線光斑激光熔覆Ni-Al金屬間化合物工藝及組織研究*

李林森，王軻巖，余超峰，殷咸青

（西安交通大學 金屬材料強度國家重點實驗室，西安 710049）

0 前 言

目前國內外的火力發電廠大多采用超臨界火力發電機組，該機組具有成本低、能耗小、綠色環保等優點[1]。P92 鋼作為超臨界機組的鍋爐主蒸汽管道等高溫部件的主要使用鋼種，具有優異的高溫強度和高溫抗蠕變性能[2-4]。但P92作為鐵素體鋼具有明顯的缺點，它的高溫抗氧化性能差，在高溫環境下容易被鍋爐蒸汽腐蝕，從而縮短服役壽命[5]，這將會導致鍋爐管道的使用壽命降低。超超臨界技術比超臨界技術對于鋼的性能要求更加嚴苛，P92 鋼很難繼續滿足超超臨界機組更高的溫度以及服役壓力的要求，因此在P92鋼上熔覆耐高溫氧化性的涂層是十分必要的。

Ni-Al 金屬間化合物具有良好的抗氧化性，同時兼具密度低、熔點高、導熱性好等優點，在航空航天領域應用廣泛，被認為是新一代的高溫結構材料[6-7]。但是Ni-Al 金屬間化合物也有缺點，盡管其耐高溫氧化性能優異，但是它的原子排布結構導致了它的室溫脆性[8]。當采用傳統熱噴涂工藝制備 Ni-Al 金屬間化合物涂層時，涂層內存在貫通孔隙缺陷，嚴重降低Ni-Al 涂層的抗高溫氧化性能[9]。激光熔覆過程是一個比較復雜的物理和化學過程，作為近年來迅速發展的表面改性技術，其成型原理是用高能激光束作為加熱源，將已處理的合金粉末在基體表面熔化，成為熔覆層的主要組成成分，與此同時基體本身受到激光照射熔化，從而使基體和熔覆材料形成冶金結合[10-11]。

采用激光熔覆制備Ni-Al 金屬間化合物涂層時，由于激光熔覆的熱輸入大，冷卻速度極快，在融化-凝固過程中形成了熔覆層之后，由于基體和熔覆粉末之間的熱物理性能不同，導熱率相差較大，會產生較大的殘余應力，這將會導致Ni-Al 金屬間化合物由于受到殘余應力的作用而形成表面裂紋，從而顯著降低熔覆層的耐高溫腐蝕性能[12]。為解決激光熔覆過程中Ni-Al 金屬間化合物熔覆層開裂的問題，程廣萍等[13]采用激光熔覆技術利用基體Fe 熔入合金化制備了無裂紋的NiAl-Fe金屬間化合物涂層。但過高的Fe元素含量會降低Ni-Al 金屬間化合物良好的高溫抗氧化性能。曾潮流等[14]發現當Fe元素的原子比小于30%時，Ni-Al 金屬間化合物的高溫抗氧化性雖有降低但并不明顯，但當Fe元素在Ni-Al金屬間化合物中的原子百分比達30%時，Ni-Al 金屬間化合物的的高溫抗氧化性嚴重下降。

本研究采用線光斑激光熔覆技術，研究在P92 鋼上采用線光斑激光熔覆無裂紋的Ni-Al 金屬間化合物熔覆層，通過調節激光熔覆過程中的各項工藝參數，包括激光功率、送粉速度、送粉氣流量，來降低Ni-Al 金屬間化合物的開裂傾向，減少P92鋼基體的熔化和Fe元素的擴散，降低Fe元素對于熔覆層高溫抗氧化性能的影響。

1 試驗材料與工藝參數

1.1 試驗材料

采用試樣尺寸100 mm×15 mm×8 mm 的P92鋼為基體材料，基體材料化學成分見表1。選用純度為99%的Ni 粉與純度為99%的Al 粉為熔覆材料，粉末粒度為15～40 μm。熔覆試驗前，使用800目砂紙對P92表面試板進行打磨，將Ni粉和Al粉裝入混粉罐在混粉器中混粉24 h，使粉末混合均勻。試驗前，使用酒精對試板表面擦拭，除去試板上的表面污漬。試驗時，考慮到試板表面對激光有反射作用，為保護激光頭，將激光頭傾斜5°。

