分享：电磁复合场对Ni60合金凝固过程中显微组织和裂纹的影响

林英华1, 2, 袁莹1, 2, 王梁1, 2, 胡勇1, 2, 张群莉1, 2, 姚建华1, 2, 

1 浙江工业大学激光先进制造研究院 杭州 310014
2 浙江省高端激光制造装备协同创新中心 杭州 310014

摘要

关键词： Ni60合金 ; 激光熔覆 ; 电磁复合场 ; 裂纹

Ni60合金是一种低熔点、高硬度、脱氧造渣能力强的镍基自熔性合金,在服役过程中能保持优异的耐磨性、持久性以及出色的抗氧化性、耐蚀性和抗高温氧化能力,目前已在轧钢机齿轮、风机叶片等石油化工领域得到广泛应用。传统Ni60合金主要采用喷涂的方式制备,虽可获得较优异的使用性能,但普遍存在涂层致密度低、结合力差等问题,限制了Ni60合金的使用寿命[1,2]。尤其在一些复杂服役条件下,Ni60合金表面可能既要承受冲击磨损,还要承受氧化、高温软化等,从而对Ni60合金涂层的致密性和界面结合强度提出更高的要求。而激光表面强化是一种采用高能激光束辐照到待加工材料表面使之迅速熔化、扩展及快速凝固,从而获得与基材呈冶金结合且组织致密的涂层制备新技术,可有效解决传统喷涂技术中存在的不足之处[3,4]。目前,很多学者通过选用恰当的激光工艺参数,基本上可实现单道Ni60合金层无缺陷与基材界面冶金结合的制备[5,6]。

然而,在多道激光搭接过程中,受热累积与热冲击等因素影响,不同道次激光熔池的传热与传质都可能会发生改变,导致熔覆层形成形态、大小和方向各异的不均匀凝固组织。又由于Ni60合金粉末由多种元素组成,导致在大面积激光搭接过程中易出现Cr、Si偏聚于Ni基体中,从而造成微区晶格畸变过大[7,8],且形成过高含量的(Cr, Fe)23C6、CrB等脆性相[8,9],最终造成Ni60合金出现开裂。本课题组的前期研究[10,11]表明,通过在激光熔覆过程中同时耦合电场和磁场,利用电磁复合场(EMCF)的协同作用,在激光熔池区域产生感应Lorentz力和定向Lorentz力,作为外加体积力,不仅可对熔池流速产生明显的抑制作用,还能实现对增强颗粒分布的灵活调控。因此,本工作通过引入电磁复合场辅助激光熔覆,通过影响熔池内部的流体流动与增强颗粒在熔池中所受到的等效浮力,实现对多道次Ni60合金层缺陷与组织结构的有效调控。

1 实验方法

实验基材选用AISI 316L不锈钢基板。将试样机加工成长条状,具体尺寸为240 mm×20 mm×10 mm。基材表面用水砂纸进行逐级打磨至1200号,并用无水酒精和丙酮清洗,以除去试样表面可能残存的氧化物和油污等杂质。熔覆材料选用镍基自熔性合金粉末Ni60,粉末呈球形,颗粒直径为1~35 μm,其化学成分(质量分数,%)为：C 0.5,Cr 18.0,Si 4.5,B 3.0,Fe 15.0,Ni余量。激光加工前,把Ni60粉末在120 ℃真空干燥箱烘干60 min以提高粉末的干燥度。

采用电磁复合场辅助激光熔覆制备Ni60合金层,电磁复合场辅助激光熔覆的示意图如图1所示。首先,保持激光束垂直作用于样品台,采用同轴送粉、Ar气保护的方式进行大面积多道激光熔覆,并使光斑中心、粉斑中心与样品台纵向对称面重合。其次,将试样装夹在电磁复合场施加装置中。由于试样被底座固定,试样本身不发生位移。电磁复合场装置中的磁场和电场分别由电磁铁和直流电提供。其中,稳态磁场的电源由直流电源提供,最大功率1500 W,磁感应强度的调节范围为0~2.0 T;形成稳态电场所需的直流大电流由大容量蓄电池(2 V,300 A ?h)提供,其电流由75 mV分流器的电压值获得。熔覆所用激光器为Laserline 2 kW半导体激光器,运动机构为ABB工业机器人。为了能更明显地反映出电磁复合场对Ni60合金熔覆层内部缺陷与组织的影响规律,选用的工艺参数为：磁感应强度0.6 T (方向垂直于基材平面向上),送粉量20 g/min,激光束扫描速率12 mm/s,激光功率1.4 kW,光斑直径4 mm,搭接率40%,保护气(Ar气)流速15 L/h。

