張媛媛,林鑫,魏雷,任永明

西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 西安 710072

摘要

關(guān)鍵詞：Zr55Cu30All0Ni5塊體非晶合金;激光立體成形;粉末狀態(tài);晶化

塊體非晶合金因其具有優(yōu)異的力學(xué)、物理和化學(xué)性能[1~4],在航空、航天、機(jī)械、化工等領(lǐng)域擁有廣闊的應(yīng)用前景。然而采用傳統(tǒng)工藝制備大塊非晶時(shí),通常存在臨界冷速和尺寸的限制[5]。近年來,很多學(xué)者利用激光立體成形(laser solid forming,LSF)所具有的逐點(diǎn)逐層三維自由實(shí)體快速熔覆沉積成形的特點(diǎn)來制備任意尺寸的大塊非晶合金,這為促進(jìn)塊體非晶合金在工程領(lǐng)域的應(yīng)用和發(fā)展創(chuàng)造了一條新的途徑。Ye和Shin[6]采用每沉積一層就停留5 s再進(jìn)行后續(xù)沉積的方式來避免熱累積效應(yīng)所產(chǎn)生的晶化,最終激光立體成形制備了晶化較少的鐵基大尺寸非晶合金。Yang等[7]對(duì)比了激光快速熔凝和激光立體成形鋯基非晶合金的晶化行為,指出如果熔覆層的厚度大于熱影響區(qū)的寬度就有可能實(shí)現(xiàn)大塊非晶合金的激光立體成形制備。Pauly等[8]采用選區(qū)激光熔化技術(shù)制備了非晶含量較高的鐵基大尺寸非晶合金。由于激光立體成形過程是激光、粉末和基材的快速相互作用過程,基于合金熔體結(jié)構(gòu)的遺傳性[9],合金粉末的初始晶化狀態(tài)將對(duì)熔覆沉積層的晶化特征產(chǎn)生影響。Balla和Bandyopadhyay[10]采用晶態(tài)和非晶態(tài)相混合的粉末激光立體成形制備直徑10 mm、高15 mm的鐵基非晶合金時(shí),發(fā)現(xiàn)熔覆層的晶化相可能來源于原始大尺寸粉末中已有的晶化相,認(rèn)為只有采用完全非晶態(tài)粉末才有可能得到非晶態(tài)熔覆層。本課題組前期工作[11]采用原始Zr55Cu30Al10Ni5(Zr55)粉末和高溫退火處理后的Zr55粉末熔覆沉積制備非晶合金時(shí),發(fā)現(xiàn)未退火的小尺寸粉末所制熔覆層的晶化程度較小,而采用未退火的大尺寸粉末所制熔覆層中出現(xiàn)了許多源于原始粉末的Al5Ni3Zr2晶化相,晶化程度較為嚴(yán)重。為了提高大尺寸粉末的利用率,將大尺寸粉末進(jìn)行退火處理后再熔覆沉積[12],反而可以明顯減小熔覆層的晶化程度進(jìn)而獲得非晶含量較高的熔覆層?？梢?除了采用原始小尺寸Zr55粉末,退火態(tài)Zr55粉末也可以用于激光立體成形制備非晶合金。然而,高溫退火處理后的Zr55粉末尺寸對(duì)熔覆層晶化行為的影響仍不清晰,需要進(jìn)一步考察以不同工藝參數(shù)激光立體成形不同尺寸退火態(tài)Zr55粉末的晶化行為。

本工作篩分選取等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法(plasma rotating electrode processing,PREP )所制的不同尺寸Zr55粉末,并將粉末高溫退火處理后進(jìn)行激光立體成形。通過分析不同激光工藝參數(shù)下退火態(tài)合金粉末所制熔覆層的晶化特征,考察退火態(tài)粉末尺寸以及工藝參數(shù)對(duì)熔覆層熔池區(qū)及其熱影響區(qū)晶化行為的影響機(jī)制,以期為激光立體成形大塊非晶合金提供實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)和理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

