鄭紅彬，王淼輝，葛學(xué)元，王 欣

(1.機(jī)械科學(xué)研究總院，北京 100083；2.北京機(jī)科國(guó)創(chuàng)輕量化科學(xué)研究院有限公司，北京 100083)

激光熔覆是指將熔覆材料以不同方式添加到熔覆基體表面，并以激光束作為熱源，將熔覆材料熔化凝固到基體表面，制備與基體具有冶金結(jié)合的表面涂層，從而實(shí)現(xiàn)材料的表面改性以及產(chǎn)品的表面修復(fù)等的工藝方法[1-3]。激光熔覆技術(shù)可以在廉價(jià)金屬基體表面制備高性能的涂層，具有很高的經(jīng)濟(jì)效益，獲得了大量的關(guān)注和研究，并迅速發(fā)展起來，廣泛應(yīng)用于機(jī)械設(shè)備和重要零部件的表面強(qiáng)化和損傷修復(fù)等[4]。韓晨陽等采用正交試驗(yàn)，研究工藝參數(shù)對(duì)不銹鋼冷軋輥表面激光熔覆層力學(xué)性能的影響，獲取了理想熔覆層的工藝參數(shù)，硬度和耐磨性獲得了很大的提升[5]。崔陸軍等在液壓立柱樣塊表面進(jìn)行激光熔覆試驗(yàn)，對(duì)熔覆層的硬度、摩擦系數(shù)進(jìn)行了分析，結(jié)果表明熔覆層硬度與基材相比提高了約3倍[6]。Yingzi Wang等在灰口鑄鐵表面制備鐵基合金涂層，對(duì)熔覆層微觀組織、顯微硬度以及耐磨性進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)熔覆層組織較為均勻，具有較好的硬度和耐磨性[7]。

相比于傳統(tǒng)表面加工技術(shù)，激光熔覆制備的涂層組織均勻致密，晶粒細(xì)小，且熱輸入小，稀釋率低，具有良好的應(yīng)用前景，但是也存在一些問題[8]。傳統(tǒng)的激光熔覆稀釋率常常在10%以上，熔覆層需要達(dá)到一定厚度才可以有效實(shí)現(xiàn)防護(hù)效果，且表面粗糙度較高，需要后續(xù)車削、磨削加工才可以投入使用，造成了材料的浪費(fèi)[9]。激光熔覆過程中激光能量主要作用在基體表面熔池，增大了激光能量對(duì)基體的熱輸入，可能因此產(chǎn)生較大應(yīng)力，導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生。同時(shí)，傳統(tǒng)激光熔覆在進(jìn)行大面積熔覆時(shí)，生產(chǎn)效率較低，大大制約了激光熔覆技術(shù)的應(yīng)用推廣[10]。

為解決上述問題，德國(guó)弗勞恩霍夫激光技術(shù)研究所和機(jī)械科學(xué)研究總院先進(jìn)制造技術(shù)研究中心聯(lián)合開發(fā)超高速激光熔覆技術(shù)，并于2017年完成了超高速激光熔覆成套設(shè)備的開發(fā)。區(qū)別于傳統(tǒng)激光熔覆的是，超高速激光熔覆技術(shù)利用同軸送粉的方式，控制粉末在熔池上方的激光束中匯聚，使大部分的激光能量直接作用在熔覆粉末上，熔覆粉末在到達(dá)熔池前就處于熔化或半熔化狀態(tài)，從而減少粉末在熔池中存在的時(shí)間，降低了對(duì)基體的熱輸入，極大地提高了熔覆效率和粉末利用率[11]。利用超高速激光熔覆技術(shù)制備的涂層表面粗糙度更低，可以制備厚度更低、稀釋率更小的熔覆層。Schopphoven等利用超高速激光熔覆技術(shù)制備Inconel 625涂層，研究主要工藝參數(shù)對(duì)熔覆層厚度和結(jié)合區(qū)形貌的影響，獲得了厚度約為10～250 μm的耐磨、耐蝕涂層，且沒有氣孔和裂紋[12]。Shen Bowen等對(duì)比了傳統(tǒng)激光熔覆與超高速激光熔覆制備涂層的宏觀形貌、微觀組織、顯微硬度與耐蝕性，與傳統(tǒng)激光熔覆相比，超高速激光熔覆涂層制備速度更快，同時(shí)涂層宏觀形貌更加平整，組織更為細(xì)小，成分分布更為均勻，耐蝕性也更好，稀釋率和熱影響區(qū)也更小[13]。婁麗艷等研究了超高速激光熔覆低功率下4種典型涂層的微觀結(jié)構(gòu)及性能，發(fā)現(xiàn)超高速激光熔覆可制備組織致密細(xì)小、無氣孔、無裂紋的較薄涂層，且稀釋率更小，基體性能均得到提高[14]。超高速激光熔覆技術(shù)可制備結(jié)合強(qiáng)度高、稀釋率低、表面更為平整的優(yōu)質(zhì)薄涂層，且粉末利用率高，生產(chǎn)效率高，具有廣闊的應(yīng)用前景。