图1   电磁复合场(EMCF)辅助激光熔覆过程示意图

Fig.1   Schematic of laser cladding process with an electric-magnetic compound field (EMCF)

熔覆过程中,将试样熔覆区置于磁场中,同时在熔覆区通入直流电流。通过外加稳态磁场和电场的协同作用,完成熔覆层的制备。在电磁复合场辅助激光熔覆过程中,由于导电流体在稳态磁场中的运动会生成感应电流,该感应电流在磁场作用下形成感应Lorentz力,感应Lorentz力的方向与熔池对流方向相反,主要起抑制熔池流速的作用[12,13]。而通过耦合不同方向的稳态电场,使得熔池区域产生不同方向的定向Lorentz力。当Lorentz力方向向上时,在稳态磁场抑制作用下,熔池流速会被进一步降低[14,15]。

熔覆后,利用液体的渗透现象、毛细作用和吸附原理来观察熔覆层表面是否产生裂纹。探伤时,首先将红色渗透剂施加在被检表面,经过10 min着色后,用清水冲洗表面渗透剂;然后再施加白色显像剂,通过观察在白色背景上是否呈现红色缺陷痕迹来判断熔覆层表面是否出现开裂;最后用5D Mark IV照相机记录熔覆层表面是否出现裂纹行为。接着,试样经电火花线切割、研磨、抛光,用体积比为HCl∶HNO3=1∶3的腐蚀剂腐蚀后,利用Axio Imager 2金相显微镜(OM)和SIGMA HV-01-043扫描电子显微镜(SEM)观察熔覆层内部缺陷和显微组织,并采用Nano Xflash Detector 5010能谱仪(EDS)分析熔覆层微区的元素种类和含量。采用E-rule软件测试多道次熔覆层厚度,即沿每道次熔覆层横截面的中垂线进行测试。同时,为了确保结果的可靠性,对一块试样切取2个截面进行类比。采用D8 Advance型X射线衍射仪(XRD)对所得熔覆层进行物相分析,即从熔覆层沿平行于熔覆方向截取尺寸为10 mm×10 mm的方块,经过砂纸机械打磨、丙酮酒精清洗吹干后,利用XRD分析熔覆层的相组成。XRD选用参数为：加速电压35 kV,电流200 mA,采用Cu靶(波长0.154060 nm),扫描速率为3°/min。采用HDX-1000型数字显微硬度计进行显微硬度测试,加载载荷为300 g,加载时间10 s,沿熔覆层的横截面由表及里进行测试,间隔为100 μm。

2 实验结果与分析

2.1 电磁复合场对激光多道搭接Ni60合金熔覆层缺陷的影响

图2为激光功率P=1.4 kW、激光束扫描速率V=12 mm/s条件下施加EMCF前后Ni60合金熔覆层表面着色探伤图。可以看出,在无EMCF条件下,熔覆层表面出现了多条明显的纵向裂纹,而且部分裂纹还出现了分叉行为(图2a)。而施加EMCF后,熔覆层表面都未探伤到裂纹,而且熔覆层表面成形质量也得到了改善。熔覆层表面质量得到改善主要有2方面的原因：(1) 由于熔覆过程中,熔池表面张力导致能量与熔液出现起伏,又由于基材的激冷作用,熔池凝固速率极快,极易导致熔覆层表面出现波纹。而施加EMCF后,会在激光熔池区域产生感应Lorentz力和定向Lorentz力,对熔池的流动起到抑制作用[10,11],降低了熔覆层表面波纹的形成几率。(2) Ni60合金由多种元素组成,在激光熔覆条件下,会通过原位反应形成多种新相[16,17],由于不同相之间的熔点及密度不同从而造成生成相析出顺序不同,导致在高速熔池流动过程中,发生碰撞与凝固几率提高而出现成分偏析。由于不同物相的体积不同,导致熔覆层某些区域体积发生微小变化,可在同等情况下加大熔覆层表面成形的不规则性。而施加电磁复合场后,改变了熔池内部流动行为,通过降低析出相的碰撞与凝固几率,进而降低了成分不均匀性。