采用純度99.99% (質(zhì)量分?jǐn)?shù)),尺寸為30 mm×10 mm×3 mm的純Zr板作為基體材料。通過PREP法制備Zr55合金粉末,粉末實(shí)測(cè)化學(xué)成分和名義化學(xué)成分如表1所示。篩分選取尺寸為106~150 μm及75~106 μm的合金粉末并在Ar氣保護(hù)的管式爐中以10 K/min的速率升溫至1000 K進(jìn)行退火處理。采用上述2種尺寸退火態(tài)粉末在LSF-IIIB激光立體成形系統(tǒng)[13]上制備塊體非晶合金,成形過程中的Ar氣保護(hù)箱體內(nèi)始終保持O2含量在(15~35)×106。采用預(yù)置粉末法以不同激光線能量熔覆沉積2種尺寸的退火態(tài)粉末,單層預(yù)置粉末的厚度為0.3 mm,試樣制備過程中光斑半徑為0.5 mm,搭接率為50%,層數(shù)為3,具體工藝參數(shù)見表2。所選用的3種激光線能量(P/v,其中P為激光功率,v為掃描速率)主要依據(jù)以往激光立體成形的沉積經(jīng)驗(yàn)[11],既能保證得到較好的沉積效果,又足以體現(xiàn)工藝參數(shù)對(duì)晶化行為影響的差異。采用X?Pert MPD PRO型X射線衍射儀(XRD)分析粉末及熔覆沉積試樣的晶化狀態(tài)。其中晶化相的含量應(yīng)用K值法[14]進(jìn)行定量測(cè)定,晶化相的衍射強(qiáng)度通過MID Jade 5.0分析軟件測(cè)得。將粉末及試樣橫截面切割、拋光、腐蝕(腐蝕液為10 mL HNO3+10 mL H2O+1 mL HF)后,采用PMG3金相顯微鏡(OM)、Tescan VEGA掃描電鏡(SEM)觀察其顯微組織形貌。將試樣磨至50 μm并經(jīng)離子減薄后利用Tecnai G2F30型透射電子顯微鏡(TEM)及選區(qū)電子衍射(SAED)分析其物相組成。通過Comsol軟件模擬不同工藝參數(shù)下熔覆沉積Zr55非晶合金的溫度場(chǎng)分布。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

圖1為不同尺寸Zr55原始粉末以及經(jīng)1000 K退火處理后Zr55粉末的SEM-BSE像。從圖1a和c可以看出,原始粉末中無特征組織的基體上均分布有尺寸約15 μm的小平面相,其顏色襯度呈深灰色。從圖1b和d可以看出,退火后的粉末已完全晶化,其中仍有灰色小平面顆粒相(圖1b的插圖)分布在細(xì)小彌散的晶態(tài)基體上。圖2為不同尺寸原始粉末以及經(jīng)1000 K退火后粉末的XRD譜。可見,原始粉末的衍射曲線由寬化的漫散射峰和少量微弱的Al5Ni3Zr2峰組成;粉末中大面積的無特征組織基體相為非晶相,小平面相則為Al5Ni3Zr2相。根據(jù)BSE圖像灰度與所含原子序數(shù)的關(guān)系[15],亮的區(qū)域含高原子序數(shù)的成分多,而暗的區(qū)域含低原子序數(shù)的成分多,這進(jìn)一步確定了粉末組織中灰暗的小平面相為Al5Ni3Zr2相。采用K值法[14]計(jì)算得出Al5Ni3Zr2相在尺寸為106~150 μm和75~106 μm的原始粉末中的含量分別為20.1% (質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)和10.8%。退火態(tài)粉末的XRD譜由大量的尖銳衍射峰組成,進(jìn)一步證明該粉末已完全晶化,主要的晶化相為CuZr2、Al5Ni3Zr2和Al2Zr3相,其中Al5Ni3Zr2相在尺寸為106~150 μm和75~106 μm退火態(tài)粉末中的含量分別為4.5%和6.0%。與原始Zr55粉末組織相比,退火后不同尺寸Zr55粉末中的Al5Ni3Zr2相的含量均有所減少。