表1 基體材料化學成分

1.2 試驗方法

本試驗的激光熔覆系統由實驗室自主搭建，包含最大功率為2 500 W的激光器、配套專用激光熔覆頭、可遙控機械手臂、冷卻水循環系統、送粉器等。將試樣放置于工作平臺上，工作過程中需通入Ar氣以保證激光熔覆系統的正常運行，載氣流量為1 m3/h，工作距離為20 mm，激光焦點距工件表面3 mm，通過遙控機械手臂來控制激光熔覆頭的運動。利用激光熔覆試驗平臺進行了7組激光熔覆試驗，熔覆粉末質量比Ni∶Al=80∶20，線光斑尺寸為1 mm×5 mm，工藝參數見表2。

表2 激光熔覆Ni-Al金屬間化合物的工藝參數

激光熔覆完成后，使用線切割沿著激光掃描方向垂直切割獲得樣品。使用不同粒度的砂紙打磨至2000目后，采用王水（V濃硝酸∶V濃鹽酸=3∶1）進行腐蝕，腐蝕時長控制在4～5 min。使用SU6600 熱場發射掃描電子顯微鏡觀察熔覆層的微觀形貌以及熔覆層各部位腐蝕后的組織。使用XRD-7000S SHIMADZU 型儀器，對樣品進行X射線檢測，X射線的掃描范圍為20°～90°。

2 測試結果與討論

2.1 涂層宏觀形貌

圖1是不同工藝參數下激光熔覆Ni-Al金屬間化合物的熔覆層（圖中的樣品1～7對應表2的序號1～7）。樣品的厚度與熔覆層中Fe 含量和送粉速度、激光功率、送粉氣流量關系密切，樣品1～4的熔覆層厚度偏低，無法達到抗氧化涂層的厚度要求。熔覆層的厚度與單位時間內熔化的粉末量有關，相較于樣品2～3 的工藝參數，樣品4～6 提高了激光功率以及送粉速度，得到的熔覆層雖然滿足了厚度要求，但熔覆層中的Fe含量過高，表明激光對基體的熔化程度仍然較高。提高送粉速度至17 r/min，使粉末吸收更多的激光能量，可以降低激光對基體的熔化效果，此方式減少了熔覆層中Fe元素的含量，表明此時激光對基體的影響較小。以此工藝制備得到的樣品7熔覆層厚度適中、連續平整、熔覆層中Fe元素含量低。表明在此工藝參數下制備出的Ni-Al金屬間化合物涂層作為高溫抗氧化涂層是較為理想的。

圖1 不同工藝參數下激光熔覆Ni-Al金屬間化合物涂層宏觀形貌

2.2 熔覆層成分分析

圖2 為樣品7 的熔覆層X 射線衍射圖，從圖2 可以看到，在調節激光熔覆的各項工藝參數后，基體熔化較少，熔覆層由NiAl 和Ni3Al兩相組成，由于有極少部分Fe 元素由基體在熔池流動的條件下到達上部，Ni3Al 和NiAl 均可以固溶一定數量的合金化元素，Fe 在Ni3Al 中既可以占據Al 位，又可以占據Ni 位，而在NiAl 中擁有較大的溶解度，由于Fe 元素的摻入會導致晶格畸變，從而改變樣品中的分子晶面間距，這將會導致NiAl 峰和Ni3Al 峰發生略微的偏移。從衍射峰的高度上可以粗略估計Ni-Al 和Ni3Al 在熔覆層表層的相對含量，由于Ni-Al 的衍射峰高度較高，可以判斷出熔覆層的相組成以NiAl 為主，Ni3Al 為輔。