图2   施加EMCF前后Ni60合金熔覆层的表面着色探伤图

Fig.2   Surface dye inspection images of Ni60 alloy coatings without (a) and with (b) EMCF

图3为P=1.4 kW、V=12 mm/s条件下施加EMCF前后的Ni60合金熔覆层纵截面的OM像。可以看出,在无EMCF条件下,出现了直接扩展到熔覆层底部的裂纹,并且出现了很多大尺寸气孔,这些气孔分布具有随机性(图3a)。而施加EMCF后,不仅熔覆层内部裂纹得到抑制,而且气孔缺陷也消失(图3b)。同时通过统计横截面熔覆层厚度(图4),发现引入EMCF后,熔覆层厚度并没有发生很大变化,仅降低了10~20 μm。熔覆层内部气孔的消除主要有3方面的原因：(1) 气体的存在是形成气孔的先决条件,熔覆过程中气体主要来源于Ni60合金粉末和保护气混入的水汽及外界气体的侵入,主要包括氮气孔、氢气孔和碳氧气孔等。由于Ni60属于低熔性自熔合金,在高激光功率密度辐照下,形成激光熔池的过程中熔覆材料会产生材料蒸发而形成匙孔[18]。而气泡的形成与匙孔的塌陷有密切关系,即匙孔的稳定性对于气泡的产生有着决定性的作用[19]。由于在激光持续的辐照过程中,匙孔会进行周期性的膨胀、颈缩。而匙孔底部的金属蒸气压力大,导致匙孔的稳定性变差,这种不稳定的匙孔就容易出现颈缩而形成气泡[20]。又由于熔池底部凝固速率极快,导致气泡还未来得及上浮就发生凝固,因此在熔覆层底部极易残留气孔。而施加EMCF后,激光熔池的流动行为发生变化,抑制了气泡萌生的外部压力并降低了液态金属中气体的饱和度,增强气体的逸出速率,因而气孔也更难形成。(2) 施加EMCF后,通过数值模拟与实验验证 [10,11]发现,熔池表层的温度升高,这会提高等离子体向外辐射能力,使激光熔池匙孔数量减少,因此能减少气孔在熔覆层内部的残留。(3) 当激光熔池中匙孔塌陷形成气泡后,由于激光熔池流动紊乱,许多大尺寸的气泡并不能在浮力的作用下上浮,而是被强大的液态金属流动所陷,易在凝固前沿形成大尺寸的气孔。而施加EMCF后,熔池流动行为发生变化,使气泡更易上浮逸出熔池。

图3   施加EMCF前后Ni60合金熔覆层纵截面OM像

Fig.3   Vertical section OM images of Ni60 alloy coatings without (a) and with (b) EMCF

图4   施加EMCF前后不同道次熔覆层厚度

Fig.4   Thicknesses of coatings at different positions without and with EMCF

Ni60合金熔覆层表面是否出现开裂的影响因素比较复杂。目前还没有工具能直接检测出熔覆层内部裂纹源的形成。接下来将通过脆性相种类与含量、晶格畸变程度、显微组织变化、组织均匀化等方面来研究Lorentz力对Ni60合金熔覆层裂纹的抑制机理。