圖1不同尺寸Zr55原始粉末和退火態(tài)粉末的SEM-BSE像

Fig.1SEM-BSE images of original (a, c) and annealed (b, d) Zr55 powders with the size range of 106~150 μm (a, b) and 75~106 μm (c, d) (Inset inFig.1b shows the enlarged view of faceted phases)

圖2不同尺寸Zr55原始粉末以及經(jīng)1000 K退火后粉末的XRD譜

Fig.2XRD spectra of original and annealed Zr55 powders

不同激光線能量下熔覆沉積退火態(tài)粉末所制試樣橫截面的OM像如圖3所示。可以看出,熔覆層組織均由白色無特征組織及帶狀的灰色及黑色晶化帶組成。當(dāng)激光線能量為7.0 J/mm時(shí),退火態(tài)粉末所制試樣1和試樣2中均包含大面積的無特征組織(圖3a和b)。隨著激光線能量增大至10.8 J/mm,大尺寸粉末所制試樣3中無特征區(qū)域的面積要小于小尺寸粉末所制試樣4 (圖3c和d)。而且,試樣3 (圖3c)比激光線能量為7.0 J/mm時(shí)所制試樣1 (圖3a)的晶化嚴(yán)重。當(dāng)激光線能量為15.7 J/mm時(shí),大尺寸粉末所制試樣5接近于完全晶化(圖3e),而小尺寸粉末所制試樣6依然保持較高含量的無特征組織,不過沉積層近基材側(cè)完全被灰色和黑色的晶化區(qū)所占據(jù)(圖3f)?？傮w來看,隨著激光線能量的增大,尺寸為106~150 μm的退火態(tài)粉末所制熔覆層的晶化程度加劇,而尺寸為75~106 μm的退火態(tài)粉末所制熔覆層的晶化程度變化不大。

圖3采用不同尺寸退火態(tài)粉末在不同激光線能量下所制熔覆層橫截面的OM像

Fig.3Cross-sectional OM images of the LSFed Zr55 deposits prepared by the annealed powders with different sizes(a) specimen 1 (b) specimen 2 (c) specimen 3 (d) specimen 4 (e) specimen 5 (f) specimen 6

圖4為熔覆沉積試樣1~6的XRD譜?？梢钥闯?沉積試樣均主要由NiZr2、ZrCu及CuZr2晶化相組成。當(dāng)激光線能量為7.0 J/mm時(shí),試樣1和2的衍射譜均由非晶漫散射峰和少量晶化峰組成,表明試樣的主要組成為非晶,晶化相的含量分別為9.5%和8.7%。當(dāng)激光線能量增大至10.8 J/mm時(shí),試樣3和4的晶化峰強(qiáng)度均有所增大,其晶化相的含量分別為36.2%和20.5%。當(dāng)激光線能量為15.7 J/mm時(shí),采用大尺寸粉末所制試樣5的XRD譜完全由非常尖銳的晶化峰組成,晶化相的含量高達(dá)80.4%,接近于完全晶化。而采用小尺寸粉末所制試樣6中的晶化相僅占37.5%。由此可見,隨著激光線能量的增大,熔覆層的晶化均有所加劇,其中大尺寸粉末所制熔覆層的晶化程度更為顯著。

圖4熔覆沉積試樣1~6的XRD譜

Fig.4XRD spectra of the LSFed specimens 1~6

激光線能量為15.7 J/mm時(shí)所制試樣5和6的SEM像如圖5所示?？梢钥闯?熔覆層從熔池區(qū)底部到熱影響區(qū)均依次分布有灰色無特征組織、納米晶、枝晶、球粒晶(圖5a和b中插圖),其中納米晶為NiZr2亞穩(wěn)相,主要由氧含量誘發(fā)產(chǎn)生[13]。其它沉積試樣的道間組織分布規(guī)律同試樣5和6一致,只是各晶區(qū)的寬度有所不同。從圖5a左上角可以看出,試樣5熔池區(qū)出現(xiàn)大量球粒晶,這表明熔池的大部分區(qū)域被后續(xù)熔覆層底部的球粒晶區(qū)占據(jù),說明大尺寸退火態(tài)粉末所制試樣5的晶化程度最為嚴(yán)重。而小尺寸退火態(tài)粉末所制試樣6的熔池區(qū)則為大面積無特征非晶組織。

