1 引言

航空航天发动机涡轮叶片等热端部件工作在极其恶劣的高温环境中,长期受到热应力、机械应力、热腐蚀、热磨损和高温氧化的交互作用,严重降低其工作使用寿命^[1]。而MCrAlY(M=Ni,Co或Ni+Co)涂层因具有良好的抗高温性能、耐腐蚀性能,并能起到匹配热膨胀系数的作用,被广泛应用于热端零部件的高温防护涂层和热障涂层的粘结层^[2]。MCrAlY材料中的Al元素能在高温工作环境中与氧发生反应生成Al₂O₃,在界面处形成连续致密的Al₂O₃薄膜附着在基材上,并能够阻止氧元素进一步入侵,提高基材的抗高温氧化和耐腐蚀性能。MCrAlY涂层可以通过等离子喷涂、电子束物理气相沉积、氧气助燃超音速火焰喷涂等方法制备^[3]。上述几种制备方法都有一定的缺点和局限性,使用激光增材制造(LAM)方法制备出的MCrAlY涂层可以与基材形成良好的冶金结合,组织均匀致密,具有良好的机械性能。预置粉激光熔覆作为LAM技术的一种,其利用高能量的激光束,按照预定的扫描路径,扫描预先铺覆好的金属粉末并将其完全熔化,再经冷却凝固后成形实体零件,其成形零件接近完全致密、力学性能良好^[4-5]。

目前,一些研究机构和高校已经对MCrAlY涂层的组织性能进行了研究。Weng等^[6]研究了利用等离子喷涂方法制备出的NiCoCrAlY和CoNiCrAlY涂层的等温氧化行为,发现NiCoCrAlY涂层具有更好的抗氧化性能。Falcón等^[7]分析了采用同轴激光金属沉积技术制备的NiCoCrAlY涂层的高温氧化变化规律,并证明了激光金属沉积是热喷涂工艺的良好替代方法。同时Pereira等^[8]采用激光熔化沉积技术制备了NiCoCrAlY和CoNiCrAlY涂层,并对其微观结构和机械性能进行表征,发现涂层主要有γ基质相和β枝晶间相组织,两种涂层在弹性模量、硬度和延展性方面显示出足够的机械性能。Pereira等^[9]采用同轴激光熔覆方法制备了NiCoCrAlY涂层和

CoNiCrAlY涂层,并对其进行室温和500 ℃条件下的摩擦磨损实验,测试结果表明,所有测试材料在高温条件下的磨损率都有所降低,对NiCoCrAlY涂层来说,高温会降低其摩擦系数。但是对预置粉激光熔覆方法制备的MCrAlY涂层的性能研究较少,尤其是缺乏不同激光工艺参数下MCrAlY涂层的摩擦磨损性能相关研究。

本文采用预置粉激光熔覆技术,在IN718基体上制备了NiCoCrAlY涂层,研究了不同扫描速度下的涂层成形情况、显微组织,并评估了其维氏显微硬度,摩擦磨损性能,最终得到了较优的激光工艺参数。

2 实验材料与实验方法

2.1 实验材料

实验选用类球形合金粉末NiCoCrAlY作为熔化沉积粉末材料,粉末粒径范围30~90 μm,其外观形貌如图1所示,化学成分如表1所示;选用商用IN718板材作为沉积实验基体材料,板材几何尺寸为200 mm×60 mm×10 mm,其化学成分如表2所示,实验前使用丙酮清洗并晾干;金相腐蚀剂选用1∶1比例的硝酸、盐酸溶液。

图 1. NiCoCrAlY合金粉末形貌

Fig. 1. NiCoCrAlY alloy powder morphology

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2.2 实验方法

实验采用预置法沉积合金粉末,将干燥好的NiCoCrAlY合金粉末平铺在IN718基材上,厚度约为1 mm。使用RFL-C1000激光器进行激光熔覆实验,实验过程保证在含氧量低于40 ×10^-6的氩气保护环境中进行,激光熔覆实验示意如图2所示。激光光斑直径为1.8 mm,激光功率为1000 W,扫描速度设为4、8、12、16 mm/s,分别在上述激光工艺参数下进行单道激光熔覆实验和多道搭接激光熔覆实验,多道搭接实验的搭接率为50%。

