1 引言

激光熔覆作为一种常用的表面强化与再制造修复技术,具有热影响区小、冶金结合良好和熔覆层组织致密等优点,但同时也存在一些亟待解决的问题,其中,熔覆组织裂纹是影响熔覆质量的主要因素^[1-2]。在激光辐照和热传导的共同作用下,熔覆粉末和基体的温度变化情况不同,且基体不同深度处的温度变化情况也具有较大差异,从而会发生不同的材料相变,生成对应的熔覆组织^[3-5]。此外,粉末的成分对熔覆组织也存在较大影响,研究表明,在合金粉末中添加适量的纳米颗粒,通过影响材料的相变得到较好的熔覆效果^[6-8]。熔覆层的组织和性能是决定熔覆质量的主要因素,而熔覆层的组织和性能主要受到熔池以及热影响区材料相变过程的影响,因此,研究激光熔覆温度场和纳米颗粒对材料相变的影响,优化激光熔覆工艺,是提高熔覆质量的有效途径。

在激光熔覆过程中,材料相变主要受温度和材料成分的影响,对此,国内外学者进行了相关研究,并取得了一些成果:Bax等^[9]通过研究发现,在激光熔覆过程中通常会出现较大的冷却速度,但熔覆组织的晶粒仍然相当粗糙;黄延禄等^[10]建立了对流扩散固液相变统一模型,研究了熔池内温度场特征及其对凝固后微观组织的影响,发现熔池内液体的流动对熔池内温度场的分布具有较大影响,且随着与熔覆层顶部距离的增大,冷却速度减小,温度梯度增大,凝固速度减小;张光耀等^[11]的研究表明,在Ni基粉末中添加CeO₂颗粒可以有效减少熔覆层中的孔洞和裂纹,改善熔覆层的组织形态;吴东江等^[12]采用同轴激光熔覆技术在Ti-6Al-4V合金基体上制备了Al₂O₃-13%TiO₂(其中百分数代表质量分数,下同)涂层,通过优化工艺参数获得了低稀释率、无明显裂纹的涂层。综合已有文献可以看出,温度场特征对熔覆组织具有较大影响,但将熔覆层不同深度处的数值模拟温度数据和试件熔覆组织形貌进行结合分析,探究激光熔覆过程中温度变化对材料相变影响的研究较少。此外,在熔覆粉末中加入纳米颗粒,可以影响材料的相变,提高熔覆层的性能,但是同时加入两种纳米颗粒后的作用机理和效果还有待深入研究。

针对单道激光熔覆,本文基于ANSYS软件并采用数值模拟技术得到了激光熔覆的温度场,并采用不同的粉末材料进行了激光熔覆试验。根据试件熔覆层不同深度处熔覆组织的形貌特征,结合该位置对应的温度变化,分析了熔覆材料的相变机理;研究了添加CeO₂和TiO₂纳米颗粒对熔覆层微观组织形貌特征和元素组成的影响。

2 温度场模拟与结果分析

2.1 有限元模型的建立

激光熔覆是一种利用高能激光束熔化合金粉末和基体表面,并使二者形成良好冶金结合的先进的表面处理技术,是一个强非线性多物理场耦合的过程,具有熔池小、热量高、变化快的特点,很难得到温度的解析结果^[13-14]。通过对模型进行一定程度的合理简化,利用有限元分析软件对激光熔覆进行数值模拟是研究其温度场特征的有效方法^[15-18]。

模型采用SOLID70单元类型,基体材料选用Q235钢,熔覆材料为Ni基合金粉。基体尺寸为40 mm×15 mm×10 mm,熔覆层尺寸为40 mm×3.2 mm×1 mm。为了保证计算的准确性和效率,对熔覆层及其相邻部分的网格进行了细化^[19]。有限元模型、网格划分和笛卡尔坐标系如图1所示。