2.2 熔覆层XRD物相分析

图5为施加EMCF前后Ni60合金熔覆层表层和底部的XRD谱。可以看出,施加EMCF后,整个衍射峰的偏移程度降低,说明施加EMCF后,熔覆层的晶格畸变程度降低。而且XRD峰的部分峰位与强度还发生了明显变化。施加EMCF后,在衍射角为30°~40°之间,熔覆层表层的2个衍射峰(衍射角为32.3°和38.6°)消失。通过与标准卡片对比,主要为CrB、Ni3B、(Cr, Fe)23C6的衍射峰;在衍射角为40°~60°之间,施加EMCF前,熔覆层表层和底部出现了4个衍射峰,而施加EMCF后,衍射峰减少到2个。即施加EMCF后,衍射角为45°和57°附近的CrB、Ni3B的衍射峰消失。然而,施加EMCF后,衍射角为51°的γ-Ni、FeNi3、(Cr, Fe)23C6衍射峰强度明显增强。其中γ-Ni、FeNi3具备较优异的塑性,有利于缓解熔覆过程中应力集中。在衍射角为70°~80°之间,施加EMCF后,不仅衍射峰强度明显降低,而且熔覆层表层的衍射峰还被演化成2个小的衍射峰,但熔覆层底部的衍射峰强度变化不明显。即施加EMCF前,此处物相主要为γ-Ni、FeNi3、(Cr, Fe)23C6等,而施加EMCF后,该区域物相主要为γ-Ni、γ-(Fe, Ni)等;在衍射角为90°~100°之间,施加EMCF后,衍射峰强度也略微降低,而且衍射角为92°附近的衍射峰也出现了偏移。

图5   施加EMCF前后Ni60合金熔覆层表层和底部的XRD谱

Fig.5   XRD spectra of top layer (a) and bottom layer (b) of Ni60 alloy coatings without and with EMCF

可见,施加EMCF后,很多衍射峰的强度降低甚至消失,说明熔覆层中的物相含量减少。然而,熔覆层中不同物相的某些衍射峰晶面间距相近,同时在远离平衡态下物相的固溶极限扩大,导致很多相的晶格常数发生变化,因而增加了熔覆层中物相种类鉴别与含量测量的难度。由于存在重叠峰,因此仅从衍射峰无法精准判断出韧性相与脆性相的变化规律,还需要结合显微组织与EDS测试来进一步分析相种类、含量及晶格畸变程度。

2.3 显微组织分析

图6为未施加EMCF的第1和第5道次Ni60合金熔覆层横截面的SEM像。从图可见,第1和第5道次熔覆层内部都出现了2种不同衬度的显微组织。深灰色主要为类颗粒状组织,小颗粒的尺寸大部分在1.5~2.5 μm之间,而大颗粒的尺寸大部分在4~6 μm之间。2个熔覆层的颗粒形态和尺寸变化不明显,但颗粒的偏聚程度出现了明显的差异,第5道次的颗粒偏聚程度高于第1道次。除了形成类颗粒状组织外,2个熔覆层都形成了较高含量深灰色的枝晶状及类树枝晶组织。EDS分析表明,深灰色组织主要成分为富Cr、C和贫Si、Ni、Mo元素,而浅灰色组织的Cr元素含量降低,但Fe、Ni元素含量明显升高。由于B是低原子序数元素,采用EDS很难定量检测其准确含量,结合XRD谱及参考文献[21,22]分析,认为深灰色组织主要为CrB、Cr23C6,而浅灰色组织主要为Ni3B、Fe23C6或FeNi3。

图6   未施加EMCF的Ni60合金第1和第5道次熔覆层横截面的SEM像

Fig.6   Cross-sectional SEM images of Ni60 alloy coating without EMCF
(a) first pass (b) fifth pass

图7为未施加EMCF的Ni60合金第2道次熔覆层内部裂纹扩展路径及显微组织的SEM像。由图可见,熔覆层内部裂纹直接扩展到熔覆层底部,并且熔覆层中部裂纹扩展很光滑,说明熔覆层内部裂纹的萌生不会出现于熔覆层中部。而熔覆层底部的裂纹宽度变窄,也说明此处不可能是裂纹的萌生源。仅在熔覆层上表层出现了裂纹宽度变大及裂纹偏转行为,初步判断此处很可能是裂纹的萌生源。观察此区域周围的显微组织,发现此区域主要由大尺寸的类颗粒状组织构成。由前文分析可知,大尺寸的类颗粒状组织主要由CrB、Cr23C6脆性相构成。一旦脆性相尺寸及含量过高,极易成为熔覆层的裂纹源。因此,要抑制住Ni60合金熔覆层开裂,关键在于能否抑制住CrB、Cr23C6脆性相的形核、长大。

