熔覆层微观组织的形成机制

图5-25为熔覆层截面垂直于界面距离其不同位置的微观组织形貌（激光熔覆的热输入为50.0J/mm）。由图5-25可以看出，垂直于熔覆层/基体横界面的方向，从基体界面到熔覆层表层具有明显不同的微观组织。本节主要对基体/熔覆层的结合区、熔覆层的中间区域以及熔覆层的顶层区域的组织形成机制分别进行分析和讨论。图5-25（a）中熔覆层与基体之间形成了良好的冶金结合，在基体/熔覆层界面，生成了平面晶，并且柱状树枝晶向熔覆层内部生长，随后在柱状树枝晶顶端发生柱状晶向等轴晶生长方式的转变，然后是向没有晶界组织的灰色相转变，如图5-13（b）所示，并且还可以观察到，在灰色的基体上存在几何尺寸细小的等轴晶体相。从图5-13（c）发现，熔覆层顶部部分区域有枝晶相存在，并且其尺寸相对熔覆层中部有所增加。同样也发现存在白色颗粒相NbC分布在熔覆层中。

图5-25 激光熔覆非晶复合熔覆层横截面不同位置微观组织

（a）熔覆层/基体界面 （b）熔覆层中部 （c）熔覆层顶部

根据经典凝固理论知识可知，熔覆层合金粉末的成分一定的情况下，决定激光熔覆组织以及组织尺寸大小的主要参数为温度梯度G、生长速率R以及冷却速率V等。由于激光熔覆层中的凝固组织的生长方向一般为单一的由界面到顶层生长，因此，可以用温度梯度G和生长速率R来表示冷却速率V，其表达式为V=GR，即凝固组织的尺寸主要受到冷却速率V的影响。另外，熔体的凝固方式及凝固后的显微组织形貌是由温度梯度G和生长速率R决定的，其表达式为G/R。采用GR和G/R这两个因子可以对熔覆层的组织的生长方式及晶粒的尺寸大小进行很好的解释。随着G/R比值的下降，凝固方式从平面生长到包晶生长，再向柱状晶生长转变，再为等轴晶生长。而随着GR的增加，熔体的凝固组织的几何尺寸以及晶体之间的距离都逐渐减小［87］。

根据本研究中不同位置的激光熔覆层的组织分布特征，结合经典凝固理论和前文ANSYS模拟的冷却速度结果，可以分析熔覆层的组织形貌、尺寸以及非晶相的形成机制，具体如图5-26所示。在靠近熔覆层/基体界面处，由于激光熔覆技术本身具有较快的冷却速度，又因为基体存在导热作用，导致熔覆层与基体两者界面的温度梯度（G）很高，同时凝固瞬间结晶速度（R）很小，即G/R较高。根据凝固原理可知，形成的显微组织应该呈现平面晶状态，与图5-25（a）熔覆层界面形成的微观组织是相符的。熔覆层在基体表面发生了外延生长，在熔覆层与基体形成了一层很薄的平面晶，同时基体发生了稍微的熔化。随后随着G/R降低，满足了胞状晶的生长要求，胞状晶在平面晶的表面上向熔覆层内部生长。根据模拟结果得知，沿基体到熔覆层顶部的方向，温度呈现上升趋势，并且温度梯度逐渐降低，同时，由于胞状晶的生成，造成胞状晶晶界和晶内存在差异，产生了偏析，导致G/R比值降低，这样为凝固结晶提供了较大速度，所以随着熔体继续凝固，并呈现柱状树枝晶的方式。在平面晶组织、胞状晶之后以柱状树枝晶继续生长，并且随着熔体的凝固继续进行，低熔点的溶质向界面排出，导致熔覆层成分继续产生偏析，柱状晶不断形核长大，并沿着热流方向熔化区内部凝固长大，最终呈现沿单一方向的柱状枝晶组织。随着凝固的继续进行，温度梯度继续减小，由于成分偏析导致的结晶速率也不断增加，在柱状树枝晶的顶端，开始形成等轴树枝晶，这也是激光熔覆组织所具有的一般特征。图5-26中的冷却曲线A和B，代表两种不同的冷却曲线，B的冷却速率要大于A。第2章中发现当热输入减小时熔覆层组织变得细小，本章的模拟计算表明热输入减小会导致冷却速率V增加，因此图中的两条冷却曲线可以很好地解释组织尺寸上产生差异的原因。

图5-26 温度梯度G、凝固速度R对凝固组织形貌、尺寸以及非晶相的影响

在本节中，由于采用了具有一定非晶形成能力的镍基非晶合金，在形成等轴晶之后，冷却速率V（GR）的继续增加（见图5-26中冷却曲线C）超过了非晶复合熔覆层中非晶形成时的临界冷却速率（见图5-26中虚线），形成了对熔体的“冻结”，抑制了晶体的形核与长大，所以在熔覆层组织的中间区域，主要形成没有晶界组织的非晶相［见图5-25（b）］。但是在激光熔覆层中不可避免地在部分位置存在成分偏离所需名义成分的区域，并且在粉末制备的过程中形成的NbC颗粒在激光快速加热和快速冷却过程中不能被重新熔化而遗留下来，因此在非晶相的基体上存在枝晶相和白色NbC颗粒相共存的特征。即获得了激光熔覆镍基非晶复合熔覆层（晶相和非晶相共同存在）。在熔覆层的顶部如图5-25（c）可以看到，由于周围较快的导热作用，以及此处在激光熔覆的凝固过程中容易造成一些杂质元素推向顶层，造成成分的不均匀，从而出现了相当含量的树枝晶存在。