图 1. 有限元模型及网格划分

Fig. 1. Finite element model and mesh generation

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数值模拟过程采用生死单元技术^[20],在开始加载热源进行计算之前,将所有熔覆层单元均设定为“死”单元,然后根据时间参数和载荷步向前推进,通过Z轴坐标值的循环累加逐步将“死”单元“激活”,并纳入计算模型,从而实现对熔覆层随激光光斑移动而逐渐生长的模拟。选择体积生热的方式模拟激光能量的输入^[21],生热率Q的计算公式为

Q=λPAvt,(1)

式中:λ为激光能量的利用率;P为激光输出功率;A为熔覆层横截面的面积;v为扫描速度;t为每个载荷步的时间。关于模型建立过程的更多具体描述和模型可行性分析,可参考文献[ 22],这里不再赘述。

2.2 激光熔覆过程的温度场分析

以激光功率为1000 W,扫描速度为7 mm·s^-1,光斑直径为3 mm为例,通过数值模拟得到激光熔覆过程的温度场,如图2所示。

图 2. 模拟得到的激光熔覆过程的温度场

Fig. 2. Simulated temperature field in laser cladding processing

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由图2可见:在熔覆过程中,瞬态温度场最高温度出现在激光辐照位置,此处形成熔池,周围温度在热传导的作用下,根据距离激光辐照位置的远近分别有不同程度的升高;温度场的形貌呈后拖的偏椭圆状,偏向已形成熔覆层的一侧,这是因为熔池前侧温度较低,高温区域小,温度梯度大,而熔池后侧是熔覆区,经激光辐照后,材料积累了热量,高温区域大,温度梯度小,故熔池前侧比后侧的温度等值线更密集。在激光熔覆模型的激光扫描起始部位和中间部位分别定义P₁~P₃点和P₄~P₆点,如图3所示。

图 3. 模型中选取的6个点的位置示意图。(a)起始部位;(b)中间部位

Fig. 3. Position diagrams of six points selected in model. (a) Starting position; (b) middle position

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提取P₁~P₆点在激光扫描(0~10 s)以及之后冷却(10~25 s)过程中温度随时间改变的一系列数据,绘制得到如图4所示的模型中不同位置节点的温度时间曲线。

图 4. 模型中不同位置节点处的温度-时间曲线

Fig. 4. Temperature-time curves of nodes at different locations in model

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由图4可见:熔覆层的温度变化历程可划分为由室温升至峰值温度和由峰值温度降至基体整体温度两个阶段;在激光辐照的瞬间,对应位置处形成温度脉冲,在曲线上表现为一个峰值;P₁和P₄两个峰值之间相差两个位置上激光扫描所需的时间;基体的初始温度低,吸热作用强,随着激光熔覆的进行,由于热传导和热量累积,温度逐渐升高,因此同一深度不同位置节点上的温度具有逐渐增大的峰值;升温过程由慢到快,激光辐照瞬间迅速拉升到峰值,在热交换、热传导的作用下,温度迅速降到1100 ℃左右,到第10 s时,激光扫描完毕,之后各个节点的温度缓慢回落为基体的整体温度,并继续逐渐下降。整体上看,升温过程近似直线上升,降温过程近似双曲线的一支。

分别对比P₁、P₂、P₃和P₄、P₅、P₆这两组的温度-时间曲线形态,可以发现,熔覆层上表面的温度峰值最高,熔覆层和基体结合面上的温度峰值比熔覆层上表面低100 ℃左右。由于激光辐照到基体上表面产生的巨大热量需要通过热传导到达基体内部,因此基体中部表面的升温过程在对应的时间上有一定的延迟,在温度-时间曲线上有明显的表征。由此可见,在激光熔覆加工过程中,能量非常集中,熔覆层材料在激光辐照下发生了瞬间加热和急速冷却的过程,这也是导致熔覆层出现裂纹的一个主要因素。

3 激光熔覆材料的相变分析

3.1 试验材料与方法

基材选用40 mm×15 mm×10 mm的Q235钢板。试验前,先用砂纸打磨基体表面,并用丙酮将其清洗干净。熔覆材料选用粒径为45~106 μm的Ni60A镍铬硼硅合金粉末,其成分如表1所示。

