王強(qiáng)，楊駒，牛文娟，蘇成明，QIU Dong，李洋洋

（1.西安建筑科技大學(xué) 冶金工程學(xué)院，西安 710055；2.陜西省冶金工程技術(shù)研究中心，西安710055；3.陜西天元智能再制造股份有限公司，西安 710065；4.皇家墨爾本理工大學(xué)工程學(xué)院 增材制造中心，澳大利亞 墨爾本 3053）

激光熔覆是一種表面改性技術(shù)，主要有兩種熔覆方式：一種為預(yù)置式激光熔覆[1]，是以不同的添料方式在被熔覆基體材料表面預(yù)先放置選擇的熔覆層材料，經(jīng)過激光輻照使熔覆層材料和基體表面薄層同時(shí)熔化，并快速凝固后形成稀釋率極低、與基體材料形成冶金結(jié)合的表面熔覆層；另一種為同步式激光熔覆[2-3]，是將激光通道與送粉通道結(jié)合形成一個(gè)集成了激光束與粉束的熔覆頭，熔覆頭在機(jī)器人的控制下對(duì)基體材料表面進(jìn)行熔覆，熔覆過程中激光束、粉末和基體材料表面交匯于同一點(diǎn)，激光能量將粉末和基體材料表面薄層一并熔化形成性能優(yōu)異的熔覆層。激光熔覆技術(shù)可以顯著改善基體材料表層的耐磨、耐蝕、耐熱、抗氧化等性能[4-9]。與傳統(tǒng)的等離子噴涂[10]、熱噴涂[11]、電鍍[12]等技術(shù)相比，激光熔覆技術(shù)制備的熔覆層具有稀釋度小、組織致密、熔覆層與基體材料結(jié)合強(qiáng)度高、可熔覆材料廣泛等特點(diǎn)，而且激光熔覆過程的可控性好，可實(shí)現(xiàn)三維自動(dòng)增材制造。然而，由于激光熔覆層的成形完全依靠激光能量的輸入，在熔覆層組織中容易出現(xiàn)由于熱輸入過大或能量密度不均勻?qū)е碌牧鸭y、孔洞、熱影響區(qū)過大等缺陷[13]，極大地限制了該技術(shù)的推廣應(yīng)用。

高速激光熔覆作為一種新型的表面改性技術(shù)，由德國弗勞恩霍夫激光技術(shù)研究所（Fraunhofer-Institute for Laser Technology, Germany）在激光熔覆的基礎(chǔ)上提出[14]。與激光熔覆相比，高速激光熔覆通過提升粉末顆粒的運(yùn)行速度，可在同等激光能量密度下實(shí)現(xiàn)更快速的熔覆層沉積。該技術(shù)的顯著特點(diǎn)是熔覆過程的低熱輸入和粉末的高效沉積（>90%），主要的能量集中在粉末本身，從而減小對(duì)基體材料的熱影響，獲得晶粒更為細(xì)小的熔覆層[15]。此外，高速激光熔覆技術(shù)還具有冷卻速度快、熔覆粉末成分易于調(diào)節(jié)等優(yōu)點(diǎn)[16]。

鐵基TY-2 合金由于添加了Si、B 等元素，具有強(qiáng)烈脫氧和造渣能力。在熔覆層制備過程中，可優(yōu)先與熔覆層材料中的氧和基體表面的氧化物反應(yīng)，生成低熔點(diǎn)的硼硅酸鹽等漂浮在熔池表面，從而減少熔覆層的氧含量和夾雜，提高熔覆層的成形性能。本文采用激光熔覆和高速激光熔覆技術(shù)在27SiMn 基體表面制備鐵基TY-2 合金涂層，對(duì)比研究熔覆層的沉積厚度、熱影響區(qū)、顯微組織、相成分和顯微硬度等性能，重點(diǎn)闡述制備過程中不同能量構(gòu)成對(duì)熔覆層的影響機(jī)理及規(guī)律。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

選用氣霧化法制備的鐵基TY-2 合金粉末（天津鑄金科技開發(fā)股份有限公司）作為激光熔覆與高速激光熔覆的原材料，化學(xué)成分如表1 所示。粉末形貌如圖1 所示，鐵基TY-2 合金粉末以光澤的球形粉末為主，粉末平均粒度為125.7 μm。熔覆前，將鐵基TY-2合金粉末靜置于101-2AB 電熱鼓風(fēng)干燥箱（天津市賽得利斯試驗(yàn)分析儀器制造廠）中進(jìn)行干燥處理，干燥溫度為60 ℃，干燥時(shí)間為4 h。選用27SiMn 鋼活塞桿作為基體材料，外徑為55 mm，化學(xué)成分如表2所示。

表2 27SiMn 鋼基體材料的成分Tab.2 Composition of 27SiMn steel substrate material wt%

圖1 鐵基TY-2 合金粉末Fig.1 Fe-based TY-2 powder: (a) Fe-based TY-2 powder morphology; (b) Fe-based powder particle size distribution

