激光熔覆成形316l不锈钢微观组织的形成

激光熔覆成形316l不锈钢微观组织的形成

1熔覆技术及应用激光填充技术是1960年以来开发的一种新型先进制造技术，集信息技术、激光技术和材料加工技术于一体。该技术突破传统去除材料的加工方法,以“离散+堆积”成形的思想为基础,将快速原型制造技术和激光熔覆表面强化技术相结合,实现三维近终形全密度金属零件的分层增材制造。激光熔覆成形时,首先在计算机中生成零件的三维CAD模型,然后将该模型按一定的厚度分层“切片”,即将零件的三维数据信息转换成一系列的二维轮廓信息,或直接转换为数控代码驱动工作台和激光器的运动,金属粉末由送粉装置和喷嘴输送到高能激光束在基体上形成的熔池中,再采用激光熔覆的方法按照轮廓轨迹逐线、逐层堆积材料,形成近终形三维实体零件。激光熔覆成形技术由计算机控制,可以用极少量的工序加工复杂的结构而无需工模具,省去了设计、加工模具的时间和费用,极大地提高了制造的柔性,缩短了产品的开发周期,降低了生产成本。同时,该技术适用材料范围广泛,可以加工难熔金属、高温合金和金属间化合物等难加工材料,实现梯度功能制造,成形零件的组织性能优良。该技术一经问世就受到了人们的高度重视,并得到了迅猛发展。激光熔覆成形技术在复杂零件制造、航空航天、国防和零件修复等领域具有广阔的应用前景。本文对316L不锈钢粉末的激光熔覆成形组织特征和性能进行深入的分析和测试,揭示其组织形成机理和规律。2熔覆工艺参数激光熔覆成形系统由6kW横流CO2激光器、西门子SINUMERIK802C数控系统、自动宽带送粉器和四轴数控工作台组成。316L不锈钢粉末成分为(质量分数)C<0.03%,Si:0.68%,Cr:16%~18%,Mo:2%~3%,Ni:12%~14%,Fe:Bal,粉末粒度:~200目,气雾化制粉,基体材料为2Cr12。熔覆成形工艺参数如表1所示。成形后制备标准试样在KEYENCEVH-3000三维数字显微镜下进行显微组织观察,在Zwick/Roell材料试验机上进行抗拉强度实验,采用Philips扫描电镜观察断口形貌,用ShimadzuEPMA-8750电子探针进行元素线扫描。冲击韧性检测在SATECSYSTEMSSI-lC3材料冲击试验机上进行。3枝晶组织及织构工艺3.1316L不锈钢激光熔覆成形组织特征图1所示为激光熔覆成形316L不锈钢显微组织。图1(a)为多层熔覆组织低倍形貌,从图中可以看出,316L不锈钢熔覆成形组织由长短不一的柱状树枝晶组成,树枝晶沿着与每一层界面接近90°夹角的方向外延生长。图1(b)显示熔覆层与基体的界面为一条光滑平整的平面晶带,说明二者之间呈良好的冶金结合。熔覆层中部垂直于扫描方向的高倍放大组织如图1(c)所示,熔覆层组织主要由基本垂直于层间界面的细长的柱状晶和部分层间转向树枝晶的组织组成,由平行于熔覆层的纵截面可以看出,这些转向树枝晶组织大致平行于扫描方向,如图1(d)所示,层与层之间呈冶金结合。图1(e)为多层熔覆成形试样顶部组织,顶部转向枝晶区的厚度大于中间层,柱状晶组织相对粗大。图1(f)为平行于基体上表面的枝晶横截面组织,可以看出,枝晶横截面组织均匀,呈典型的蜂窝状结构,与熔覆层中部横截面内转向枝晶的组织形貌一致。整个熔覆层组织致密、无气孔、裂纹等缺陷,柱状晶间距在8~20μm之间。3.2316L不锈钢激光熔覆成形组织形成机理凝固界面的显微组织与合金成分、固/液界面前沿的温度梯度G和界面能以及凝固速率V等因素密切相关。在激光熔覆成形开始时,凝固表面与基体紧密接触,基体本身是冷却源,在固液界面形成很大的温度梯度,冷却速度V很小,使得凝固界面的G/V值很大,几乎不存在成分过冷,凝固界面以平面晶方式长大,形成图1(b)所示的平面晶带。