试验采用TruDisk 12003激光器。激光熔覆工艺参数如下:激光功率为1 kW,光斑直径为3 mm,扫描速率为7 mm·s^-1,送粉速率为15 g·min^-1。在熔覆过程中,采用氩气对熔池进行保护。完成激光熔覆之后,将样件沿垂直于激光扫描方向进行线切割。对样件横截面进行研磨、抛光和清洗处理,并用王水均匀腐蚀3~5 min,然后烘干,采用光学显微镜观察样件的显微组织。

3.2 熔覆过程的热量传递与材料相变

在同轴送粉激光熔覆过程中,当大功率激光束作用于材料时,靶面会吸收大量激光能量而升温,当温度上升到一定程度时,材料就会发生冶金变化。激光功率密度、激光脉宽、激光波长、材料的物理特性以及环境条件等会影响材料对激光能量的吸收。

在吸收激光能量之后,材料因温度迅速升高而发生熔化,然后冷却凝结,这个过程中会发生早期的“液-固相变”和后期的“固-固相变”,其中,“固-固相变”直接决定了材料的最终组织结构和储能方式(弹性应变能、位错能等),对熔覆质量有很大影响^[23-24]。

3.3 熔覆层的显微组织分析

结合激光熔覆的物理性质,根据熔覆层横截面的几何特性,可将熔覆层横截面划分为熔覆区(CZ)、基体熔化区(MZ)、热影响区(HAZ)和基体(SZ)共4个区域^[25],如图5所示。

图 5. 熔覆层横截面的几何特性示意图

Fig. 5. Cross-section geometry diagram of laser cladding layer

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在激光熔覆过程中,熔池内熔体的浓度与温度梯度相互作用产生表面张力梯度,并且有部分未完全熔化的粉末颗粒黏附在熔覆层表面,导致熔覆层表面凹凸不平,如图6所示。

图 6. 凹凸不平的熔覆层表面

Fig. 6. Uneven surface of cladding layer

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熔覆区中部的显微组织如图7所示。由图4所示的温度-时间曲线可知,熔覆区升温速度和冷凝速度极快,是温度变化最大的区域。在激光熔覆过程中,在激光辐照下,熔化的粉末落在基体表面,对应位置的基体表层组织在激光辐照瞬间也迅速升温,形成温度脉冲,熔化的粉末和发生熔化的部分基体组织共同形成熔池,激光辐照之后,由于和外界环境的热交换以及基体本身的热传导作用,熔池温度迅速降低,组织快速冷却,产生“液-固相变”。随着温度进一步降低,凝固的组织发生“固-固相变”,形成的熔覆区主要由粗大的树枝晶、柱状晶以及枝晶间的共晶组织组成,组织较为疏松,结构较为均匀。

图 7. 熔覆区中部的显微组织

Fig. 7. Microstructure of middle of cladding zone

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在激光辐照和热传导的共同作用下,基体的温度变化与受激光直接辐照而熔化的粉末有较大差异。在激光辐照的作用下,基体表层部分区域的温度超过了Q235钢的液相线,材料熔化形成熔池,发生“固-液-固”的完全相变,实现从熔化到结晶的完整的冶金过程,形成基体熔化区。除此之外,由于热传导的作用,基体中未熔化的部分材料在温度变化的影响下,经历固态相变过程,形成热影响区。基体熔化区与热影响区结合面的显微组织如图8所示。

图 8. 基体熔化区与热影响区结合面的显微组织

Fig. 8. Microstructure of interface of matrix melting zone and heat affected zone