表1 鐵基TY-2 合金粉末的成分Tab.1 Composition of Fe-based TY-2 alloy

1.2 熔覆層制備工藝

在制備熔覆層前，采用酒精對(duì)27SiMn 基體表面進(jìn)行脫脂預(yù)處理。使用陜西天元智能制造有限公司的激光熔覆設(shè)備ProAM-3003LD（標(biāo)記為LC）制備熔覆層。采用高純N2為工作氣體，Ar 為保護(hù)氣體，激光發(fā)生器為光纖輸出半導(dǎo)體激光器。表3 列出了LC的工藝參數(shù)。使用西安建筑科技大學(xué)輕合金快速增材制造技術(shù)研發(fā)中心和陜西天元智能制造有限公司聯(lián)合研發(fā)的高速激光熔覆設(shè)備 HSLC2000（標(biāo)記為HSLC）制備熔覆層。采用高純N2為工作氣體，Ar為保護(hù)氣體，激光發(fā)生器與LC 一致，表4 列出了HSLC 的工藝參數(shù)。圖2 展示了HSLC 工藝的基本原理，本試驗(yàn)所用的HSLC 系統(tǒng)由高速送粉系統(tǒng)、激光系統(tǒng)、檢測(cè)系統(tǒng)和運(yùn)動(dòng)控制系統(tǒng)組成。其中高速送粉系統(tǒng)的最高預(yù)熱溫度為600 ℃，最高氣體壓力為3 MPa。采用高速紅外測(cè)溫儀對(duì)沉積溫度進(jìn)行實(shí)時(shí)測(cè)量和控制。噴嘴、光路系統(tǒng)和高速紅外測(cè)溫儀安裝在6 軸垂直多關(guān)節(jié)型機(jī)器人MOTOMAN-AR1440（日本安川電機(jī)株式會(huì)社）的機(jī)械臂上，控制精度為0.01 mm。在HSLC 作業(yè)中，基體材料固定于轉(zhuǎn)軸，在轉(zhuǎn)軸的控制下進(jìn)行自傳，噴嘴與基體表面垂直，激光束與噴嘴中心線之間的角度為30°，機(jī)器人控制噴嘴、光路系統(tǒng)和測(cè)溫儀進(jìn)行移動(dòng)作業(yè)。

圖2 HSLC 系統(tǒng)原理圖Fig.2 Schematic diagram of HSLC system

表3 激光熔覆的工藝參數(shù)Tab.3 Process parameters of laser cladding

表4 高速激光熔覆的工藝參數(shù)Tab.4 Process parameters of high-speed laser cladding

1.3 熔覆層性能檢測(cè)及表征

使用配有能譜分析儀（EDS）的Gemini SEM300型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察和分析熔覆層的微觀組織形貌和成分。利用D8 ADVANCE 型X 射線衍射儀分析熔覆層的物相組成，工作參數(shù)為：銅靶（Cu-Kα，λ=0.154 056 nm），電壓40 kV，電流40 mA。采用Image Pro Plus（IPP）圖像分析軟件測(cè)量熔覆層的孔隙率。使用HVS-1000 硬度計(jì)按照ASTM E384—2011 標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，載荷設(shè)置為300 g，保載時(shí)間為15 s。

2 結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

圖3a、圖3c、圖3e 中的截面組織分別為LC 工藝下熔覆層的底部、中部和上部，可以看出LC 熔覆層的顯微組織形態(tài)各異。由于LC 過程中引入了高能量密度的激光束，在成形過程中可以達(dá)到快速加熱、快速凝固的目的。而且由于凝固組織是從底部開始向熔池頂部生長，顯微組織特征強(qiáng)烈地依賴于G/R的值（G表示溫度梯度，R表示凝固速率），熔池底部具有較高的能量，溫度梯度G較大，凝固速率R較小，G/R的值較大，此時(shí)的晶體生長速度遠(yuǎn)大于形核速度，所以晶粒生長為較小的柱狀晶。在熔覆層的中部，凝固速率增大，G/R的值逐漸降低，晶粒主要為粗大的柱狀晶，這是激光熔覆層的典型組織[17]。在熔覆層的上部，由于溫度梯度G較小，凝固速率R較大，導(dǎo)致晶粒的生長速度小于形核速度，晶粒主要生長為細(xì)小的柱狀晶，且有沿一定方向生長的趨勢(shì)，這個(gè)過程與溫度梯度有關(guān)。根據(jù)圖3g 和圖3h，可以看出在道次與道次的搭接之間會(huì)出現(xiàn)沿界面垂直生長的柱狀晶，這是因?yàn)樘幵谌鄢氐撞康木ЯＴ诖怪庇诮缑鎲蜗驘崃鞯淖饔孟?，以等軸晶優(yōu)先向上生長并抑制相鄰枝晶的生長，在淘汰取向不利的晶體過程中生長成了粗大的柱狀晶組織。

圖3 HSLC 與LC 熔覆層的顯微組織Fig.3 Microstructure of HSLC and LC coating: (a) LC coating bottom; (b) HSLC coating bottom; (c) LC coating middle; (d)HSLC coating middle; (e) LC coating top; (f) HSLC coating top; (g) columnar crystals at the overlap of LC coating

