CN112921278B - 基于eb-pvd的高温合金单晶叶片叶尖的修复方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种EB‑PVD装置及合金工件修复方法，尤其适用于对高温合金单晶叶片叶尖的磨损进行修复。通过采用电子束从下方对沉积面进行加热，在沉积过程中，电子束与沉积涂层的原子或者原子团簇相互作用增加涂层粒子的能量，有利于提高涂层与基体界面的结合力以及沉积涂层的致密性；其次，电子束从叶片修复端面加热可以形成自沉积面到单晶基体的温度逐渐降低的温度场，有利于涂层的定向生长；最后通过控制沉积参数可将电子束加热范围限定在特定区域，避免损伤单晶基体。应用具有下方加热功能的EB‑PVD设备来修复单晶叶片，可以避免昂贵的镍基单晶叶片仅仅因磨损而更换，大大降低发动机的运行成本、提高发动机效率和延长服役时间。

Description

基于EB-PVD的高温合金单晶叶片叶尖的修复方法
技术领域
本发明属于合金工件修复技术领域，尤其涉及一种基于电子束物理气相沉积(EB-PVD)的高温合金单晶叶片叶尖的修复装置及方法。
背景技术
现在涡轮叶片普遍采用高强度、耐高温的Ni基高温合金制造，添加了越来越多的稀有金属和难熔金属元素，价格昂贵。同时，涡轮叶片复杂的内部冷却结构进一步提高了叶片的制造成本。据统计，单晶导向叶片的成本在40,000到100,000美元之间。发动机运行期间，涡轮转子叶片和导向叶片部件都受到严重的损害，包括热疲劳裂纹、表面氧化、蠕变、热腐蚀或侵蚀引起的退化，其中，涡轮转子叶片所处的服役环境最为严苛，50％的失效事故与转子叶片失效有关。
发动机部件的损伤如果不进行及时修复，将会降低发动机的运行效率，导致其他部件的进一步损坏。对发动机热端部件进行有效的修复，可降低运行成本和减少Re、Ta、W、Mo和Ru等稀有金属的使用。研究表明，仅仅航空发动机售后维护市场高达175亿美元，节约的合金估计超过3000吨。从维修成本与更换成本综合考虑，只要维修成本不超过更换成本的65-70％，维修比更换部件更能节约成本。
钨电极惰性气体保护焊(GTAW)、等离子弧焊(PTAW)和激光焊接(LBW)是修复叶尖的三种主要方法。上述修复方法在修复缺陷和损伤的等轴晶叶片中发挥了重要的作用，有效地延长了叶片的使用寿命，提高了发动机的工作可靠性和经济性。但是，对于单晶叶片而言，上述方法易在单晶叶片叶尖产生多晶组织，破坏单晶的完整性。
电子束物理气相沉积(EB-PVD)具有沉积速率高、成分与组织结构可控、可外延生长的特点，且涂层与基体具有良好的界面结合强度，作为单晶叶片修复的技术具有潜在的应用前景。但是，就目前的EB-PVD设备而言，基本上是针对各类薄膜与涂层研制的，其加热方式基本上为从工件的上方加热，不适合于单晶叶片叶尖的修复。
发明内容
鉴于上述现有技术的全部或部分不足，本发明提出了一种EB-PVD装置及合金工件修复方法，所述EB-PVD装置及合金工件修复方法尤其适用于对高温合金单晶叶片叶尖的磨损进行修复。
作为本发明的一个方面，提供了一种EB-PVD装置，包括：
真空单元，用于为电子束蒸发提供真空工作环境；
第一电子枪，用于蒸发沉积靶材；
第二电子枪，安装于待沉积面的下方，用于从下方对所述待沉积面进行加热；
阴极电源单元，加载于所述电子枪的阴极两端，用于加热灯丝，获得电子束；
高压电源单元，加载于所述电子枪的阴极和阳极之间，用于提供电子束流稳定的加速电压；
束流驱动控制单元，用于控制电子束到达预定的位置，并以所需的图形形状和频率扫描加热。
所述真空单元包括真空炉体，所述真空炉体包括主真空室、电子枪室和预真空室；所述主真空室内设置有若干水冷铜坩埚、水平和垂直工件加持器、观察窗口以及真空维持部件；所述电子枪室配有单独的真空泵组，以满足电子枪室对真空度更高的要求；所述电子枪室和主真空室之间采用水冷铜板分隔成部分连通的两部分，使电子枪室与主真空室的真空呈梯度分布，保证高压部件工作稳定并延长带状阴极的使用寿命；所述预真空室用来安装和拆除工件。