枝晶的生长与晶胞的位向有关。在体心立方和面心立方的金属立方晶体中,枝晶晶轴沿着〈100〉方向生长,热流方向不改变晶轴的生长方向,只是选择三个〈100〉方向中与热流方向夹角最小的一个方向生长。由于熔覆层通过基体散热,热流方向垂直于界面,界面前沿存在正的温度梯度,树枝晶沿温度梯度最大的〈100〉方向择优生长,形成和热流方向相反的快速凝固外延生长的枝晶组织。随着固/液界面的推进和传热传质,熔覆层温度梯度G逐渐减小,通过基体的散热已经不占优势,枝晶垂直外延生长的趋势被打断。熔覆层主要通过周围环境即表层的大气散热。激光熔覆成形中,熔池界面前沿的凝固速率V=Vbcosθ(Vb为扫描速度,θ为固/液界面法线方向与激光束扫描方向的夹角),在熔池底部,V很小,故生成无偏析的平面晶层,接近熔池顶部,cosθ值最大,沿水平方向的凝固速率最大。这时,由于大气的冷却作用,沿扫描速度方向的温度梯度逐渐增大,枝晶生长的方向发生变化,与最大温度梯度方向最为接近的〈100〉方向成为生长的择优取向。沿扫描速度方向水平生长柱状树枝晶组织生长的优势大于垂直向上枝晶的生长,该方向的枝晶快速凝固,竞争生长的结果出现了图1(d)所示的组织。若合理控制工艺参数,下一层扫描时,前层的转向树枝晶区被完全重熔,则外延生长的趋势还可以延续,层与层之间为外延生长的连续的细长树枝晶,如图1(c)中的位置A所示;否则,在层间会夹杂出现转向的树枝晶组织,如图1(c)中的位置B所示,可以通过合理地选择和控制工艺参数,控制重熔深度,从而控制熔覆层的生长方向,得到外延生长的熔覆层。熔覆成形试样顶部不存在重熔,冷却比较充分,故转向枝晶区的厚度较大,见图1(e)。同时,根据W.Kurz等的快速凝固理论模型,枝晶臂的一次间距λ1与凝固速度之间存在近似关系:λ1∞V-xG-y(x,y为与合金相关的系数),由于激光熔覆成形的温度梯度G很大,可达到106K/mm,所以λ1很小,成形组织非常细小,枝晶间距在8~20μm之间。3.3316L激光熔覆成形性能分别沿平行于扫描速度方向和垂直于扫描速度方向的水平方向制备圆柱和板状拉伸试样若干,在Zwick材料试验机上按照ISO6892:1998标准进行抗拉强度实验,拉伸结果如表2所示。通过和常规方法加工性能的对比可以看出,激光熔覆成形316L不锈钢的抗拉强度大大超出热轧、冷轧及铸造材料,而延伸率接近或超过传统材料加工方法,机械性能的提高主要是由于晶粒细化的结果,激光加工晶粒间距约比常规加工方法低一个数量级,所以其强度大大提高。两个方向的平均抗拉强度接近,垂直方向的延伸率略低,这主要是由于熔覆道之间的搭接效应引起的,道间结合处存在氧化物熔渣或结合不良可能形成裂纹源而导致过早断裂。图2所示为激光熔覆成形试样平行扫描速度方向的拉伸断口形貌,可以看出,断口主要由比较均匀的塑性韧窝和白色的撕裂棱组成,呈现出良好的塑性,断裂的机制是微孔的聚合和长大。熔覆层冲击能量为50J。图3为激光熔覆成形试样中切取的一部分,其中底部为基体材料,上部为熔覆层,从它的截面也可以看出,熔覆层致密,无裂纹、气孔等缺陷,与基体形成良好的冶金结合。从316L不锈钢激光熔覆层过渡区开始,向熔覆层方向进行电子探针显微分析(EPMA),结果如图4所示。可以看出,整个熔覆层成分变化小,稀释率很小,热影响不显著,这是由激光熔覆成形技术本身的工艺特性决定的。能谱分析(EDS)成分定量分析表明晶界处的Ni,Cr偏析率分别为2.962%和1.236%,这主要是由于激光熔覆成形是一个快速凝固的过程,宏观的扩散边界层变得很小,固液界面前进的速率超过溶质原子在液相中的扩散速率,凝固过程显著地偏离平衡,减少了偏析对组织性能的影响。4柱状晶的生长1)激光熔覆成形316L不锈钢熔覆层主要由垂直于结合面的外延生长的柱状