718H模具钢表面等离子熔覆Ni60A镍基高温合金层的微观组织形成温度特征与显微硬度分布

李蓝特，陈雨楠，张天，胡永俊，刘伟聪，肖小亭，刘岗，李风，成晓玲

（广东工业大学材料与能源学院，广东 广州 510006）

制造行业中使用的模具不仅要求精度高，而且要求有较长的使用寿命。模具的主要失效形式有磨损和腐蚀，约占总损耗的40%～50%[1]。模具的大量消耗不仅直接增加生产成本，而且对其进行更换会造成生产线停产，频繁的停产将影响生产进度，导致更大的经济损失。因此，模具的表面强化和修复对保持模具性能和延长寿命而言，具有重要的意义。

与以往传统的模具表面修复和强化相比，等离子熔覆有与基体冶金结合能力强、生产成本低、可大面积作业、功率转化高等优势，因此等离子熔覆是修复大面积模具的优选方法之一[2]。

等离子弧具有极高的热流密度，金属粉末会快速熔化与凝固，其中包含了复杂的热物理过程和微观组织结构生成等过程，同时伴随着相变、导热、对流、辐射等现象[3-5]，而冷却条件在凝固过程中对微观组织起重要作用。但由于等离子熔覆温度极高，变化极快，因此目前对熔覆过程中温度变化、组织形貌的研究较少。本文以718H模具钢作为基材，在其表面熔覆Ni60A镍基高温合金层。采用ANSYS有限元软件来分析Ni60A熔覆层微观组织形成温度场与温度梯度，为Ni60A等离子熔覆在718H模具钢表面强化和修复的应用提供理论依据和工艺指导。

1 实验

1.1 材料

718H模具钢板材的尺寸为120 mm × 120 mm × 25 mm。Ni60A合金粉末的成分为：C 0.85%，Cr 16.00%，B 3.40%，Si 4.50%，Fe 4.50%，Ni余量。在等离子熔覆前，先对粉末进行真空干燥，温度70 °C，时间4 h。

1.2 熔覆工艺

采用DSFS等离子熔覆设备(青岛海纳等离子科技有限公司)，在氩气保护(Ar体积流量2 L/min)下进行熔覆，等离子弧输出功率P = 2.0 kW，熔覆额定电流I = 220 A，扫描速率v = 5 mm/s，光斑半径r = 2 mm。

1.3 分析测试方法

采用数控线切割机对试样进行垂直于熔覆方向上的切割，然后采用240目至2 000目的砂纸逐级打磨，再用适当的力量将试样按压在MP-2B型磨抛机(上海光相制样设备有限公司)上进行抛光(辅以金刚石抛光膏)，抛光时应注意保持抛光盘的湿润。制备成金相试样，用清水洗净及吹风机吹干后，用蘸了王水的棉签擦拭试样切割面5 s，再先后用清水和无水乙醇清洗，吹干。用LEICA DMi8 C型金相显微镜对熔覆层进行金相分析，用HVD-1000IS数显显微维氏硬度计对熔覆层进行硬度检测，用D/MAX-Ultima IV型X射线衍射仪(XRD)对熔覆层进行物相分析。

1.4 等离子熔覆温度场的有限元模型建立与验证

Ni60A粉末和718H模具钢熔覆材料的比热、热导率、热膨胀系数及密度与温度的关系[6]见表1。

表1 718H模具钢和Ni60A镍基高温合金粉末热物性参数Table 1 Thermophysical properties of 718H die steel and Ni60A Ni-based superalloy

结合实际情况，同时考虑到基体和熔覆层的对称性，运用ANSYS参数化设计语言(APDL)，建立了10 mm × 120 mm × 60 mm的模型。由于等离子弧能量分布不均，中心能量高而边缘能量低，热源热流密度分布可近似地用高斯数学模型来解释，因此选用高斯热源作为热源模型。为缩短计算时间和保证计算精度，在划分网格时，熔覆层和靠近熔覆层的区域要细化，远离熔覆区的区域可较为粗糙，如图1所示。等离子熔覆温度场计算模型的建立参见文献[7-8]。