所述真空炉体的设计极限真空为10-4Pa，采用不锈钢制作、循环水冷却。
所述真空维持部件包括机械泵、罗茨泵、扩散泵、真空阀门、真空计、可编程逻辑控制器(PLC)与人机界面(HMI)。
所述第一电子枪和/或第二电子枪的单枪最大功率45kW，工作电压20kV，额定束流2A，额定总功率200kW。
所述束流驱动控制单元包括图形信号发生器、扫描偏转控制与功率放大器、操作面板和施能线圈。
所述EB-PVD装置还包括监控系统，用于监控工件加热以及沉积的整个工艺过程，所述监控系统具有红外监控能力，可以观察加热工件初期电子束加热工件的温度场分布情况。
所述EB-PVD装置还包括工艺参数采集与显示单元，所述工艺参数采集与显示单元实时采集电压、束流、真空、运动及温度等工艺参数，并显示和保存，嵌入VBA直接生成数据工艺EXCEL报表，便于监控和优化工艺参数，保证工艺参数的一致性。
作为本发明的另一个方面，提供了一种基于上述EB-PVD装置的合金工件修复方法，所述合金工件包括但不限于高温合金单晶叶片叶尖，高温合金指在600℃以上的高温环境服役，并可以承受复杂应力，具有组织结构稳定性的铁基、镍基或者钴基的奥氏体结构材料，高温合金也被称为超合金(Superalloy)。
本发明中以Ni基高温合金工件为例进行说明，但并不以此为限。
所述方法包括如下步骤：
S1，预备工作：清理EB-PVD装置的主真空室、电子枪室、蒸发靶材和合金工件表面；将蒸发靶材置于水冷铜坩埚中，将合金工件固定于夹持器上；
S2，创建真空：清理主真空室的舱门密封圈，关闭舱门，确保无渗漏；启动循环冷却水系统，打开机械泵；当所述主真空室的真空度达到第一数值时，开启罗茨泵；当所述主真空室的真空度达到第二数值时，开启扩散泵；当主工作室的真空度达到第三数值时，进行下一步操作；
S3，预热合金工件：第二电子枪的灯丝预热后，调节预热电子束的位置和形状，增加电子束束流预热合金工件，调节束流使合金工件温度稳定在沉积所需温度；
S4，靶材预沉积：打开第一电子枪，缓慢增加所述第一电子枪的电子束流，调整第一电子枪的聚焦和扫描形状对靶材进行预热，逐渐增加所述第一电子枪的束流到蒸发电流，预蒸发一预定时间，消除靶材异物或杂质对蒸发的影响，控制沉积材料成分的稳定；
S5，沉积Ni-Al合金修复涂层，沉积过程中，保持合金工件表面温度稳定以及恒定的沉积速率；
S6，取样：沉积完毕后，继续保持真空状态，待合金工件冷却至室温后，打开真空室，取出所述合金工件。
所述第一数值为102Pa，所述第二数值为100Pa，所述第三数值为5×10-3Pa。
进一步地，在所述步骤S4和S5之间还包括沉积CaF2隔离层的步骤：采用小功率电子束蒸发CaF2作为沉积涂层与合金工件之间的隔离层，以便后续可以将所述沉积涂层从所述合金工件上剥离下来，所述小功率电子束的电压为20kV，束流20-40mA。一方面可以对剥离下来的所述沉积涂层进行力学性能测试，便于修复工艺参数的摸索与研究，另一方面，剥离下来的所述沉积涂层也可直接作为目标产品。容易理解的是，当所述修复方法的目的是为了直接在合金工件上沉积涂层修复缺陷时，所述沉积CaF2隔离层的步骤是不需要的。
所述Ni-Al合金修复涂层含有γ-Ni相和γ′-Ni3Al相。
目前，我国用于发动机叶片热障涂层制备的EB-PVD设备长期依赖国外进口，并且目前国际上应用的大功率EB-PVD设备针对涂层的制备研制，加热电子枪位于工件的上方，仍无下方加热的EB-PVD设备的报道。