由于超高速激光熔覆的工作特點(diǎn)與傳統(tǒng)激光熔覆有所不同，因此對(duì)其制備的熔覆層的微觀組織和力學(xué)性能還需要進(jìn)一步研究。鐵基熔覆材料制備的涂層具有較好的硬度和耐磨性，且成本相對(duì)較低[15]。本文以M2高速鋼粉末作為熔覆材料，研究超高速激光熔覆激光功率、熔覆速度、熔覆道間距對(duì)熔覆層微觀組織與顯微硬度的影響，為獲得更高質(zhì)量的熔覆層提供工藝優(yōu)化的依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)選擇9Cr2Mo常見軋輥鋼為基體材料，尺寸為φ40 mm×200 mm，化學(xué)成分見表1。將基體材料進(jìn)行850 ℃淬火，170 ℃保溫2 h，獲得表面狀態(tài)一致、接近軋輥工作狀態(tài)的鋼軸。將鋼軸進(jìn)行磨削加工，獲得光潔的表面，并用無水酒精擦拭試件表面，去除表面雜質(zhì)、油污。熔覆粉末為M2球形合金粉末，粉末粒度為15～53 μm，其化學(xué)成分見表2。熔覆粉末在使用前，預(yù)先放置在烘干箱中140 ℃保溫1 h。

表1 9Cr2Mo鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) (%)

表2 M2的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) (%)

超高速激光熔覆使用的激光器，選用最大輸出功率為3.3 kW的LDF-3000-40型半導(dǎo)體激光器，激光光斑直徑約為1 mm?；谇捌谠囼?yàn)基礎(chǔ)，優(yōu)選的工藝參數(shù)為激光功率P、掃描速度V、熔覆道間距H，設(shè)計(jì)單因素對(duì)比的多道熔覆試驗(yàn)，探究激光功率P、掃描速度V、熔覆道間距H對(duì)熔覆層微觀組織、顯微硬度的影響，具體單因素對(duì)比試驗(yàn)方案見表3。試驗(yàn)送粉量保持不變，為36 g/min；同時(shí)采用Ar氣對(duì)熔池進(jìn)行保護(hù)，氣流量為10 L/min。

表3 對(duì)比試驗(yàn)方案表

將超高速激光熔覆制備的試樣沿垂直于激光掃描方向進(jìn)行線切割，截取出熔覆層橫截面，獲取塊狀試樣，然后通過研磨、電解拋光、化學(xué)腐蝕等方式制備金相試樣；電解液為高氯酸酒精溶液，化學(xué)腐蝕液為FeCl3溶液。使用RX50M型金相顯微鏡和GeminiSEM 500型掃描電子顯微鏡觀察熔覆層微觀形貌，對(duì)其顯微組織進(jìn)行觀察分析；采用德國(guó)布魯克D8 ADVANCE X射線衍射儀，Co靶，管電流40 mA、管電壓35 kV，積分時(shí)間0.4 s，Lynxeye XE探測(cè)器進(jìn)行物相檢測(cè)；利用DHV-1000Z型顯微維氏硬度計(jì)對(duì)試樣熔覆層進(jìn)行多次測(cè)試取平均值，測(cè)試條件為外加載荷9.8 N，加載時(shí)間15 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 工藝參數(shù)對(duì)微觀組織的影響