图7   未施加EMCF的Ni60合金第2道次熔覆层内部裂纹和周围显微组织的SEM像

Fig.7   Low (a) and locally high (b) magnified SEM images of second pass of Ni60 alloy coating without EMCF

图8为施加EMCF后Ni60合金第1和第5道次熔覆层横截面的SEM像。由图可见,与未施加EMCF相比,施加EMCF后Ni60合金第1道次熔覆层的类颗粒状组织的尺寸和含量都降低,颗粒尺寸大部分在2~4 μm之间,而第5道次几乎不出现类颗粒状组织。2个熔覆层都出现了随机分布的类柱状组织,但第5道次的类柱状组织的长度明显比第1道次长,类柱状组织的平均长度从12 μm转变为18 μm,说明施加EMCF后,不仅降低了CrB、Cr23C6等脆性相的尺寸和含量,而且还改变了组织形态。图6和8中不同位置的EDS分析结果如表1所示。可见,类颗粒状组织中Ni、Fe元素含量略微增多,而类柱状组织中的Ni、Fe元素含量略微降低。同时,类颗粒状组织中Si元素的固溶量降低50%以上,而类柱状组织的Mo元素的固溶量也降低50%以上。说明施加EMCF能使微量元素分布更均匀,减缓了相的晶格畸变程度,在一定程度上也降低了熔覆层的裂纹敏感性,这也可通过图5的XRD谱得到验证,即施加EMCF后,32.3°、38.6°和92°附近的衍射峰偏移程度降低。

图8   施加EMCF后Ni60合金第1和第5道次熔覆层横截面的SEM像

Fig.8   Cross-sectional SEM images of Ni60 alloy coating with EMCF
(a) first pass (b) fifth pass

2.4 显微硬度分析

图9为施加EMCF前后Ni60合金第1道次熔覆层横截面的显微硬度分布。由图可知,施加EMCF前,熔覆层的显微硬度出现了2次波动。而施加EMCF后,显微硬度仅出现1次较大幅度的波动,但熔覆层的显微硬度明显降低,熔覆层的平均显微硬度由788 HV0.3下降到591 HV0.3。而且施加EMCF后,Ni60合金熔覆层的脆性相种类和含量都减少(图5),这是显微硬度明显下降的主要因素。同时,从图5和表1可知,施加EMCF后,很多物相的固溶量也降低,这是显微硬度下降的次要因素。这主要是由于电磁复合场引发的Lorentz力迫使熔池流动行为发生变化,促使元素扩散更为充分,从而在整个熔池区域元素分布更加均匀化。然而,熔池受基材稀释与凝固速率极快的影响,熔覆层自表及里的显微硬度呈现逐渐下降趋势。

图9   施加EMCF前后Ni60合金第1道次熔覆层横截面显微硬度

Fig.9   Microhardnesses of cross section of first pass Ni60 alloy coatings without and with EMCF

2.5 Ni60合金熔覆层内部裂纹的抑制机理

Ni60合金熔覆层裂纹的形成既与凝固过程的冶金因素相关[23,24],又与组分液化相关[25,26]。冶金因素主要指金属在凝固温度区间的塑韧性,主要受化学成分、材料性质、凝固组织、拘束条件等因素影响;组分液化主要指由于成分偏析促使在局部区域发生扩散或反应而引起晶间局部区域成分偏高,导致晶界局部位置出现液化,其过程包括析出相的溶解、溶质元素的扩散、共晶反应和固液转变等过程。在激光熔覆过程中,由于熔池剧烈对流会造成初生相发生碰撞与凝并的几率提高,尤其在Ni60多相体系中更为明显。因为不同物相之间熔点与密度存在差异,一旦激光束移走后熔池就会开始快速凝固,此时首先进行偏晶反应,在此阶段发生明显碰撞与凝并,因而施加EMCF前出现了晶粒偏聚行为(图6)。而随着冷却的不断进行,开始出现共晶反应,由于基体相和脆性相是同时析出的,会达到阻碍熔层物相偏聚的效果,如图10所示。然而从冶金因素分析,激光熔覆过程中Ni60合金的成分、性质和拘束条件未发生变化,而且单道次熔覆层并不开裂。但经过激光多道搭接后,Ni60合金熔覆层出现了明显开裂。因此,该熔覆层裂纹与激光多道搭接热循环带来的局部区域溶质元素偏析有直接关系。由前文显微组织分析及与单道次熔覆层内部组织对比分析可知,经过多次激光搭接后,不同道次熔覆层内部都出现了明显的脆性相尺寸粗大和偏聚行为(图6),导致Ni60合金偏析形成的过饱和固溶体在多次激光热循环冲击下发生溶质元素扩散,引起晶界局部位置元素偏析(表1),导致晶界塑性和强度急剧下降而成为裂纹源。