本发明中采用电子束从下方进行加热具有以下优点：首先，在沉积过程中，电子束与沉积涂层的原子或者原子团簇相互作用增加涂层粒子的能量，有利于提高涂层与基体界面的结合力以及沉积涂层的致密性；其次，电子束从叶片修复端面加热可以形成自沉积面到单晶基体的温度逐渐降低的温度场，有利于涂层的定向生长；最后通过控制沉积参数可将电子束加热范围限定在特定区域，避免损伤单晶基体。应用具有下方加热功能的EB-PVD设备来修复单晶叶片，可以避免昂贵的含有大量难熔和稀有元素的镍基单晶叶片仅仅因为磨损而更换，这将大大降低发动机的运行成本、提高发动机效率和延长服役时间。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1是下方加热的EB-PVD装置设备工艺原理图；
图2是下方加热基板制备的不同基板温度涂层截面背散射照片，(a)400℃，(b)600℃，(c)800℃；
图3是上方加热基板制备的不同基板温度涂层截面背散射照片，(a)600℃，(b)800℃，(c)1000℃；
图4是不同基板温度涂层表面的EPMA照片，(a)A，(b)B，(c)C；
图5是不同基板温度涂层表面AFM照片，(a)A，(b)B，(c)C，(d)Ra和深度值；
图6是采用上方加热制备的不同基板温度涂层截面照片，(a)600℃、(c)800℃和(e)1000℃，(b)、(d)和(f)分别为其局部放大图；
图7是采用下方加热制备的不同基板温度涂层截面照片，(a)400℃、(c)600℃和(e)800℃，(b)、(d)和(f)分别为其局部放大图；
图8是沉积显微组织示意图；
图9是Ni-Al二元相图；
图10是不同基板温度涂层的XRD谱图；
图11是不同温度热处理后涂层表面金相照片，(a)制备态，(b)900℃，(c)1000℃，(d)1100℃；
图12是不同温度热处理后涂层表面SEM照片，(a)制备态，(b)900℃，(c)1000℃，(d)1100℃；
图13是不同温度热处理后涂层截面SEM照片，(a)制备态，(b)900℃，(c)1000℃，(d)1100℃；
图14是涂层在不同温度热处理后的XRD谱图；
图15是制备态和不同温度热处理后涂层TEM照片，(a)制备态明场相，(b)制备态γ′[100]方向SAED谱图，明场相分别为(c)900℃，(e)1000℃和(g)1100℃，暗场相采用超点阵衍射为(d)900℃，(f)1000℃和(h)1100℃；
图16是制备态和热处理态拉伸应力应变曲线，插图为拉伸试样照片；
图17是不同温度热处理的拉伸后试样，(a)制备态，(b)900℃，(c)1000℃，(d)1100℃；
图18是制备态和热处理态背散图，(a)制备态，(b)HT900，(c)HT1000，(d)HT1100；
图19是沉积态和热处理态Ni3Al合金涂层的断口形貌图，(a)和(b)制备态，(c)和(d)HT900，(e)和(f)HT1000，(g)和(h)HT1100；
图20是HT1000和HT1100涂层TEM暗场相照片，(a)HT1000，(b)HT1000，插图分别为γ′和γ的[100]SAED谱图。
具体实施方式
下面将对本发明具体实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
如图1所示，一种EB-PVD装置，包括：
真空单元，用于为电子束蒸发提供真空工作环境；
4把第一电子枪1，安装于待沉积面4的上方，用于蒸发沉积靶材3；
1把第二电子枪2，安装于待沉积面4的下方，用于从下方对所述待沉积面4进行加热；
阴极电源单元，加载于所述电子枪的阴极两端，用于加热灯丝，获得电子束；
高压电源单元，加载于所述电子枪的阴极和阳极之间，用于提供电子束流稳定的加速电压；
束流驱动控制单元，用于控制电子束到达预定的位置，并以所需的图形形状和频率扫描加热。
所述真空单元包括真空炉体，所述真空炉体包括主真空室、电子枪室和预真空室；所述主真空室内设置有三个水冷铜坩埚、水平和垂直工件加持器、观察窗口以及真空维持部件；所述电子枪室配有单独的真空泵组，以满足电子枪室对真空度更高的要求；所述电子枪室和主真空室之间采用水冷铜板分隔成部分连通的两部分，使电子枪室与主真空室的真空呈梯度分布，保证高压部件工作稳定并延长带状阴极的使用寿命；所述预真空室用来安装和拆除工件。