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由图8可见,在基体熔化区底部与未熔化基体的结合处有一层大约10 μm厚的非枝晶组织。在熔池的凝固过程中,因溶质在界面富集而形成成分过冷,且温度梯度越平缓、凝固速度越快,成分过冷倾向就越大,从而形成了非枝晶组织层;基体熔化区底部的枝晶和未熔化的基体通过这层非枝晶组织紧密连接在一起,从而实现了两层材料的冶金结合。非枝晶组织层的上面是枝晶组织,其外延生长具有很强的方向性,大多数与基底保持垂直,且同时与温度最大梯度方向保持一致;经过短暂的层间过渡,基体熔化区内出现了大量的柱状晶组织。热影响区中靠近熔池区域和远离熔池区域的显微组织分别如图9和图10所示。

图 9. 基体热影响区中靠近熔池区域的显微组织

Fig. 9. Microstructure near molten pool area in matrix heat affected zone

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图 10. 基体热影响区中远离熔池区域的显微组织

Fig. 10. Microstructure far from molten pool area in matrix heat affected zone

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在基体热影响区中熔池的边缘区域,由于温度较高,冷却速度快,发生了马氏体转变,形成了大量板条马氏体和少量残余奥氏体,如图8所示。熔池边缘区域下面较深的部位,温度变化相对平缓,未发生马氏体相变,显微组织主要由珠光体和铁素体组成。由于基体材料在加热过程中各点所经历的最高温度不同,故材料的奥氏体化程度不同,从而使得各组分的形态及体积分数不同。奥氏体成形过程一般可分为形核、生长和均匀化三个阶段^[24],随着温度升高,奥氏体的形核开始于珠光体中铁素体与渗碳体的界面,早期相变主要是铁、碳原子的共同扩散,晶核的生长速率先增大后减小,但是由于激光加热的瞬时性,材料相变的时间较短,奥氏体一般在生长阶段就开始冷却,没有时间进行均匀化和扩散,从而制约了奥氏体相的生长。越靠近熔池,材料经历的最高温度越高,奥氏体的形核率越大,相变温度范围越宽,在加热过程中,该区域可以经历一个相对充分的奥氏体化过程,渗碳体的析出使珠光体更加分散,未完成转化的铁素体也会因渗碳体的切割作用而变得更加疏松,如图9所示。在远离熔池的地方,温度较低,热冲击程度较小,在奥氏体化过程中,奥氏体的形核率低,原子扩散距离短,奥氏体的转变程度很小,片状珠光体较致密,无扩张的迹象,整个区域主要是大片的铁素体以及小片的珠光体,如图10所示。

4 纳米颗粒对熔覆层显微组织的影响

在Ni60A合金粉末中,添加粒度约为50 nm的TiO₂和CeO₂,得到99.5%Ni60A+0.5%CeO₂和99.0%Ni60A+0.5%CeO₂+0.5%TiO₂共两组不同质量分数配比的复合粉末材料。使用南京南大仪器有限公司的QM-3SP4行星球磨机将两组合金粉末球磨2 h,球磨频率为25 Hz,每隔0.5 h正反向交替运行一次;球磨结束后,放置8 h,使混合均匀的粉末完成弛豫过程,并置于80 ℃的环境下干燥2 h^[26]。激光熔覆加工试验过程与未添加纳米TiO₂和CeO₂粉末时相同。添加纳米颗粒后试件熔覆区的显微组织如图11所示。

当粉末成分为99.5%Ni60A+0.5%CeO₂时,粗大的柱状晶体消失,枝晶结构明显得到细化,排列更加紧密,结构生长方向性减弱,成分趋于均匀,组织主要是细小的枝状碳、硼化物多元共晶体和细小的颗粒相以及韧性基体相;当粉末成分为99.0%Ni60A+0.5%CeO₂+0.5%TiO₂时,细小的白色树枝晶转变为弥散分布的网状组织,整个组织更加致密。可见,加入CeO₂和TiO₂等纳米颗粒能明显起到细化组织的作用。

图 11. 添加不同纳米颗粒之后熔覆层的显微组织。(a) 99.5%Ni60A+0.5%CeO2;(b) 99.0%Ni60A+0.5%CeO2+0.5%TiO2