圖5熔覆沉積試樣5和試樣6道間晶化區(qū)的SEM像

Fig.5SEM images of crystalline band between the adjacent tracks in specimen 5 (a) and specimen 6 (b) (Insets show the enlarged views of square areas, the white arrows indicate the directions from RZ to HAZ, RZ—remelted zone, HAZ—heat affected zone)

圖6為試樣3熔覆層枝晶區(qū)及球粒晶區(qū)的TEM像及SAED花樣。通過分析圖6a中枝晶臂及枝晶心部的SAED花樣,發(fā)現(xiàn)該枝晶心部(SA2區(qū))為體心四方的類CuZr2相(晶格常數(shù)a=3.22 nm,c=11.18 nm),枝晶臂(SA3區(qū))為簡(jiǎn)單立方的類ZrCu相(a=3.256 nm),即該枝晶是由類CuZr2和類ZrCu兩相共晶組成。圖6b為分布于熱影響區(qū)底部球粒晶區(qū)的TEM像及相應(yīng)的SAED花樣。經(jīng)標(biāo)定,球粒晶同樣由類CuZr2和類ZrCu兩相共晶組成,中心桿狀組織為類CuZr2相。此外,SAED花樣分析結(jié)果表明,兩相共晶類CuZr2相與類ZrCu相的取向關(guān)系為

圖6熔覆沉積試樣3枝晶區(qū)和球粒晶區(qū)的TEM像及SAED花樣

Fig.6TEM images and corresponding SAED patterns of dendrite zone (a) and spherulite zone (b) in specimen 3