所述真空炉体的设计极限真空为10-4Pa，采用不锈钢制作、循环水冷却。
所述真空维持部件包括机械泵、罗茨泵、扩散泵、真空阀门、真空计、可编程逻辑控制器(PLC)与人机界面(HMI)。
所述第一电子枪和/或第二电子枪的单枪最大功率45kW，工作电压20kV，额定束流2A，额定总功率200kW。
所述束流驱动控制单元包括图形信号发生器、扫描偏转控制与功率放大器、操作面板和施能线圈。
所述EB-PVD装置还包括监控系统，用于监控工件加热以及沉积的整个工艺过程，所述监控系统具有红外监控能力，可以观察加热工件初期电子束加热工件的温度场分布情况。
所述EB-PVD装置还包括工艺参数采集与显示单元，所述工艺参数采集与显示单元实时采集电压、束流、真空、运动及温度等工艺参数，并显示和保存，嵌入VBA直接生成数据工艺EXCEL报表，便于监控和优化工艺参数，保证工艺参数的一致性。
本实施例同时提供了一种基于上述EB-PVD装置的基板修复方法，所述基板为Ni基高温合金材质，所述方法包括如下步骤：
S1，预备工作：清理EB-PVD装置的主真空室、电子枪室、蒸发靶材和基板表面；将蒸发靶材置于水冷铜坩埚中，将基板固定于夹持器上；
S2，创建真空：清理主真空室的舱门密封圈，关闭舱门，确保无渗漏；启动循环冷却水系统，打开机械泵；当所述主真空室的真空度达到102Pa时，开启罗茨泵；当所述主真空室的真空度达到100Pa时，开启扩散泵；当主工作室的真空度达到5×10-3Pa时，进行下一步操作；
S3，预热合金工件：第二电子枪的灯丝预热后，调节预热电子束的位置和形状，增加电子束束流预热合金工件，调节束流使合金工件温度稳定在沉积所需温度；
S4，靶材预沉积：打开第一电子枪，缓慢增加所述第一电子枪的电子束流，调整第一电子枪的聚焦和扫描形状对靶材进行预热，逐渐增加所述第一电子枪的束流到蒸发电流，预蒸发一预定时间，消除靶材异物或杂质对蒸发的影响，控制沉积材料成分的稳定；
S5，沉积Ni-Al合金修复涂层，沉积过程中，保持合金工件表面温度稳定以及恒定的沉积速率；
S6，取样：沉积完毕后，继续保持真空状态，待合金工件冷却至室温后，打开真空室，取出所述合金工件。
在所述步骤S4和S5之间还包括沉积CaF2隔离层的步骤：采用小功率电子束蒸发CaF2作为沉积涂层与合金工件之间的隔离层，所述小功率电子束的电压为20kV，束流20-40mA。在此需要说明的是，说明书附图16-19中所采用的测试样品均是通过沉积CaF2隔离层、从而剥离沉积涂层制得的。
采用电子束下方加热的电子束物理气相沉积方法制备了厚度为～300μm的Ni-Al合金“修复涂层”。基板加热温度为400℃、600℃和800℃，分别定义为A、B和C。由表1可以看出，在400℃～800℃温度范围内，Ni-Al合金涂层的Al元素含量接近10wt.％，基板温度对Ni-Al涂层的成分组成影响不大，但制备试样的Al含量较靶材低～3wt.％。靶材和制备试样的成分差异在EB-PVD工艺中普遍存在，主要原因是各种元素在蒸发温度下的饱和蒸汽压不同。
表1不同基板温度试样铝含量(wt.％)
Figure GDA0002979699090000101
采用下方加热的电子束物理气相沉积方法制备Ni-Al合金“修复涂层”，当基板温度分别为400℃、600℃和800℃时，涂层表面光滑，具有金属光泽。图2为采用下方电子束加热，在不同基板温度下制备涂层截面的背散射照片。当基板温度为400℃时，涂层截面存在少量微小的孔洞；基板温度高于600℃时，涂层截面没有检测到明显的缺陷。然而采用电子束上方加热制备的涂层，当基板温度为600℃时，涂层裂纹呈密集的条带状(图2(a))；随着基板温度的提高带状裂纹变短、缺陷减少，基板温度为1000℃时，缺陷数量显著减少(图2(c))。