Fig. 11. Microstructures of cladding layers after adding nano-particles. (a) 99.5%Ni60A+0.5%CeO2; (b) 99.0%Ni60A+0.5%CeO2+0.5%TiO2

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熔覆层的XRD衍射图谱如图12所示。根据图12所示的X射线衍射图谱,Ni基熔覆层中主要含有γ-Ni、Cr₂₃C₆、CrB和Ni₃Si等物相;仅添加0.5%CeO₂后,熔覆层中出现了含有Ce元素的新相CeNi₅、CeNi₂和Ce₃Ni₆Si₂等,γ-Ni的一个衍射峰强度明显减弱,表明CeO₂在高能激光束辐照所形成的高温熔池中发生了分解,释放出活性Ce离子,Ce离子除了可以吸附在晶核原子表面阻止晶核在较大过冷度下的快速生长之外,还可以与Ni等元素形成高熔点的金属化合物,作为结晶核心,提高形核率,使组织得到显著细化;添加0.5%CeO₂+0.5%TiO₂后,熔覆层中出现了含有Ti元素的新相TiC、TiB₂以及未发生反应的TiO₂残余颗粒^[27],这表明在激光熔覆过程中部分TiO₂在熔池中与Cr、Fe等发生了置换反应,释放出具有较强细化晶粒作用且与C、B等非金属元素有极大亲和力的活性金属元素Ti离子,从而生成TiC、TiB₂等在熔液凝固时容易弥散析出的细小颗粒,可以提高形核率、细化组织,减少了CrB、Cr₂₃C₆等粗大块状脆性相。

图 12. 不同熔覆层的XRD衍射图谱。(a) Ni60A; (b) 99.5%Ni60A+0.5%CeO2;(c) 99.0%Ni60A+0.5%CeO2+0.5%TiO2

Fig. 12. XRD diffraction patterns of different cladding layers. (a) Ni60A; (b) 99.5%Ni60A+0.5%CeO2; (c) 99.0%Ni60A+0.5%CeO2+0.5%TiO2

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Ce元素是一种常见的表面活性元素,具有较大的原子半径和较低的电负性^[28],很容易与某些元素发生反应,使它们变成稳定的化合物,从而在“液-固”相变过程中有效增加熔池中的形核粒子,提高形核速率;晶核表面还会吸附少量Ce离子,使晶粒长大受到阻碍,从而细化组织;在熔池凝固过程中,Ce离子与氧、氢、硫等杂质元素有较强的亲和力,可以提高溶体的流动性,抑制组织疏松,减少成分偏析与孔洞,使枝晶生长的方向性得到一定程度的减弱,从而增加组织的均匀性^[29]。加入的TiO₂可作为第二相粒子阻碍晶粒长大。在熔池中,TiO₂粒子弥散分布,可以作为形核核心,降低体系的吉布斯自由能,提高形核率,减小晶粒长大的驱动力,阻止晶体生长^[30]。此外,纳米氧化物、稀土元素颗粒的加入还能够降低熔体表面张力,减小临界形核半径,有效提高形核速率。

5 结论

基于ANSYS软件,通过数值模拟技术得到了激光熔覆过程的瞬态温度场,绘制了模型不同位置节点的温度-时间曲线;分析了温度变化对材料相变的影响,研究了在激光熔覆过程中试件不同深度区域微观组织的形成机理和形貌特征;研究了在熔覆粉末中添加CeO₂、TiO₂纳米颗粒对熔覆组织化学组成和微观结构的影响。结果表明:在熔池材料相变过程中,CeO₂可以提高形核率,细化组织,增大熔体的流动性,减少成分偏析与孔洞,增强组织的均匀性;TiO₂可以作为形核核心,降低体系的吉布斯自由能,减小晶粒长大的驱动力,得到组织均匀细小的熔覆层。通过研究激光熔覆温度场和纳米颗粒对材料相变的影响,有助于揭示熔覆层微观组织的形成机理,对于在基体表面制备添加了纳米颗粒的涂层具有一定的参考意义和应用价值。