圖2 樣品7激光熔覆涂層X射線衍射圖

2.3 顯微裂紋觀察及顯微組織

圖3 為樣品7 的橫截面微觀形貌，熔覆層的熔深為250 μm左右，熔覆層的熔寬為3 974 μm，因為線光斑激光熔覆的熱源為平頂熱源，所以熔覆層的高度變化平緩，呈現出兩邊低中間高的趨勢。熔覆層與基體之間結合良好，在基體與熔覆層的結合處并未發現裂紋，同時熔覆層的上部至下部也并沒有貫穿裂紋以及微裂紋。在該工藝參數下采用線光斑激光熔覆Ni-Al 金屬間化合物的開裂傾向小，并無裂紋產生。

圖3 樣品7的橫截面微觀形貌

圖4（a）為熔覆層整體顯微組織圖，可以發現熔覆層的組織由上到下從等軸晶向樹枝晶、柱狀晶和平面晶不斷變化。圖4（b）為熔覆層與基體的交界處，該區域為明亮的帶狀區域，主要以平面晶和柱狀晶為主，由此可以判斷出熔覆層與基體之間存在良好的冶金結合。熔覆層的組織形貌和熔覆層在凝固過程時的凝固速率R和溫度梯度G有關，G/R反映了凝固組織的微觀結構。熔覆層上部與空氣接觸，散熱速率快，因此其溫度梯度G小、凝固速率R大、G/R偏小，因此凝固的組織主要由等軸晶為主。而在下部熔覆層和基體接觸，在激光熔覆熔池凝固過程中，交界處散熱速率低導致交界處的溫度梯度G大、凝固速率低、G/R偏大，因此凝固組織以平面晶和柱狀晶為主。而熔覆層的中部散熱速率介于二者之間，因此熔覆層的中部以樹枝晶為主。

圖4 樣品7熔覆層顯微組織

2.4 元素分布與能譜分析

圖5 為樣品7 的能譜掃描結果，圖5（a）為能譜掃描的元素峰，圖5（b）為根據元素峰強弱計算出的元素隨熔深增加的質量百分比分布曲線。從圖5（b）可以觀察到在熔覆層的上部Al 含量較高，在0～50 μm 左右Al 的含量超過原粉末的配比Al 含量，最高達到28%。隨著深度不斷增加，在50～200 μm 左右，Al 含量保持在20%。由元素質量分布曲線可以看出，熔覆層的各元素在熔覆層中分布均勻，由于上部Al 含量較高，因此上部作為高溫抗氧化涂層擁有良好的抗氧化性。熔覆層的Fe含量隨著離熔覆層頂端的距離增加而增加，這是由于基體Fe 的熔化導致的，但在熔覆層的上部Fe 含量只有不到5%，該工藝對于解決激光熔覆Ni-Al 金屬間化合物熔覆層開裂、鋼基體中Fe 元素擴散的問題提供了思路與方法。

圖5 樣品7的能譜掃描圖

3 結 論

（1）在P2 鋼上使用線光斑激光熔覆Ni-Al金屬間化合物，熔覆粉末質量比為Ni∶Al=80∶20，激光熔覆工藝參數為：激光功率1 800 W、送粉速度17 r/min、送粉氣流量8 L/min、掃描速度2 m/min。熔覆層的熔深為250 μm 左右，熔寬為3 974 μm。該工藝下熔覆層的開裂傾向較小，微觀觀察后并未發現熔覆層存在開裂現象。

（2）熔覆層主要組成物相為NiAl 和Ni3Al，同時有部分NiAl 和Ni3Al 的晶格被Fe 原子替代。熔覆層各部位的散熱速率不同，導致G/R出現差異，熔覆層頂部至與基體接觸部分的顯微組織形貌從等軸晶向樹枝晶、柱狀晶和平面晶轉變。

（3） 熔覆層的頂部0～50 μm 處Al 含量達28%，Fe 含量不足5%，隨著離熔覆層頂部距離的增加，在深度50～200 μm 處，Al 含量保持在20%左右，Fe 含量不斷增加，熔覆層中的各元素分布均勻。