对比图2和图3可知，采用电子束下方加热的电子束物理气相沉积制备涂层，在较低的基板温度下(高于600℃)制备出组织致密、缺陷较少的涂层；而采用电子束上方加热方法制备涂层，基板温度需要达到1000℃以上才可以有效降低涂层的缺陷。这是因为采用电子束下方加热时，电子束直接与沉积面的沉积原子或者原子团簇作用，促进了原子的迁移，提高了原子的迁移能力以及扩散概率，原子可以迁移到能量更低的位置，改善了材料的微观组织。在单晶修复过程中，降低基体的加热温度可以减少单晶的损伤。所以，采用电子束下方加热有益于单晶修复工艺。
涂层表面EPMA背散射照片如图4所示，表面颗粒细小均匀，随着基板温度的升高，颗粒的尺寸逐渐增大。
不同基板温度下制备的“修复涂层”的AFM表面形貌图如图5所示。随着基板温度的提高，表面颗粒的尺寸增加。试样A、B和C的颗粒平均尺寸为～0.8μm，～1.5μm和～3μm。A和B表面粗糙度相近，约为200nm。当基板温度为800℃时，Ra值下降到85nm。
当基板加热温度为600℃时(图6(a)和6(b))，采用电子束上方加热制备的涂层为柱状晶组织；随着基板温度提高，柱状晶组织逐渐粗大(图6(c)和6(d))；基板温度达到1000℃时，涂层转变为等轴晶组织，如图6(e)和6(f)。
采用电子束下方加热时，当基板加热温度为400℃和600℃时，涂层为柱状晶组织，如图7(a)、7(b)、7(c)和7(d)。当基板加热温度达到800℃时，显微组织呈现等轴晶特征，如图7(e)和7(f)所示。采用电子束下方加热制备的涂层柱状晶到等轴晶的转变温度降低了～200℃。
基板加热温度影响沉积涂层微观结构的主要原因是基板温度影响了原子的扩散过程。Movchan通过对基板温度与PVD沉积涂层微观结构的研究发现，沉积涂层按照基板温度与蒸发合金的熔点比值可以分为三个区域，如图8所示(参见Bunshah R.F.，NimmagaddaR.，Dunford W.，et al.Structure and Properties of Refractory CompoundsDeposited by Electron Beam Evaporation[J].Thin Solid Films，1978，V54(1):85-106)。
当Ts/Tm<0.3时(Ts为基板温度，Tm为蒸发合金的熔点)，由于沉积原子的能量不足，无法在基板表面进行充分的扩散而造成明显的阴影效应，形成圆顶柱状晶结构，材料的致密度不佳；当0.3<Ts/Tm<0.5时，沉积原子的能量具备了一定的迁移能力，可以形成致密的柱状晶组织，并且随着基板温度Ts的升高，柱状晶尺寸逐渐增大；当0.5<Ts/Tm<1时，已经沉积的晶体可以发生再结晶，形成细小的等轴晶。提高沉积基板的加热温度，可以增加蒸发原子的扩散能力，降低阴影效应的作用，提高沉积材料的致密度。
试样A、B和C的Ts/Tm分别为0.40、0.52和0.64。试样A处于典型的柱状晶区，试样B处于柱状晶区和等轴晶区的过渡区，试样C处于等轴晶区，如图8所示。
由图9所示的Ni-Al二元相图可知(参见Okamoto H..Al-Ni(aluminum-nickel)[J].Journal of Phase Equilibria and Diffusion，2004，V25(4):394)，在热力学平衡状态，Al含量为～10wt.％的Ni-Al合金由γ-Ni相和γ′-Ni3Al相两相组成。
不同基板温度下制备涂层的XRD谱图如图10。涂层制备态(220)面的衍射峰(图10右上角插图)均存在两个明显的波峰，所有涂层包含γ-Ni相和γ′-Ni3Al相。与标准卡片的衍射峰强度相比可知，制备态组织无明显的择优取向。