超高速激光熔覆制備的M2熔覆層中，微觀組織細(xì)小致密，主要為等軸晶，晶粒間出現(xiàn)十分細(xì)小的碳化物，呈網(wǎng)狀分布，圖1所示為不同激光功率下M2熔覆層微觀組織。熔覆層的組織形態(tài)受溫度梯度與晶粒長(zhǎng)大速度影響，由于在超高速激光熔覆過程中，熔池尺寸較小，熔覆速度較高，且激光能量對(duì)熔池的直接作用少，熔池存在時(shí)間較短，冷卻速度極快，因此在熔覆層中形成了大量的等軸晶。工藝參數(shù)不同，晶粒尺寸也有所變化，為了方便衡量晶粒尺寸的大小，依據(jù)金相圖片繪制隨機(jī)直線，計(jì)算該線段所穿過的各晶粒平均截距，稱為平均截距l(xiāng)，表示為：

l=LT/N

(1)

式中，LT為依據(jù)照片圖列所繪線段長(zhǎng)度；N為該線段穿過晶粒數(shù)量；l為該線段所穿晶粒的平均截距，平均截距l(xiāng)越大，即為晶粒尺寸越大。

a) 1 200 W

b) 1 700 W

c) 2 200 W

多次測(cè)量后獲得不同激光功率下的平均截距l(xiāng)(見圖2)。結(jié)合圖1和圖2可以看出，當(dāng)激光功率為2 200 W時(shí)，晶粒尺寸明顯增大；這是因?yàn)殡S著激光功率的升高，直接作用在熔覆粉末及熔池的激光能量增加，熔池存在時(shí)間也會(huì)更長(zhǎng)，有更多的熱量和時(shí)間供晶粒長(zhǎng)大，晶粒尺寸增大也較為明顯。

圖2 不同激光功率下熔覆層平均截距

圖3所示為不同熔覆速度下熔覆層微觀組織。觀察圖3中微觀組織可以發(fā)現(xiàn)，熔覆層中依舊為細(xì)小致密的等軸晶，晶粒無明顯生長(zhǎng)取向，晶粒尺寸大小也較為相近。為對(duì)比不同熔覆速度晶粒大小變化，計(jì)算不同熔覆速度下平均截距l(xiāng)(見圖4)。結(jié)合圖4可以看出，隨著熔覆速度增大，晶粒尺寸存在減小的趨勢(shì)，但晶粒尺寸變化幅度較小；這是因?yàn)殡S著掃描速度增大，熔池受激光束直接輻照時(shí)間變短，單位熔覆距離所輸入的激光能量減少，因此熔池尺寸減小，熔池存在時(shí)間變短，冷卻速度增大，晶粒尺寸隨之減小。但由于超高速激光熔覆使用的熔覆速度較大，所制備熔覆層晶粒較細(xì)，因此一定程度上減小了熔覆速度，晶粒粗化幅度較小。

圖5所示為不同熔覆道間距下熔覆層微觀組織。觀察圖5中微觀組織可以發(fā)現(xiàn)，熔覆層中部均為等軸晶，隨熔覆道間距改變，晶粒大小有所變化。對(duì)不同熔覆道間距下的平均截距l(xiāng)進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果如圖6所示。從圖6中可以看出，當(dāng)熔覆道間距較小時(shí)，晶粒尺寸有增大趨勢(shì)。這是由于當(dāng)熔覆道間距較小時(shí)，搭接率增大，已凝固熔覆道能夠吸收更多新熔覆道傳遞的熱量，熱量的疊加累積增加。因此已凝固熔覆組織受熱增加，晶粒尺寸有所增大；同時(shí)在熱量累積作用下，基體溫度隨之升高，熔池冷卻速度有所下降，晶粒有增大趨勢(shì)。但由于大部分激光能量直接用于熔化粉末顆粒，基體受熱小，且熔覆速度快，熔池尺寸較小，熱量累積作用對(duì)晶粒尺寸影響并不顯著。

a) 25 m/min

b) 35 m/min

c) 45 m/min

圖4 不同熔覆速度下熔覆層平均截距

a) 0.25 mm

b) 0.30 mm

c) 0.35 mm

圖6 不同熔覆道間距下熔覆層平均截距

在超高速激光熔覆過程中，熱輸入對(duì)晶粒尺寸有直接的影響。為了衡量激光功率、熔覆速度、熔覆道間距對(duì)熱輸入的作用，用單位面積熔覆層所受到的激光輻照能量來衡量，表示為：

E=P/(VH)

(2)