3 分析討論

采用尺寸為75~106 μm和106~150 μm的退火態(tài)粉末進(jìn)行激光立體成形Zr55非晶合金時(shí),發(fā)現(xiàn)僅在線能量為7.0 J/mm時(shí),熔覆沉積層中含有較高含量的非晶相。隨著激光線能量的增大,熔覆層的晶化程度均有所增加,其中大尺寸粉末所制熔覆層的晶化程度更為明顯。為了分析以不同激光線能量熔覆沉積不同尺寸Zr55粉末時(shí)的晶化行為,采用Comsol軟件對(duì)單道熔覆非晶合金所產(chǎn)生的溫度場(chǎng)進(jìn)行模擬。模擬計(jì)算的三維數(shù)值模型中的基材尺寸為30 mm×10 mm×3 mm,激光能量分布近似為Gauss分布,激光束垂直照射沉積樣品的上表面, 且以一定的速率移動(dòng)。熔覆沉積過程中的熱傳導(dǎo)行為由瞬態(tài)熱傳導(dǎo)偏微分方程控制[16]。模型采用第三類邊界條件,考慮了工件表面的對(duì)流換熱和輻射換熱。粉末材料的密度、定壓比熱容的計(jì)算參考文獻(xiàn)[17]。由于預(yù)置粉末床由不同尺寸的退火態(tài)Zr55粉末鋪置而成,粉末材料對(duì)激光的吸收率以及粉末床的有效導(dǎo)熱系數(shù)也有所不同。其中細(xì)粉顆粒因其較高的比表面積而具有高的激光吸收率[18]。不同尺寸預(yù)置粉末床的有效導(dǎo)熱系數(shù)參考文獻(xiàn)[19]進(jìn)行計(jì)算。激光線能量為7.0 J/mm時(shí),熔覆沉積不同尺寸粉末的溫度場(chǎng)模擬結(jié)果如圖7所示。圖7a和b中,等溫線溫度高于熔點(diǎn)(Tm)低于熔池表面中心的區(qū)域定義為熔池區(qū)。通過測(cè)量熔覆試樣1和2晶化帶的寬度,確定熱影響區(qū)底部即將晶化而又未發(fā)生晶化的臨界位置,將該臨界位置的等溫線溫度確定為起始晶化溫度(Tx)。如圖7a和b所示,A和B點(diǎn)為熔池頂部中心點(diǎn),C和D點(diǎn)為熱影響區(qū)頂部中心,E和F點(diǎn)為熱影響區(qū)與已沉積層非晶區(qū)的交界位置處的臨界點(diǎn),該處的熱循環(huán)曲線應(yīng)與非晶合金的連續(xù)加熱相變(continuous heating transformation,CHT)曲線相切。同時(shí),Zr55非晶合金CHT曲線應(yīng)當(dāng)與各工藝參數(shù)下熱影響區(qū)和已沉積非晶區(qū)臨界位置處的熱循環(huán)曲線相切。假定非晶合金的CHT曲線是一條連續(xù)、光滑的曲線,不存在間斷點(diǎn)。通過模擬線能量為10.8和15.7 J/mm時(shí)熔覆沉積非晶合金時(shí)的溫度場(chǎng),計(jì)算熱影響區(qū)底部非晶晶化臨界位置處的熱循環(huán)曲線,得出Zr55熔覆層已沉積非晶區(qū)的CHT曲線,結(jié)果如圖7c所示。可以看出,尺寸為75~106 μm的退火態(tài)粉末所制非晶層的CHT曲線位于尺寸為106~150 μm的退火態(tài)粉末所制非晶層的上方,這表明采用小尺寸粉末所制熔覆層的已沉積非晶區(qū)具有較高的熱穩(wěn)定性[20],這使得該熔覆層熱影響區(qū)的晶化程度沒有隨著激光線能量的增大而顯著增加。實(shí)驗(yàn)所用沉積材料均是經(jīng)1000 K高溫退火處理后的Zr55粉末。退火過程中原始Zr55粉末的微觀結(jié)構(gòu)均經(jīng)過一定程度的結(jié)構(gòu)弛豫和原子重組,粉末中Al5Ni3Zr2相會(huì)進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌€(wěn)定的晶化相。基于熔體結(jié)構(gòu)的遺傳性[9],激光熔化后的合金熔體中有利于促進(jìn)晶化的類Al5Ni3Zr2相的短程/中程有序結(jié)構(gòu)均有所減少,從而降低了熔覆層的晶化程度[21]。因此,以不同激光線能量熔覆沉積不同尺寸退火態(tài)Zr55粉末時(shí),熔覆層的晶化程度受粉末本身的相結(jié)構(gòu)影響較小,而主要受激光立體成形時(shí)熔池及熱影響區(qū)所產(chǎn)生的溫度場(chǎng)的影響。即激光熔覆小尺寸粉末時(shí)熔池區(qū)域的過熱度要高于大尺寸粉末[11],此時(shí)熔體中保留的具有原始粉末組織特性的短程/中程有序結(jié)構(gòu)將被嚴(yán)重破壞[22],因此小尺寸粉末所制熔覆層的已沉積層非晶區(qū)具有更高的熱穩(wěn)定性。這樣隨著激光線能量的增大,即使該試樣熱影響區(qū)經(jīng)歷了更長時(shí)間的結(jié)構(gòu)弛豫,但晶化程度并無明顯增加(圖3f)。而大尺寸粉末所制熔覆層的已沉積非晶區(qū)的熱穩(wěn)定性較低,當(dāng)熱影響區(qū)經(jīng)歷較長時(shí)間的結(jié)構(gòu)弛豫后,其熱影響區(qū)的晶化程度隨激光線能量的增大而顯著增加(圖3e)。