图10   施加EMCF前物相偏聚示意图

Fig.10   Schematics of phase segregation without EMCF
(a) melting stage
(b) monotectic early stage
(c) monotectic late stage
(d) eutectic reaction stage

EMCF辅助激光熔覆制备多道Ni60合金熔覆层,可以有效抑制Ni60合金熔覆层表面开裂。由前文显微组织和XRD分析可知,引入EMCF后,不仅抑制了Ni60合金熔覆层内部颗粒偏聚,还减少了脆性相的种类和含量,而且还提高了熔覆层内部的类柱状晶率。Ni60合金熔覆层显微组织的变化与熔池中热力学和动力学条件的变化直接相关。根据课题组前期的模拟结果[10,11]可知,EMCF可在熔池区域同时耦合感应Lorentz力和定向Lorentz力。感应Lorentz力表现为时刻与熔池对流方向相反的阻力,可对熔池流速产生明显的抑制作用;而定向Lorentz力作为一类与重力类似的体积力,可改变硬质相所受的等效浮力。外加Lorentz力能否改变激光熔池流动行为,主要与Lorentz力引起的附加流场和强制流场相互作用相关。由于激光熔覆属于远离平衡态的凝固过程,且Ni60合金是由多种元素组成,极易在激光熔池剧烈流动过程中出现成分不均匀,而且初生硬质相长大过程中也很容易在熔液的带动下发生碰撞和凝结[26]。通过引入Lorentz力会造成熔池流动缓慢,从而降低了偏晶阶段初生相之间的碰撞与凝并几率,即出现了晶粒偏聚减少的行为(图6和8)。而且引入Lorentz力后,还可能增强了共晶反应的进行,而共晶反应会阻碍熔层物相之间的偏聚。同时,本课题组通过模拟结果及热模拟实验初步验证[10,11],发现引入Lorentz力后,熔池区域的表层温度升高,但激光熔池自表及里温度梯度变大,这既可为熔覆层中脆性相种类和含量的变化提供了热力学条件,又可降低熔覆层的开裂敏感性。

在激光熔池区域引入Lorentz力,既可改变激光熔池凝固过程中的热力学条件,又能改变动力学条件。通过热力学与动力学耦合可实现减少熔覆层内部脆性相的数量、颗粒偏聚和晶态转变,达到降低Ni60合金熔覆层内部裂纹敏感性的效果,为实现大面积无裂纹Ni60合金熔覆层的制备提供了一条新的路径。

3 结论

(1) 施加电磁复合场前,Ni60合金熔覆层表面出现了明显的纵向裂纹,熔覆层内部出现了大尺寸气孔;施加电磁复合场后,Ni60合金熔覆层表面裂纹得到了抑制,内部气孔消失,且熔覆层表面成形质量也得到了改善。

(2) 施加电磁复合场前,Ni60合金熔覆层内部出现了脆性相颗粒偏聚,且裂纹主要可能萌生于脆性相偏聚区;施加电磁复合场后,熔覆层内部脆性相偏聚程度降低,类柱状晶数量增多。

(3) 通过在激光熔池区域施加电磁复合场,可减少熔覆层内部脆性相的数量,实现颗粒偏聚和晶态转变,达到降低Ni60合金熔覆层内部裂纹敏感性的效果。

来源--金属学报