式中，E為能量密度即單位面積熔覆層所受激光輻照能量；P為激光功率；V為熔覆速度；H為熔覆道間距。

對(duì)7組對(duì)比試驗(yàn)的能量密度E進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果見表4。對(duì)各組試驗(yàn)試樣的能量密度E與熔覆層晶粒尺寸進(jìn)行分析，結(jié)果如圖7所示。從圖7中可以看出，隨著能量密度E的增大，晶粒尺寸呈現(xiàn)出增大的趨勢(shì)，但有所起伏波動(dòng)。這是因?yàn)殡S著激光功率P增大、熔覆速度V減小、熔覆道間距H減小都會(huì)使能量密度E增大，激光束對(duì)熔覆層的熱輸入也隨之提高，導(dǎo)致晶粒尺寸增大。但由于各工藝參數(shù)對(duì)晶粒尺寸的影響程度不同，導(dǎo)致變化趨勢(shì)有所起伏；通過對(duì)比可以看出，增大激光功率使晶粒尺寸增大的效果最為明顯，提高熔覆速度可以有效減小晶粒尺寸，熔覆道間距對(duì)熔覆層晶粒尺寸的影響則相對(duì)較小。晶粒尺寸隨著工藝參數(shù)的改變有所變化，但熔覆層晶粒仍以等軸晶為主，微觀組織的形貌特征未發(fā)生明顯改變。

表4 對(duì)比試驗(yàn)工藝參數(shù)與能量密度表

圖7 對(duì)比試驗(yàn)7組試樣不同能量密度下熔覆層平均截距

2.2 熔覆層XRD分析

為確定超高速激光熔覆制備的M2涂層的相組成，對(duì)熔覆層進(jìn)行XRD分析。為制備XRD試樣，選擇激光功率1 500 W、熔覆速度35 m/min、熔覆道間距0.3 mm參數(shù)組合進(jìn)行3層熔覆，試樣測(cè)試結(jié)果如圖8所示。分析圖8可知，M2熔覆層的物相主要為α-Fe和γ-Fe，以及少部分的MC和M2C碳化物，與掃描電鏡微觀形貌一致。傳統(tǒng)方法制備的M2高速鋼中，主要由Fe基體、MC碳化物和M6C碳化物組成，M2C為只在較高溫度存在的亞穩(wěn)態(tài)化合物，在冷卻過程中會(huì)分解為MC碳化物和M6C碳化物[16-18]。由于超高速激光熔覆過程中冷卻速度極快，因此大量M2C碳化物保留下來，并且大量奧氏體也未能完全轉(zhuǎn)化為馬氏體，保留到室溫。

圖8 超高速激光熔覆制備的M2熔覆層的

2.3 顯微硬度

材料表面的耐磨性與硬度成正比，提高表面硬度，可減少表面磨損，提高使用壽命[19]。對(duì)7組試樣熔覆層顯微硬度進(jìn)行測(cè)量，圖9所示為不同激光功率下熔覆層顯微硬度。從圖9中可以看出，當(dāng)激光功率較小時(shí)，熔覆層的顯微硬度偏低且層中顯微硬度波動(dòng)較大；當(dāng)激光功率為2 200 W時(shí)，熔覆層中顯微硬度變化較為平穩(wěn)，且平均硬度較高。這是因?yàn)槌咚偌す馊鄹策^程冷卻速度極快，晶粒尺寸較為細(xì)小，繼續(xù)減小晶粒尺寸所能起到的細(xì)晶強(qiáng)化作用減弱；而當(dāng)激光功率較小時(shí)，冷卻速度加快，晶粒細(xì)小，奧氏體中富含合金元素，抑制奧氏體向較硬的馬氏體轉(zhuǎn)變，碳化物也來不及析出產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化，因此平均顯微硬度相對(duì)較低。在多道搭接過程中，熔覆道搭接處已凝固組織發(fā)生重熔，晶粒細(xì)化；且熔合線附近晶粒受熱長(zhǎng)大，基體中溶解的合金元素部分析出，促進(jìn)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變，并形成細(xì)小彌散的碳化物，致使熔合線附近的顯微硬度略高于熔覆道中間部位，因此在熔覆層中存在顯微硬度較大波動(dòng)的現(xiàn)象[20]。