图 2. 激光熔覆实验示意图

Fig. 2. Schematic of laser cladding test

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2.3 组织性能测试

SLM实验完成后,将样块进行一定的抛磨处理,去除表面划痕和凹坑,测试涂层硬度,从沉积层顶部沿最大熔深方向一直测试到基材,外加载荷为200 g,保压时间为10 s,测量间隔为100 μm;使用ZEISS Sigma300场发射扫描电镜对试样截面的显微组织进行观察,并测试不同工艺参数下的单道涂层的高度、宽度;使用M-2000型摩擦磨损实验机对涂层进行摩擦磨损实验,磨轮材料为淬火处理后的GCr15钢,磨轮直径为50 mm,转速为200 r/min,加载载荷为100 N,磨损时间为60 min。

3 实验结果与分析

3.1 单道涂层成形情况及稀释率

不同扫描速度下的单道NiCoCrAlY涂层的整体宏观形貌和涂层横截面如图3所示,各单道涂层连续光滑但不平整,存在少量凹坑、起伏等沉积缺陷,在涂层表面可以清晰地观察到有少量未熔颗粒附着在涂层之上,但未观察到有裂纹存在。从图3(b1)~(b4)中可以看出,各扫描速度下的NiCoCrAlY涂层均与基体形成牢固的冶金结合,并无裂纹和夹渣存在。在低扫描速度条件下,沉积层较为饱满,熔池深度较深;而当扫描速度为16 mm/s时,涂层与基体之间出现气孔;随着扫描速度的增加,熔化液体中的气泡或熔池翻滚吸入的氩气未及时逸出就冷却凝固,导致涂层熔化沉积时产生气孔缺陷^[10]。

对图3中不同扫描速度下NiCoCrAlY涂层顶部1区域、中部2区域和底部3区域进行能量色散光谱(EDS)元素测试,测试结果如表3所示。发现不同扫描速度下NiCoCrAlY涂层顶部与顶部之间、中部与中部之间,底部与底部之间区域的主要元素相差不大,因此较大稀释率下的基体元素扩散效应对不同扫描速度下的NiCoCrAlY涂层组织性能的影响也相差不大。

图 3. 单道NiCoCrAlY涂层宏观形貌及涂层横截面图。(a1)(b1) 4 mm/s;(a2)(b2) 8 mm/s;(a3)(b3) 12 mm/s;(a4)(b4) 16 mm/s

Fig. 3. Macroscopic morphology and cross section morphology of single NiCoCrAlY coating. (a1) (b1) 4 mm/s; (a2) (b2) 8 mm/s; (a3) (b3) 12 mm/s; (a4) (b4) 16 mm/s

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通过扫描电镜测量出单道涂层高度和宽度随扫描速度的变化规律如图4(a)所示。通过扫描电镜测量单道涂层熔池深度和熔池高度,然后根据稀释率计算公式得到不同扫描速度对单道涂层稀释率的影响规律,如图4(b)所示。

η=h2h1+h2,(1)

式中:η为涂层稀释率;h₁为涂层高度;h₂为熔池深度。

从图4(a)可以看出,当激光功率不变时,随着扫描速度的增加,涂层成形高度和宽度均逐渐减小,单道涂层宽度从2922 μm减小到1980 μm,涂层高度从762.9 μm减小到465.2 μm,涂层高度和宽度呈现出相同的变化规律。当激光功率一定时,随着扫描速度的增加,单位时间内单位面积熔池吸收的激光能量减少,造成NiCoCrAlY合金粉末和IN718基材的熔化凝固减少,使得熔池的宽度和深度均减小。另外,从图4(b)可以看出,随着扫描速度的增加,涂层稀释率也随之降低,而当扫描速度增加到一定程度时,稀释率不再降低。当扫描速度增加时,激光能量作用时间减少,使得熔池高度有所降低,同时沉积层与基体之间的热扩散减小导致熔池深度随着扫描速度的增加而减小,因此涂层的稀释率随着扫描速度的增加而降低。