表2为Ni3Al、Ni和不同基板温度试样的衍射峰峰位。与标准的γ′相衍射峰对比，不同基板温度的衍射峰都轻微的向高角度移动。例如，标准γ′最强衍射峰(111)面的2θ为43.89°，晶面间距2.061nm；γ(111)面的2θ为45.067°，晶面间距2.010nm。基板温度为400℃、600℃和800℃时，衍射峰2θ分别为44.095°、44.216°和44.286°，晶面间距为2.052nm、2.046nm和2.044nm。衍射峰右移主要是因为γ相的晶格常数较小，γ相减小了晶格常数测量值。随着基板温度的升高，晶体的扩散速度更快，晶体的两相组成更加接近热平衡状态，晶格常数受到γ相的影响更加明显。因此，衍射峰随着基板温度的升高而逐渐向高角度移动。
表2不同基板温度试样衍射峰峰位
Figure GDA0002979699090000131
将沉积涂层在真空热处理炉中分别进行900℃、1000℃和1100℃的热处理，热处理时间为4h。制备态和不同热处理态试样表面腐蚀后的金相照片如图11。制备态的晶粒细小，随着热处理温度的提高，晶粒逐渐长大。制备态和900℃热处理试样的晶粒尺寸相差不大，经过4个小时1000℃和1100℃热处理后，晶粒明显长大。热处理温度分别为900℃，1000℃和1100℃时，晶粒平均尺寸分别为～0.78μm，～1.38μm和～2.58μm，如图12所示。当热处理温度为1100℃时，晶粒尺寸变得均匀。
从沉积涂层截面图可以看出，制备态(图13(a))和热处理温度为900℃(图13(b))试样为柱状晶组织，柱状晶方向与沉积方向平行。当热处理温度超过1000℃(图13(c)和图13(d))，柱状晶组织转变成等轴晶结构。
图14为沉积涂层在不同温度热处理后的XRD谱图。涂层(220)面衍射峰(图14右上角插图)存在两个波峰，可知热处理涂层含有γ-Ni相和γ′-Ni3Al相。与标准卡片相比，热处理后无明显的择优取向。
表3为Ni3Al、Ni、涂层制备态和经过不同温度热处理后试样的衍射峰峰位。与标准的γ′衍射峰相比，热处理态衍射峰轻微地向高角度移动。例如，标准γ′最强衍射峰(111)面的2θ为43.890°，晶面间距2.061nm；γ(111)面的2θ为45.067°，晶面间距2.010nm。经过温度为900℃、1000℃和1100℃的热处理后，(111)面衍射峰2θ分别为44.030°、44.085°和44.192°，晶面间距为2.055nm，2.052nm和2.048nm。衍射峰右移主要是因为γ相的晶格常数较小，γ相减小了晶格常数测量值。
在电子束物理气相沉积过程中，Ni-Al金属原子或者原子团簇撞击基板后立即凝结，冷却速度快，显微组织处于非平衡状态。随着热处理温度的升高，原子的扩散速度更快，γ相逐渐生长，体系能量向着热力学平衡的方向移动，形成热力学上更加稳定的两相结构，晶格常数测量值因为γ相含量的增加而减小。因此，衍射峰随着基板温度的升高而逐渐右移。
表3 Ni-Al涂层经过不同温度热处理后衍射峰峰位
Figure GDA0002979699090000141
图15(a)为Ni-Al涂层制备态的TEM明场相，图15(b)为制备态γ′[100]方向SAED图。由图15(a)和15(b)可知，制备涂层由γ和γ′两相构成，形状和尺寸不规则，涂层中存在孪晶。采用γ′相超点阵进行选区成像，热处理后试样的显微组织暗场相如图15(d)、15(f)和15(h)。与图15(c)、15(e)和15(g)的明场像相比，经过900℃、1000℃和1100℃下4个小时的热处理后，γ相在晶粒的一侧析出。随着热处理温度的提高，析出的γ相含量增加。进一步观察发现，在析出的γ相中存在更加细小的立方状颗粒，γ相中细小的立方状颗粒与选取成像的γ′相均显示为白色。实验结果表明，γ相中的立方体颗粒为次生γ′相，并且取向与所在晶粒的大块初生γ′相相同。
富Ni的Ni3Al涂层经过900℃、1000℃和1100℃的热处理试样分别标记为HT900，HT1000和HT1100。制备态和不同热处理态的室温拉伸应力应变曲线如图16所示。