圖9 不同激光功率下熔覆層顯微硬度

圖10所示為不同熔覆速度下熔覆層顯微硬度。從圖10中可以看出，隨著熔覆速度的減小，熔覆層顯微硬度明顯升高。當(dāng)熔覆速度為25 m/min時(shí)，熔覆層平均顯微硬度高于800 HV，且熔覆層中顯微硬度波動(dòng)較?。划?dāng)熔覆速度為45 mm/min時(shí)，晶粒尺寸雖然較小，但顯微硬度明顯較低，可見細(xì)晶強(qiáng)化作用不是影響超高速激光熔覆M2熔覆層顯微硬度的主要強(qiáng)化方式。隨著掃描速度的降低，晶粒尺寸增長(zhǎng)幅度較小，但熔池體積增加，受激光束輻照時(shí)間變長(zhǎng)，冷卻速度有所減小，利于合金元素遷移擴(kuò)散和晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變和彌散碳化物的形成，沉淀強(qiáng)化作用增強(qiáng)，顯微硬度提升明顯。

圖10 不同熔覆速度下熔覆層顯微硬度

圖11所示為不同熔覆道間距下熔覆層顯微硬度變化。分析圖11可知，隨著熔覆道間距的增加，熔覆層顯微硬度有增大的趨勢(shì)，但熔覆道間距對(duì)熔覆層顯微硬度的影響相對(duì)較小，且不同熔覆道間距下熔覆層中顯微硬度的波動(dòng)幅度均較大。這是因?yàn)槌咚偌す馊鄹策^程中，激光束大部分的能量直接作用于熔覆粉末，因此對(duì)已凝固熔覆道的影響較小，對(duì)已凝固熔覆道中間位置的影響則更?。凰詼p小熔覆道間距雖然能夠提升熔覆層顯微硬度，但對(duì)顯微硬度的提升效果較小，熔覆層中仍存在較大硬度起伏變化。

圖11 不同熔覆道間距下熔覆層顯微硬度

圖12所示為7組試樣顯微硬度。從圖12中可以看出，隨著能量密度E的增大，顯微硬度有明顯的上升趨勢(shì)，而當(dāng)激光功率為1 200 W時(shí)，熔覆道成形效果較差，出現(xiàn)大量熔合缺陷，難以形成多道搭接，與金屬基體的接觸減少，因此顯微硬度出現(xiàn)不符合上述規(guī)律的現(xiàn)象。由于超高速激光熔覆過程熔池冷卻速度較快，合金元素來不及遷移擴(kuò)散，因此奧氏體中存留大量合金元素，對(duì)奧氏體起到了強(qiáng)化作用；而且熔覆層晶粒尺寸較為細(xì)小，馬氏體轉(zhuǎn)變阻力增大，Ms與Mf降低，大量殘余奧氏體保留到室溫下。隨著能密度E的增大，奧氏體中合金元素?cái)U(kuò)散遷移，并形成強(qiáng)化相，晶粒尺寸有所增大，促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，顯微硬度隨之提高。

圖12 試驗(yàn)7組試樣不同能量密度下熔覆層顯微硬度

3 結(jié)語

通過上述研究可以得出如下結(jié)論。

1)超高速激光熔覆制備的M2熔覆層中主要為細(xì)小的等軸晶，晶間有細(xì)小的碳化物呈網(wǎng)狀分布。激光功率較大時(shí)，晶粒尺寸增大較明顯；熔覆速度越高，晶粒越細(xì)??；減小熔覆道間距，晶粒有增大趨勢(shì)；能量密度增大，晶粒有增大傾向，但各工藝參數(shù)對(duì)其影響程度不同，激光功率對(duì)其影響最大。

2)超高速激光熔覆冷卻速度較快，M2熔覆層中以α-Fe為主，但含有大量殘余奧氏體，碳化物含量較少，主要為亞穩(wěn)態(tài)的M2C以及少部分的MC，晶界碳化物偏析較弱。

3)熔覆層顯微硬度受工藝參數(shù)影響較大。激光功率較大時(shí)，熔覆層硬度增大，且層中硬度分布均勻，波動(dòng)變化較??；隨著熔覆速度的減小，熔覆層顯微硬度明顯提升；當(dāng)熔覆道間距增大時(shí)，熔覆層顯微硬度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)；隨著能量密度的增大，熔覆層顯微硬度呈現(xiàn)明顯的上升趨勢(shì)；但當(dāng)能量密度較低時(shí)，熔覆層成形較差，難以形成較好的多道搭接。