图 4. 扫描速度对单道NiCoCrAlY涂层成形情况的影响规律。(a)涂层高度和宽度;(b)涂层稀释率

Fig. 4. Influence of scanning speed on the forming of single NiCoCrAlY coating. (a) Height and width of coating; (b) dilution rate of coating

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3.2 涂层微观组织结构

图5为不同扫描速度下NiCoCrAlY涂层从近表层到底部结合区的微观组织形貌,可以看出,不同扫描速度下沉积层的凝固组织为垂直于固液分界面、定向及“外延式”生长的柱状枝晶组织和不规则等轴枝晶组织,随着扫描速度的增加,涂层晶粒细化,微观组织更为致密均匀。从图5(a3)~(d3)中可以看出,涂层试样底部由表及里分别为沉积区(DZ)、结合区(BZ)、基体的热影响区(HAZ),涂层材料与基体形成良好的冶金结合,无裂纹和未熔物等缺陷。只在16 mm/s工艺参数下的涂层微观组织中存在一定量气孔,这是因为扫描速度过快,熔化沉积过程中熔池中的气体来不及析出而存在于凝固组织中。

激光熔覆实验过程是一个快速熔化、快速凝固的过程,根据快速凝固原理,涂层的微观组织结构主要与凝固前沿的成分过冷度有关。在结晶过程中,实际液相结晶温度与理论结晶温度的差值为过冷度,成分过冷度的大小与冷却速度(R)和温度梯度(G)密切相关,其程度取决于G/R,凝固前沿冷却速度越快,实际结晶温度就越低,过冷度就越大;反之冷却 速度越慢,过冷度就越小,而涂层微观组织大小取决于G×R^[11]。冷却速度R、温度梯度G和初生枝晶间距δ的计算公式为^[12-13]

R=Vscosθ,(2)G=2k(T-T0)2εp,(3)GR=2k(T-T0)2εpVscosθ,(4)δ=aGR,(5)δ=aεp(T-T0)2kVscosθ,(6)

式中:T为合金液体温度;T₀为基体初始温度;ε为激光吸收系数;P为激光功率;k为涂层热导率;V_s为激光扫描速度;θ为V_s和R之间夹角;a为系数;δ为初生枝晶间距。

在熔池底部,晶体组织趋向于沿着热量散失最大的方向生长,结果,在结合区附近的柱状枝晶垂直于基体定向生长,因为在激光熔覆实验期间热量主要从熔池向基板传递。当扫描速度为4 mm/s时,结合区为较粗大柱状枝晶组织[图5(a3)],在8 mm/s、12 mm/s的凝固组织中可以观察到具有生长趋势的短柱状晶组织和细长枝晶组织[图5(b3)、5(c3)],随着扫描速度的增加,温度梯度增大,冷却速度加快,初生枝晶间距δ减小[(6)式],晶体结构细化,16 mm/s的晶体组织结构进一步细化,变为细长柱状枝晶组织和细枝晶组织[图5(d3)]。细长枝晶组织沿垂直于基体方向凝固生长,它们纵向连接沉积层与基体,从而增加其结合强度。

图 5. 单道NiCoCrAlY涂层的微观组织。(a1)~(d1)近表层区域;(a2)~(d2)中间区域;(a3)~(d3)结合区域

Fig. 5. Microstructure of single NiCoCrAlY coating. (a1)-(d1) Areas near top zones; (a2)-(d2) center zones; (a3)-(d3) bonding zones