圖7單道熔覆Zr55非晶合金時(shí)的溫度場(chǎng)模擬結(jié)果

Fig.7Simulation results of the thermal field in the deposit during one layer single-track deposition(a, b) temperature distributions for 0.06 s after irradiation with 7.0 J/mm (Points A and B are located at the surface of the molten pool zone, points C and D are located at the top of HAZ, points E and F are at the boundary between the HAZ and already-deposited amorphous zone;Tmis the melting temperature,Txis the onset crystallization temperature,Tgis the glass transition temperature)(c) continuous heating transformation (CHT)curves for Zr55 bulk metallic glass (BMG) according to thermal cycles at the boundaries (Curves 1~3 denote the temperature profiles during deposited the coarser powder with laser heat input of 7.0, 10.8 and 15.7 J/mm, curves 4~6 denote the temperature profiles during deposited the finer powder with different heat inputs)

不同熔覆沉積試樣的晶化程度存在差異,但熔覆層熱影響區(qū)的組織從頂部到底部均依次分布著CuZr2+ZrCu枝狀共晶和CuZr2+ZrCu球粒狀共晶區(qū)。從熱力學(xué)角度講,激光立體成形條件下的非晶晶化過程類似于過冷熔體的快速凝固。為了解釋深過冷條件下共晶凝固組織的形成和演化機(jī)制,首先計(jì)算共晶兩相在深過冷條件下的競(jìng)爭(zhēng)形核,確定領(lǐng)先形核相。然后利用快速枝晶生長理論LKT/BCT[23]和快速共晶生長理論TMK[24],對(duì)Zr55Cu30Al10Ni5合金中2個(gè)析出相CuZr2和ZrCu枝晶相的生長速率及層片共晶的生長速率進(jìn)行了計(jì)算。根據(jù)Shao[25]提出的瞬態(tài)形核理論,得出過冷熔體的孕育時(shí)間τ與熔體過冷度ΔT的關(guān)系如下：

$\begin{array}{c}?=\frac{7.2{?}_{?}?\left(?\right)}{1-\mathit{cos\theta }}?\frac{{?}^4}{{?}_{?}^2{?}_0}?\frac{{?}_{?}}{?{?}_{?}?{?}_{?}^2}\end{array}$(1)

$\begin{array}{c}{?}_{?}={\left[\frac{{?}_{?}}{{?}_{?}?}\right]}^{\raisebox{1ex}{$1$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$3$}\right.}\end{array}$(2)

式中,Rg為氣體常數(shù);dα為固態(tài)原子半徑;Sm為固相的摩爾熔化熵;Tt=T/Tm,是熔體溫度T與Tm之比的一種度量,是無量綱溫度,ΔTt=ΔT/Tm,是無量綱過冷度,T為熔體溫度,Tm為合金的熔點(diǎn);θ為固/液兩相的潤濕角,f(θ)為異質(zhì)形核因子;a為原子躍遷距離;D為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù);C0為合金的初始濃度;Wm為合金的平均摩爾質(zhì)量;NA為Avogadro常數(shù);ρ為合金密度。

聯(lián)立式(1)和(2),并根據(jù)參考文獻(xiàn)[26]得出CuZr2相和ZrCu相的相關(guān)熱物性參數(shù),求出過冷Zr55合金熔體中CuZr2相和ZrCu相的形核孕育時(shí)間與過冷度之間的關(guān)系,結(jié)果如圖8所示。可以看出,當(dāng)過冷度較小時(shí),CuZr2相的形核孕育時(shí)間與ZrCu相相差很大,當(dāng)過冷度較大時(shí),兩相的孕育時(shí)間越來越接近,即形核能力比較接近。形核孕育時(shí)間越短,所對(duì)應(yīng)的形核速率越快,同時(shí)也越容易形成并長大。顯然,圖8中存在τ(ZrCu)=τ(CuZr2)的臨界過冷度(約為236 K),當(dāng)熔體過冷度小于236 K時(shí),CuZr2相的形核孕育時(shí)間小于ZrCu相,CuZr2相將在競(jìng)爭(zhēng)形核中勝出。實(shí)際上,從圖6可以明顯看出,熔覆層熱影響區(qū)枝狀共晶及球粒共晶中的CuZr2相確實(shí)都是作為領(lǐng)先相形核并生長的。

