积前用SiC砂纸打磨掉表面氧化层并用无水乙醇清洗。如图1(a)所示为沉积设备,采用光纤激光器,最大功率4000 W,通过氩气载气同轴送粉；图1(b)为扫描示意图,激光束在单晶衬底的(001)晶面上沿[100]方向扫描,沉积时间5 min。工艺组合如表1所示,其中一般水冷指基板直接放在水冷装置上,硅脂水冷指在基板与水冷装置间涂了一层硅脂。其他参数为:送粉速度3 g/min,光斑直径2 mm(0.5～2 mm为宜),搭接率50 %(与设备及其他参数相匹配,通过实验确定),氩气载气流量12 L/min(与设备相匹配),水冷装置水温25 ℃,水流速度1.2 L/min。

(a)沉积设备

表1 工艺组合

2.2 微观表征

电火花切割沿y方向切割沉积样中部,沉积样的横截面(y-z平面)作为微观结构表征的表面。横截面用80-150-400-800-1200目砂纸打磨,然后用1.5 μm金刚石抛光膏抛光至镜面,用80 mL水+100 mL盐酸+20 g硫酸铜刻蚀15 s,通过光学显微镜(LEICADM4M)进行金相观察。SEM用场发射扫描电子显微镜(Sirion 200,FEI)的二次电子(SE)模式表征,元素分布用设备附带的EDS进行测量。SEM测试样品用48 %浓硫酸+40 %浓硝酸+12 %磷酸溶液在5 V电压下电刻蚀5 s。

3 实验结果与讨论

3.1 各工艺组合下的微观组织

图2为各工艺组合下的沉积样横截面金相图,其中(a)、(b)、(c)分别为空冷、一般水冷及硅脂水冷,工艺参数均为400 W、10 mm/s、3 g/min；(d)、(e)、(f)分别为空冷、一般水冷及硅脂水冷,工艺参数均为500 W、10 mm/s、3 g/min；(g)、(h)、(i)分别为空冷、一般水冷及硅脂水冷,工艺参数均为500 W、13 mm/s、3 g/min。可见在400 W、10 mm/s、3 g/min的工艺参数下均出现了较多裂纹,在硅脂水冷情况下也均出现了比较严重的裂纹,这是由于在这两类情况下的冷却速度较大导致了较大的热应力[15],大的热应力诱发了裂纹的产生[16]。在500 W、10 mm/s、3 g/min空冷和500 W、13 mm/s、3 g/min空冷及一般水冷的情况下,组织外延生长连续性良好,也没有严重的裂纹产生,这是由于在这三种情况下形成了良好的工艺配合,没有产生过大的热应力。

图2 样品横截面局部显微组织

值得注意的是,先前的研究表明,在单轨熔覆或者薄壁沉积的过程中,强制冷却有利于形成大的温度梯度,从而有利于外延生长[8,12-14],但是将这个策略拓展到块沉积时发现容易出现较多裂纹。导致这个现象出现的原因是在块沉积过程中,循环加热次数显著增加,这使得沉积块中积累了更大的热应力,而强制冷却进一步促进了热应力的累积。虽然强制冷却有利于维持足够的温度梯度并于有利于外延生长,但是过大的热应力诱发了裂纹的产生,这使得强制冷却策略经常得不偿失。当然,合适的强制冷却策略也是可取的,重点在于要防止出现过大的热应力[16]。比如在500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷的情况下就产生了无裂纹的连续外延生长组织。

3.2 良好工艺组合下的微观组织演变与形成机理

从图2可以看出(d)、(g)及(h)对应比较良好的工艺,对相应沉积样品横截面的外延区、非外延区及裂纹区微观组织进行讨论。图3为500 W、10 mm/s、3 g/min空冷情况下的横截面微观组织,可见大部分区域实现了无裂纹的连续外延生长,只在左端出现了明显裂纹。图3(b)展示了沉积块中部区域枝晶连续外延生长的情况,这是通过重熔掉前一层的杂晶层实现的[4]。图3(c)中所示的裂纹区域可见裂纹两侧枝晶生长取向出现较大差异,表现为沿晶开裂[17],这会产生大角度晶界,而大角度晶界具有更强的裂纹敏感性[18]。图3(d)中所示为沉积样左端裂纹集中区,可见靠近右侧的裂纹一部分顺着枝晶生长方向,还有一部分沿着层间扩展；靠近左侧的裂纹分布在生长方向不同的枝晶的交界处。这些裂纹的产生可以归因于以下几方面。首先是端部只有一边可以散热导致了“端部效应”[19],热量发生累积,一方面使得端部热应力增加导致开裂倾向增加；另一方面会使得液膜在低温下稳定或者热影响区(HAZ)的γ-γ′共晶或粗大γ′相发生液化从而诱发凝固裂纹或者液化裂纹。其次是枝晶生长的杂乱会产生大于15°的大角度晶界,而大角度晶界会增加热裂纹敏感性[18]。最后是层间交接区或者搭接区经历了两次热输入,具有更大的热应力,这也会增大热裂纹敏感性。