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不同扫描速度下涂层中部的凝固组织同样为定向生长的柱状枝晶组织,随着扫描速度增加,涂层组织冷却速度加快,造成晶粒组织的细化,高扫描速度沉积层组织的晶粒尺寸明显低于低扫描速度沉积层组织[(6)式]。随着扫描速度的增加,温度梯度增加,而较大的温度梯度可以在温度散失反方向上为柱状枝晶组织的形核生长创造有利条件[图5(a2)~(d2)],使得涂层组织定向生长。同样的,不同扫描速度下近表层的微观组织为不规则等轴晶组织,涂层近表层冷却速度快,温度梯度大,大量晶核快速生成并快速生长,晶粒与晶粒之间竞争生长,造成涂层近表层等轴枝晶组织的不规则生长,同时在熔池表面附近的区域中,微观结构的生长从柱状枝晶转变为等轴枝晶,这归因于热量从多个方向传递到周围环境。类似的,柱状枝晶的形成生长同样受到彼此的限制,晶粒总是沿着最有利于自己生长的方向生长,图5(c2)、4(c3)中1、2箭头标注的柱状枝晶竞相生长,导致3处柱状枝晶来不及生长,生长为粗短柱状枝晶组织,图5(c3)中圆圈处生长出不同于其他柱状枝晶组织的晶粒,就是柱状枝晶之间的相互限制生长所致。

3.3 涂层硬度

不同扫描速度下NiCoCrAlY涂层的维氏显微硬度变化规律如图6所示,发现NiCoCrAlY涂层显微硬度远低于IN718基材,从涂层近表层至基材显微硬度呈现不断增加的趋势。总体而言,不同扫描速度下的沉积层的显微硬度相差不大,硬度变化跨度区间较小。激光功率为1000 W不变时,随着扫描速度的增加,涂层显微硬度有较小程度的增大,这是因为单位时间内单位面积熔池吸收的激光能量越高,会造成涂层晶粒越粗大,晶粒粗大会使涂层显微硬度减小。当扫描速度较低时,单位面积熔池内的能量密度较高,造成涂层的组织粗大,显微硬度较小;而随着扫描速度增加,沉积层温度梯度增大、凝固速度加快,得到的沉积层组织细化且致密,晶粒细小,晶界强化与韧化作用增强,沉积层的硬度逐渐增大。

图 6. NiCoCrAlY涂层硬度

Fig. 6. NiCoCrAlY coating hardness

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3.4 摩擦磨损性能

通过摩擦磨损实验获得的不同扫描速度下NiCoCrAlY涂层的摩擦系数变化曲线和磨损率变化规律,如图7和图8所示。四种工艺参数下的平均摩擦系数分别为0.4377、0.4164、0.4033、0.4616,随着扫描速度的增加,摩擦系数先不断减小,接着增大,在16 mm/s时达到最大值,此时磨损性能最差,这与图8中的磨损率呈现出的变化趋势是相同的,即磨损率先减小后增大的变化规律。很明显,不同的扫描速度对NiCoCrAlY涂层的摩擦磨损性能有一定的影响。涂层耐磨性能主要受实验材料的硬度和微观组织结构的影响^[14],低扫描速度下的涂层硬度较低,摩擦环和磨屑容易被压入涂层中,在机械剪切力和摩擦力共同作用下,涂层材料被掀起,使得涂层磨损性能较差;而16 mm/s扫描速度下的沉积层中具有较多气孔缺陷,在摩擦磨损过程中,涂层磨屑易在气孔处聚集而被压入涂层,导致涂层材料被掀起,造成摩擦系数和磨损率的增大。

图 7. 摩擦系数变化曲线。(a) 4 mm/s;(b) 8 mm/s;(c) 12 mm/s;(d) 16 mm/s

Fig. 7. Friction coefficient variation curves. (a) 4 mm/s; (b) 8 mm/s; (c) 12 mm/s; (d) 16 mm/s

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另外,从图7中可以看出,在整个摩擦磨损实验过程中,四种试样的摩擦系数并没有出现明显波动,这是因为涂层微观组织中并不存在尺寸较大的柱状枝晶,尺寸较大的柱状枝晶是引起摩擦系数波动的主要原因^[15]。在磨损初期,摩擦系数快速增长,在2000次摩擦循环之后,摩擦进入稳定期,摩擦系数开始缓慢增加,这表明随着摩擦磨损实验的持续进行,涂层磨损性能变差。这可能是因为在摩擦磨损实验过程中摩擦做功产生大量热,使得摩擦接触面变软,而材料本身又具有一定的延展性,使得摩擦环容易被压入涂层中,在机械剪切力和摩擦力共同作用下,将大量材料掀起,造成涂层的磨损率增大、摩擦系数不断增加,导致磨损性能变差。同时随着磨损时间的延长,会有大量的磨屑产生形成微切削磨损机制,同样能够使涂层随磨损时间的增长而变差^[16]。