圖8超過冷Zr55合金中CuZr2相與ZrCu相形核孕育時(shí)間與過冷度之間的關(guān)系

Fig.8Incubation time of CuZr2phase and ZrCu phase nucleated from Zr55 melts as function of undercooling (ΔTc—critical undercooling degree)

將CuZr2相和ZrCu相的物性參數(shù)[26]代入TMK和LKT/BCT模型,計(jì)算出Zr55合金中共晶相、CuZr2和ZrCu枝晶的生長速率與過冷度的關(guān)系,如圖9所示。可以看出,隨著過冷度的增加,層片共晶生長速率均大于CuZr2和ZrCu枝晶,也就是說,Zr55合金熔體中共晶協(xié)同生長一直占主導(dǎo)地位。當(dāng)過冷度?T=149 K時(shí),CuZr2和ZrCu枝晶的生長速率相等,以耦合方式生長。當(dāng)過冷度?T<149 K時(shí),ZrCu枝晶的生長速率大于CuZr2枝晶,而在過冷度?T>149 K時(shí),CuZr2枝晶的生長速率又超過ZrCu枝晶。總體來看,共晶兩相的生長速率相差不大,主要為耦合生長,形成枝晶狀層片共晶組織。由以上分析可以推斷,Zr55合金在晶化過程中,首先形核析出富Zr的CuZr2相,隨著CuZr2相的不斷析出促使固液界面前沿Cu原子不斷富集,這使得ZrCu相依附在CuZr2基底相上析出。由于CuZr2和ZrCu兩相性質(zhì)相近,又促使CuZr2相依附于ZrCu相側(cè)面長出分支,如此共晶兩相彼此依附、交替進(jìn)行,以共生方式沿徑向周圍輻射狀長大,并呈現(xiàn)沿徑向波動(dòng)式共生生長。此外,塊體非晶合金的晶粒最大生長速率所在溫度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于非晶合金最大形核率所在溫度[27],而熱影響區(qū)不同位置處的峰值溫度隨著距熔池中心距離的增加而降低[28],即在加熱過程中熱影響區(qū)頂部區(qū)域的晶粒經(jīng)歷晶核最大生長速率,因此表現(xiàn)為尺寸較為粗大的枝狀共晶,而熱影響區(qū)底部處于最大形核速率所處溫度,從而形成大量細(xì)小的球粒狀共晶。

圖9Zr55合金中層片共晶、ZrCu和CuZr2枝晶的生長速率隨過冷度的變化

Fig.9Calculated growth rates of lamellar eutectic and dendrites in Zr55 alloy versus undercooling

4 結(jié)論

(1) 尺寸為75~106 μm以及106~150 μm的Zr55Cu30Al10Ni5(Zr55)退火態(tài)粉末組織均由Al5Ni3Zr2、CuZr2和Al2Zr3相組成。經(jīng)不同激光線能量(7.0、10.8和15.7 J/mm)熔覆沉積后,熔覆層的熔池區(qū)都能保持非晶態(tài)。

(2) 不同激光線能量下所制Zr55熔覆層組織從熔池到熱影響區(qū)依次分布著非晶、NiZr2納米晶、CuZr2+ZrCu枝狀共晶、CuZr2+ZrCu球粒狀共晶。隨著距熔池距離的增加,共晶晶粒的尺寸逐漸減小,而數(shù)量增多。

(3) 隨著激光線能量的增大,采用尺寸為106~150 μm的退火態(tài)粉末所制試樣的熱影響區(qū)的晶化程度加重,而尺寸為75~106 μm的退火態(tài)粉末所制試樣中熱影響區(qū)的晶化程度無明顯變化。理論推導(dǎo)了Zr55熔覆沉積層非晶區(qū)的連續(xù)加熱相變曲線,證明熔覆小尺寸Zr55粉末時(shí)熔池區(qū)較高的過熱度導(dǎo)致已沉積非晶區(qū)具有較高的起始晶化溫度和熱穩(wěn)定性。

來源--金屬學(xué)報(bào)