由图16可以看出，制备态Ni3Al合金涂层仅有～0.5％的弹性形变，断面平整(图17(a))。在HT900，HT1000和HT1100试样中呈现明显的塑性变形。拉伸延伸率逐渐从0.85％、3.00％增加到14.64％。试样HT1100呈现锯齿状断口(图17(d))。
不同温度热处理涂层的XRD谱图(图14)说明Ni3Al合金涂层的制备态和热处理态由γ和γ′相组成。制备态试样中含有少量的韧性γ相，如图18(a)。在EB-PVD的沉积过程中，制备态试样的显微组织由于材料蒸汽的快速冷却而处于非热力学平衡状态。随着热处理温度的提高，在富Ni的Ni3Al体系中，韧性γ相逐渐析出，体积分数逐渐增加，向着热力学能量较低的方向移动。随着热处理温度的提高，试样HT900、HT1000和HT1100的韧性γ相体积分数从16.7％、26.4％增加到28.1％。韧性γ相形状不规则，分布在γ′/γ′晶界上，如图18(b)、18(c)和18(d)。
图19为试样拉伸断裂后试样的断口形貌图。涂层制备态虽然含有少量韧性γ相，但在弹性变形后立即断裂，表现为典型的晶间脆性断裂(图19(b))。随着热处理温度的提高，γ相体积分数逐渐增加，断面晶界处的撕裂脊数量逐渐增多(图19(d)、图19(f)和图19(h))。γ相体积分数的增加提高了位错运动的距离，增加了热处理态试样的韧性。HT1100断口存在着部分解理断裂，表现为韧性断裂和脆性断裂混合的穿晶断裂模式(图19(h))。因此，增加韧性γ相的体积分数可以提高Ni3Al合金的延伸率。
值得注意的是，HT1100的γ相体积分数为～28.1％，而HT1000的γ相体积分数为～26.4％，体积分数相差并不多。但是HT1100的延伸率(～14.6％)约为HT1000的延伸率(～3.0％)的4倍。HT1100延伸率提高的主要原因是韧性γ相的空间分布。如图19所示，HT1100的γ分布类似于互相连接的网状结构，增加了γ/γ′的界面面积，抑制了裂纹的生成和扩展，从而提高了Ni3Al合金的延伸率。如图19(h)断口形貌所示，环状的撕裂脊沿着晶粒和晶粒簇形成。当裂纹萌生在γ/γ′晶界上并沿着晶界传播时，裂纹会在γ相网状结构的γ/γ′界面发生钝化。HT1000试样的γ相网状结构并没有完全形成，不能抑制裂纹的扩展，因此HT1000和HT1100试样延伸率存在着显著的不同。研究表明，晶粒的粗化会降低单相Ni3Al的延伸率(参见Schulson E.M..The Strengthening of Ordered Zr3Al by Fast NeutronIrradiation[J].Acta Metallurgica Sinica，1978，V26(4):1189-1198)，但是对于γ/γ′双相结构材料，韧性γ的体积分数和分布形态是影响延伸率的重要因素。
Ni-Al涂层经过4h的热处理后，热处理温度高于1000℃时，γ相中析出数量众多的细小的立方状γ′相(二次γ′沉淀相)，二次γ′沉淀相与γ相所在晶粒的初生γ′相取向一致，如图20所示。HT1000和HT1100的二次γ′沉淀相尺寸分别为～20nm和～50nm。HT1000屈服强度轻微上升，这是因为当位错切过沉淀相时，位错的塑性变形和滑移带相互作用先强化后轻微软化。HT1100二次γ′沉淀相尺寸较大，超过了临界尺寸，高位错密度填充了交滑移区，位错运动的阻力增加，屈服强度提高。因此，提高热处理温度可以促进Ni-Al涂层中二次γ′沉淀相的生长从而提高富Ni的Ni3Al合金涂层的断裂强度。
以上对本发明进行了详细介绍，本文中应用了具体个例对本发明的结构及工作原理进行了阐述，以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求保护的范围内。

Claims (5)

