激光熔覆+重熔制备镍基非晶复合涂层的形成机制

激光熔覆+重熔涂层的显微组织主要由熔覆层成分、温度梯度G、凝固速率R和冷却速率V等凝固参数确定。在激光熔覆或激光重熔时，凝固组织的生长方向为单一的由界面向熔覆层顶部，因此V=GR，同时，根据经典凝固理论，G/R决定凝固组织的形貌，而GR决定凝固组织的尺寸。一般情况下，随G/R比值的增加，凝固特征逐渐由平面生长改变为胞状枝晶、柱状树枝状以及等轴晶等，而随着GR乘积的增加，凝固组织的尺寸逐渐减小［157］。结合传统凝固理论及本研究中的激光熔覆层、重熔层的组织分布及前述关于冷却速度的模拟结果，可得出适合于采用激光熔覆+重熔制备非晶复合涂层过程的温度梯度G、凝固速度R及冷却速率V对凝固组织形貌、尺寸及非晶相生成的影响规律，如图5-14所示。

图5-14中冷却曲线1为在激光熔覆层内的冷却情况，此时冷却速率较低。在熔覆层和基体界面处，由于熔池底部温度梯度G很高，而凝固速率R很小，G/R比值较大，液态金属与大块冷基体金属接触而产生激冷，使得凝固界面以平界面生长，平面凝固界面失稳而形成胞状突起，熔覆金属开始以胞状晶形式转变。在熔覆层中部，凝固速度R增大，G逐渐减小，发生胞/树枝晶转变，并导致柱状树枝晶稳定生长。在熔覆层顶部，柱状树枝晶尖端出现分叉，柱状树枝晶逐渐向等轴树枝晶转变。需要指出的是在图5-10（b）中未出现胞状晶，这可能是由于在凝固开始时，温度梯度G未能满足胞状晶生长的条件所致。

图5-14 温度梯度G、凝固速度R对凝固组织形貌、尺寸及非晶相生成的影响

图5-14中冷却曲线2对应在熔覆层/重熔层界面处的冷却速率。由于异质形核的存在，导致凝固速度R较大，同时由于未熔熔覆层和基体作为导热条件使得此处具有较大的温度梯度G，即此处GR的值增加，使得此时形成的柱状树枝晶和等轴枝晶具有更小的尺寸，如图5-10～图5-12所示。

继续趋向重熔层顶部区域，由于冷却速率V（GR）的不断增加（冷却曲线3），超过了在激光熔覆+重熔制备非晶复合涂层时非晶形成的临界冷却速率（见图5-14中虚线所示），实现了对过冷熔体的“冻结”作用，抑制了晶体的形核和长大行为，主要原因是此时满足了非晶合金形成的内外两个因素（本身的非晶形成能力和外在的冷却速率）。从而在重熔层内获得了非晶组织，而晶体相仅有原始未熔化NbC相。最终，形成了以非晶为基体的非晶复合涂层。

图5-14可以很好地解释在激光熔覆+重熔过程中在涂层不同位置处所获得的组织形貌、种类及尺寸存在差异的原因（激光熔覆时激光功率密度为12100W/cm2，扫描速度为0.36m/min，送粉量为12g/min；激光重熔时激光功率密度为53000W/cm2，扫描速度为8m/min）。同时，如果将不同位置处的冷却速率变化为不同重熔扫描速度时的冷却速率（4～8m/min），也可用图5-14解释激光重熔扫描速度变化对激光重熔层组织影响的规律。由图5-6可以看出，在激光重熔扫描速度为4m/min和5m/min时熔覆层顶部在重熔时的速率已经超过了临界冷却速率（10118.8K/s）但是没有获得非晶，原因为此时重熔层/熔覆层界面处的晶体向熔覆层顶部生长速度较快（凝固前沿的推移速度较快）而温度梯度较小造成的。

需要指出的是由于合金元素的组成为金属类金属，这样的组成在快速凝固条件下晶体长大速度受溶质原子的短程扩散所控制的［158，159］；且合金具有较强的玻璃形成能力，其玻璃转变温度高达743K，而激光重熔过程中重熔液相的温度高达2000K以上，这远远高于合金的玻璃转变温度，因此当重熔后的冷却过程中时，会发生去玻璃化过程，从而形成纳米晶体组织；在重熔过程中熔化金属获得了超过冷，从而造成重熔试样迅速达到液相体积分数为零，使得试样组织在凝固阶段的粗化时间及粗化速率大大减小［25］，因此在合金部分凝固组织中会出现晶粒尺寸极小的纳米晶。