在氩气保护下，以同步送粉的方式，采用与数值模拟相同的等离子工艺参数进行单道熔覆实验，得到具有一定宽度和深度的熔覆层。熔覆完成后，在垂直于熔覆方向上切割，观察熔深和熔宽。从表2可知，多个熔池的测量结果与数值模拟的结果较为接近，略有偏差的主要原因在于本文在建立模型时做了适当的假设，采用高斯面热源，忽略了熔池中送离子气吹力和液态金属对流的影响[9]。模拟值与实际值的偏差在合理的范围内，从而验证了熔池内温度场模拟的准确性和可靠性。

图1 等离子熔覆几何模型及网格划分Figure 1 Plasma cladding geometry and meshing model

表2 熔池几何尺寸的实测值与模拟值的对比Table 2 Comparison between the calculated and measured results of melt pool size

2 结果与讨论

2.1 模拟热循环曲线及熔池内温度梯度的分布

根据实际实验的情况，通过ANSYS处理模块，在P = 2.0 kW，v = 5 mm/s，r = 2 mm的条件下得到试样表面等离子扫描中心线方向上始端、中间和终端的节点温度随时间变化的曲线，如图2所示。

沿扫描方向的熔覆层取样点的温度变化趋势基本相似，波峰都在1 580 °C左右，高于熔覆材料和基体材料的熔点，保证两者可以形成良好的冶金结合。在升温时，曲线较为陡峭；在降温时，曲线较为平缓。显然升温速率大于降温速率，而且升温速率基本保持不变，降温速率则沿扫描方向先快后慢。每个熔道熔覆层的中间取样点的最高温度逐步升高，但升幅不大，试样的温度变化趋于稳定，从而在等离子扫描方向上保证熔覆层各处的性能基本一致。熔覆层的最高温度比中间取样点的最高温度高150 °C左右，端部的温度波动最大。这是因为热量传到端部位置时因空气的热导率很小而难以散出，热量积累，致使熔覆层端部最高温度高于其他各点，呈现明显的“端部效应”[10]。由此可见，在熔覆层的端部容易出现边缘塌陷或者局部过烧的现象。

熔池的温度梯度分布对研究熔覆层微观组织形成有重要的意义。图 3为熔覆到中间位置时，熔池截面的温度梯度分布。正温度梯度表明在固液界面的液相侧，离固液界面越远的点的温度越高，其过冷度会减小；负温度梯度则表明在固液界面的固相侧，离固液界面越远的点的温度越低，其过冷度增大。

图2 沿等离子扫描中心线方向上始端、中间和终端的节点温度随时间的变化Figure 2 Variation of temperature at the beginning,middle, and terminal nodes along the axis of plasma scan

图3 熔覆层表层及与基体交界处不同方向上温度梯度随时间的变化Figure 3 Variation of temperature gradient along different directions with time at the area adjacent to surface in the cladding layer and at the interface between it and the substrate, respectively

2.2 熔覆层微观组织观察与分析

718H模具钢表面在等离子熔覆Ni60A镍基高温合金后，可被分为3个主要区域──熔覆区、热影响区和基体。靠近上部表面的是细等轴晶区(见图4a)，主要由直径为10～15 μm的晶粒组成。在空气与金属界面的交界处，图3的模拟结果显示最大的温度梯度达1.6 × 106°C/m。在较大的温度梯度下，正温度梯度的结晶潜热通过外侧薄壁散出，在外壁处液相温度低，越接近熔池则温度越高。在结晶前沿的液相中，过冷度随着与固液界面距离的增加而减小。而在等离子熔覆过程中，由于基体的自冷作用较大，相当于提高了冷却速率，液相因此而获得较大的过冷度，形核率随之增大，待完全凝固时晶粒较多。结晶在外壁处最先发生，熔覆层随着温度梯度的降低而形成了许多不同取向的小晶粒，形成了细等轴晶区。由霍尔佩奇公式可知，这些表层细小晶粒可以显著改善表面性能。