1.一种采用EB-PVD装置进行高温合金单晶叶片叶尖修复的方法，所述方法包括如下步骤：
S1，预备工作：清理EB-PVD装置的主真空室、电子枪室、蒸发靶材和合金工件表面；将蒸发靶材置于水冷铜坩埚中，将合金工件固定于夹持器上；
S2，创建真空：清理主真空室的舱门密封圈，关闭舱门，确保无渗漏；启动循环冷却水系统，打开机械泵；当所述主真空室的真空度达到第一数值时，开启罗茨泵；当所述主真空室的真空度达到第二数值时，开启扩散泵；当主工作室的真空度达到第三数值时，进行下一步操作；所述第一数值为102Pa，所述第二数值为100Pa，所述第三数值为5×10-3Pa；
S3，预热合金工件：第二电子枪的灯丝预热后，调节预热电子束的位置和形状，增加电子束束流预热合金工件，调节束流使合金工件温度稳定在沉积所需温度；
S4，靶材预沉积：打开第一电子枪，缓慢增加所述第一电子枪的电子束流，调整第一电子枪的聚焦和扫描形状对靶材进行预热，逐渐增加所述第一电子枪的束流到蒸发电流，预蒸发一预定时间，消除靶材异物或杂质对蒸发的影响，控制沉积材料成分的稳定；
S5，沉积合金修复涂层，沉积过程中，保持合金工件表面温度稳定以及恒定的沉积速率；沉积的合金修复涂层为Ni-Al合金修复涂层，且所述Ni-Al合金修复涂层含有γ-Ni相和γ'-Ni3Al相；
S6，取样：沉积完毕后，继续保持真空状态，待合金工件冷却至室温后，打开真空室，取出所述合金工件；
在所述步骤S4和S5之间还包括沉积CaF2隔离层的步骤：采用小功率电子束蒸发CaF2作为沉积涂层与合金工件之间的隔离层，所述小功率电子束的电压为20kV，束流20-40mA；
所述EB-PVD装置包括：
真空单元，用于为电子束蒸发提供真空工作环境；
第一电子枪，用于蒸发沉积靶材；
第二电子枪，安装于待沉积面的下方，用于从下方对所述待沉积面进行加热；
阴极电源单元，加载于所述电子枪的阴极两端，用于加热灯丝，获得电子束；
高压电源单元，加载于所述电子枪的阴极和阳极之间，用于提供电子束流稳定的加速电压；
束流驱动控制单元，用于控制电子束到达预定的位置，并以所需的图形形状和频率扫描加热;
还包括监控系统，用于监控工件加热以及沉积的整个工艺过程，所述监控系统具有红外监控能力，可以观察加热工件初期电子束加热工件的温度场分布情况。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述真空单元包括真空炉体，所述真空炉体包括主真空室、电子枪室和预真空室；所述主真空室内设置有若干水冷铜坩埚、水平和垂直工件加持器、观察窗口以及真空维持部件；所述电子枪室配有单独的真空泵组，以满足电子枪室对真空度更高的要求；所述电子枪室和主真空室之间采用水冷铜板分隔成部分连通的两部分，使电子枪室与主真空室的真空呈梯度分布,保证高压部件工作稳定并延长带状阴极的使用寿命；所述预真空室用来安装和拆除工件。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述真空炉体的设计极限真空为10-4Pa，采用不锈钢制作、循环水冷却；所述真空维持部件包括机械泵、罗茨泵、扩散泵、真空阀门、真空计、可编程逻辑控制器与人机界面。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述束流驱动控制单元包括图形信号发生器、扫描偏转控制与功率放大器、操作面板和施能线圈。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，还包括工艺参数采集与显示单元，所述工艺参数采集与显示单元实时采集电压、束流、真空、运动及温度工艺参数，并显示和保存，嵌入VBA直接生成数据工艺EXCEL报表。
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