图 8. 磨损率

Fig. 8. Wear rate

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为进一步探究不同扫描速度下的涂层的摩擦磨损性能,图9和图10分别给出了不同扫描速度下的涂层磨损表面扫描电子显微镜(SEM)图、磨损表面三维(3D)形貌图与磨损截面深度曲线图。从图9中可以看出,激光熔覆技术制备的NiCoCrAlY涂层具有一定的耐磨性,磨损过后并没有出现裂纹和明显的大面积剥落,涂层磨损表面较为粗糙,有较深的犁沟和少量剥离区域,具有典型的磨料和粘着磨损特征。在摩擦力和压力载荷作用下,磨屑迫使摩擦表面的塑性变形形成犁槽特性,从而导致磨料磨损。当扫描速度为4 mm/s时,涂层磨损表面非常粗糙,有一定面积的剥落,并且磨损凹槽深而宽,涂层经历了严重的磨损;当扫描速度为8 mm/s和12 mm/s时,涂层磨损表面较为光滑,磨损凹槽较浅,表明这两种工艺参数下的涂层均具有较好的耐磨性能;而当扫描速度增加到16 mm/s时,涂层磨损表面又开始出现剥落,并且磨损凹槽深而多,涂层表面的磨屑会形成微切削机制,造成涂层表面的片状剥落,涂层耐磨性能降低。从图10(a)可以发现较深犁沟,证明涂层经历了严重的磨损,和摩擦环接触位置的涂层磨损最为严重。图10(b)为涂层横截面磨损深度曲线,涂层两侧的磨损并不均匀,这可能是由于涂层较软,在相同的夹持力下,试样容易发生倾斜,使得倾斜位置处的涂层耐磨性能变差。并且磨损截面深度曲线出现一定量的波动,可能是涂层在磨损过程中脱落所致。另外随着扫描速度的增加,涂层的最大磨损深度分别为859.33、767.29、577.58、1206.85 μm,磨损深度先减小后增加,这与摩擦系数与磨损率呈现相同的变化趋势。

图 9. NiCoCrAlY涂层磨损痕迹的SEM形貌。(a) 4 mm/s;(b) 8 mm/s;(c) 12 mm/s;(d) 16 mm/s

Fig. 9. SEM micrographs of wear tracks of NiCoCrAlY coating. (a) 4 mm/s; (b) 8 mm/s; (c) 12 mm/s; (d) 16 mm/s

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图 10. NiCoCrAlY涂层磨损轨迹。(a) 3D轮廓图;(b)磨损截面深度曲线

Fig. 10. Wear tracks of NiCoCrAlY coating。(a) 3D profile; (b) depth curves of wear cross section

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4 结论

不同扫描速度下的NiCoCrAlY涂层成形良好,涂层与基体形成良好的冶金结合,无裂纹和未熔颗粒存在,只在16 mm/s扫描速度下的涂层中存在气孔缺陷,另外涂层凝固组织为垂直于固液分界面、定向及“外延式”生长的柱状枝晶组织、等轴枝晶组织。不同扫描速度下的NiCoCrAlY涂层的维氏显微硬度明显低于IN718基材,从涂层近表层至基材显微硬度呈现不断增加的趋势,随扫描速度的增加,涂层温度梯度增大、凝固速率加快,造成晶粒组织细化,使得NiCoCrAlY涂层的维氏显微硬度有较小幅度增加。随着扫描速度的增加,NiCoCrAlY涂层的平均摩擦系数和磨损率呈现先减小后增加的变化趋势,在12 mm/s扫描速度下获得的涂层的耐磨性最优,其摩擦系数和磨损率分别为0.4033和0.1256×10^-3 mg·m^-1,此时涂层显微硬度较高,并且不存在气孔缺陷。