熔覆层中部为柱状晶(见图4b)，晶粒直径在15～20 μm之间，从基体向等离子熔覆中心区域生长。在熔覆过程中，晶核长大会释放潜热，令界面温度快速升高而接近熔覆层的熔点，随后热量被释放到周围的液相中，于是在固液界面前沿的液相一侧形成了负温度梯度。在此环境下，各枝晶主干方向互不相同，主干与热流方向相平行的枝晶生长迅速，且优先向内伸展。由于侧向枝晶伸长被不平行的热流方向抑制，即等温线的推进速率限制了柱状晶的生长速率，因此只有柱状晶的尖端才具有过冷度[11]这会减少取向不利的晶体生长，在熔覆层表层向内形成柱状晶。图4b证实了正温度梯度的存在会导致柱状晶的形成。

熔覆层芯部的离子弧区域主要形成了直径较大的类胞状晶(图4c)，晶粒直径在30～40 μm之间。由图3可知，熔覆完成后先为正温度梯度。此时胞状结构可以较为稳定地沿平行于热流方向的轴生长，但由于等离子熔覆为急冷的过程，因此胞状结构的长大并不如铸造时明显。仔细观察可以发现，胞状结构尖端易于出现胞晶和树枝晶之间的中间形态，如树枝状胞晶或胞状树枝晶。

靠近基体的区域也是细等轴晶，其晶粒直径为20～25 μm。由于紧贴基体，这部分区域的散热比芯部离子弧区域更快，但又不如与空气接触的最表层快，因此产生的等轴晶的粒度要大于表面细等轴晶区。

图4 熔覆层不同区域的微观组织Figure 4 Microstructures of different areas of the cladding layer

2.3 熔覆层的XRD分析

Ni60A镍基高温合金的主要成分为 Ni，经过等离子熔覆后主要生成 2种强化相，分别是 Fe7Ni3和FeCr0.29Ni0.16C0.06(见图5)。在熔覆过程中，镍原子与铁原子结合而形成大量的Fe7Ni3相，该相均匀地分布在熔覆层中，具有较难分解、耐高温的特点，主要起到第二相强化的作用。合金粉末中的C和Cr由于其原子半径与Fe和Ni相差较大，因此进入了Fe和Ni的晶格间隙中，形成碳化物FeCr0.29Ni0.16C0.06相，起到固溶强化的作用[12]。

2.4 熔覆层的显微硬度分布

熔覆层约有3.5 mm厚，由于其中存在第二相强化和固溶强化，因此其硬度较高。沿着等离子熔覆的中心线从外至内，在每隔0.5 mm的水平面上取3个点测显微硬度，然后求其平均值，结果如图6所示。可见表层显微硬度略低，往内显微硬度突然升高，最大值为508 HV，随后显微硬度缓慢降低，直至熔覆层结束，而基体的硬度约为300 HV。

图5 Ni60A镍基高温合金熔覆层的XRD谱图Figure 5 XRD pattern of Ni60A nickel-based superalloy cladding layer

图6 熔覆层截面的显微硬度分布Figure 6 Cross-sectional distribution of microhardness of the cladding layer

表面硬度低的原因主要有3点：(1)等离子熔覆时的“端部效应”(见图2)导致表面过烧；(2)表面直接与外界环境接触，冷却速率极快造成了热裂纹；(3)熔覆时可能形成了孔洞等缺陷。由前文可知表层和亚表层为晶粒较细小的细晶区，根据细晶强化原理，其硬度应较高。熔覆层中部为柱状晶，再往里为胞状晶，硬度依次降低。靠近基体的熔覆层晶粒尺寸只是比芯部组织略小，对硬度的影响并不明显。

3 结论

(1) 在考虑材料的热物理性质、热源数据和对流换热相关的边界条件之下，所建立的温度场模型能解释718H模具钢表面Ni60A等离子熔覆层由表及里依次为细等轴晶、柱状晶、胞状晶和等轴晶的形成过程。

(2) 在熔覆表层温度梯度高达1.6 × 106°C/m的情况下形成了细等轴晶。

(3) 等离子熔覆形成的Fe7Ni3相和FeCr0.29Ni0.16C0.06相会起到强化作用。熔覆层显微硬度可达508 HV，是718H模具钢基体的1.6倍左右，满足了模具表面修补强化的要求。