图3 工艺参数为500 W、10 mm/s、3 g/min空冷的横截面微观组织

图4为500 W、13 mm/s、3 g/min空冷情况下的横截面微观组织,可见产生了只有少量裂纹的连续外延生长组织。图4(b)所示为一处裂纹,可见裂纹处于生长不一致的枝晶交界处,而交界处会产生大角度晶界,大角度晶界具有裂纹敏感性[18]。图4(c)为沉积样右上角区域,可见在熔池底部枝晶生长方向为[001]方向,熔池左侧出现了[001]到[010]方向的转变,熔池顶部出现了杂晶,其中熔池左侧的枝晶生长方向转变区和熔池顶部的杂晶区为非外延区。由于镍基高温合金是面心立方结构,枝晶以最接近热流方向的<001>方向优先生长,故而选择了最接近固液界面法线的取向生长[4,20]。其中在熔池底部最接近固液界面法线的取向为[001],所以熔池底部的枝晶生长方向为[001]方向；随着熔池底部坡度的增加,最接近固液界面法线的取向变为[010],所以在熔池左侧枝晶生长方向变为[010]。在熔池顶部由于温度梯度减小导致Gn/V

图4 工艺参数500W、13mm/s、3 g/min空冷横截面微观组织

图5为500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷情况下的横截面微观组织,可见产生了无裂纹的连续外延生长组织。图5(b)为沉积样中部区域,可见连续外延生长的枝晶。图5(c)为沉积样上层区域,可见枝晶生长方向发生了偏转,但是未见裂纹,说明枝晶偏转不严重,没有形成大角度晶界从而带来裂纹敏感性[18]。枝晶生长发生偏转的原因是熔池内发生了对流导致局部区域出现溶质分布改变从而出现枝晶迎流生长[23]。图5(d)为沉积样右上角,可见三角区域的枝晶生长方向为[010]方向,而周围均是[001]方向,原因在于热流方向发生了变化。

图5 工艺参数500 W、13 mm/s、3 g/min一般水冷横截面微观组织

综上所述,沉积样的主体为连续的外延生长区；在两端和表面存在非外延区,非外延区主要由两部分组成:由于热流方向的改变引起的枝晶转向区以及由于柱状等轴转变(CET)引起的杂晶区；另外,在局部区域还存在由过大的热应力以及大角度晶界诱发的裂纹。

3.3 析出相分布与形成机理

图6为各区析出相情况,可见基板区析出了方块状的γ′相,热影响区的γ′相发生了部分重溶并析出了细小的二次 γ′ 相,沉积区的枝晶间析出了粒状 γ′ 相并且比基板区的 γ′ 相细小很多,而枝晶间没有析出 γ′ 相。图7所示为枝晶间和枝晶内元素的偏析情况,可见Al、Ti、Ta在晶间偏析,W在晶内偏析,而Cr、Co、Mo偏析不明显,这与先前的研究一致[25-26]。其中Al、Ti、Ta为 γ′ 相形成元素,其在枝晶间偏析使得枝晶间的 γ′ 相形成元素浓度升高,形核驱动力增大[24],进而优先在枝晶间析出了 γ′ 相。由于激光沉积过程中极快的冷却速度,这些 γ′ 相来不及长大,故比基板区细小许多,并且枝晶内的 γ′ 相析出被抑制,所以没有在枝晶内观察到 γ′ 相。值得注意的是,如图6(d)所示,在沉积区观察到了 γ-γ′ 共晶,而 γ-γ′ 共晶是产生液化裂纹的条件之一[27],前文出现的裂纹可能是由于 γ-γ′ 共晶液化导致的,所以需要对沉积样进行均匀化处理防止液化裂纹的出现。

图6 各区析出相情况

图7 枝晶内与枝晶间元素偏析情况

4 结 论

(1)一定的能量输入与冷却方式配合(如在500 W、13 mm/s、3 g/min与水冷配合)可以实现块状镍基单晶高温合金无裂纹的外延生长；

(2)沉积样主体为枝晶生长方向为[001]方向的连续外延生长区,在两端和表面存在非外延区,非外延区主要由两部分组成:由于热流方向的改变引起的枝晶转向区以及由于柱状等轴转变(CET)引起的杂晶区；

(3)在枝晶间析出了 γ′ 相,而枝晶内没有 γ′ 相析出,这是由于 Al、Ti、Ta 在枝晶间偏析导致的。