圖3b、圖3d、圖3f 分別為HSLC 工藝下熔覆層底部、中部和上部的截面組織。HSLC 熔覆層的底部呈現(xiàn)出和LC 底部相似的組織，緊挨界面處的底部組織在進(jìn)行HSLC 時(shí)G/R的值較大，所以晶粒生長為柱狀晶，其長度大于LC 熔覆層緊挨界面處的底部組織，晶粒的寬度與長度分別約為5 μm 和10 μm，這是因?yàn)镠SLC 的激光功率比LC 的低20%，以及HSLC 的激光光斑直徑比LC 的大1 mm，導(dǎo)致HSLC 過程中的能量密度降低，熔池溫度降低，即溫度梯度G降低，凝固速率R基本不變，G/R的值降低，導(dǎo)致在底部形成細(xì)長的柱狀晶。相比于LC 熔覆層，從界面處向上，HSLC 熔覆層呈現(xiàn)出與LC 熔覆層不同的組織，LC 熔覆層底部以細(xì)長的柱狀晶為主，有明顯的方向性，但HSLC 熔覆層底部只存在較弱的方向性，大多數(shù)晶粒的尺寸集中在5 μm，且為不規(guī)則形狀。HSLC熔覆層的中部呈現(xiàn)出與LC 熔覆層中部不同的組織，其中沒有明顯觀測(cè)到與LC 熔覆層中部相似的柱狀晶，大多數(shù)晶粒的尺寸集中在5～10 μm，且為不規(guī)則形狀。HSLC 熔覆層的上部與中部組織相似，但HSLC熔覆層上部組織的晶粒比中部更為細(xì)小，大多數(shù)晶粒尺寸為5 μm。相比于LC 熔覆層的上部，HSLC 熔覆層上部的組織沒有呈現(xiàn)出明顯的方向性。這是因?yàn)镠SLC 與LC 的熔覆機(jī)理有所差別，LC 過程中的能量輸入只來源于激光提供的熱能Eth，而HSLC 過程中的總能量E由顆粒的動(dòng)能Ek和熱能Eth組成[18]，見式（1）—（3）。

式中：E為總能量；Ek為動(dòng)能；Eth為熱能；Vp為顆粒的撞擊速度；cp為材料的比熱容；tp為沉積時(shí)的初始溫度；tref為參考溫度（通常取室溫）。通過表5 可知，由于HSLC 過程熱輸入的降低，其熱能為LC 過程的66.7%；同時(shí)，HSLC 過程引入了粒子動(dòng)能，其中粒子動(dòng)能占HSLC 過程總能量的17.7%。與LC過程的總能量相比，HSLC 過程的總能量為LC 過程能量的77.9%。這使HSLC 過程中的高速粒子沉積有利于增加顆粒的塑性變形，增加了顆粒之間的緊密結(jié)合程度，有助于細(xì)化晶粒和減少熔覆層中的孔隙。同時(shí)，由于激光能量的降低，避免了由于熱輸入過大而引起的裂紋和熱影響區(qū)過大等缺陷。

表5 LC 與HSLC 過程的參數(shù)Tab.5 Parameters of LC process and HSLC process

2.2 物相分析

圖4 為HSLC 熔覆層、LC 熔覆層和原始鐵基TY-2 合金粉末的X 射線衍射圖譜。根據(jù)XRD 衍射峰的角度及峰強(qiáng)可以看出，HSLC 熔覆層的物相與原始粉末的相組成基本一致，這表明HSLC 工藝能夠保持沉積粒子的原始相組成。在相同衍射角處，HSLC熔覆層的衍射峰比LC 熔覆層的衍射峰寬，從另一角度也說明HSLC 熔覆層的晶粒尺寸比LC 熔覆層小。HSLC 熔覆層的物相主要包括(Fe, Ni)、Cr0.19Fe0.7Ni0.11和Fe-Cr 等相，其中Cr0.19Fe0.7Ni0.11固溶體的形成，不僅能提高熔覆層的強(qiáng)度，而且使熔覆層保持了良好的塑韌性[19]。LC 熔覆層與原始粉末的物相有所差別，主要包括(Fe, Ni)、Cr0.19Fe0.7Ni0.11和CaNi3C0.5等物相，其中CaNi3C0.5金屬間化合物為生成的新相，這是因?yàn)檩^大的激光能量輸入，會(huì)使C 元素加速擴(kuò)散，并與Ca、Ni 元素相結(jié)合生成CaNi3C0.5金屬間化合物。同時(shí)，在激光高能量密度的照輻下，C 元素加速擴(kuò)散并與氧化物反應(yīng)生成CO 氣孔，這也是LC 過程中孔隙率較大的原因。

圖4 HSLC 熔覆層、LC 熔覆層和鐵基TY-2 合金原始粉末的XRD 圖譜Fig.4 XRD spectrum of the HSLC coating, LC coating and iron-based alloy powder

2.3 顯微硬度分析

圖5 為HSLC 和LC 熔覆層沿層深方向的顯微硬度分布曲線，以結(jié)合區(qū)（BZ）為熔覆層和基體的界限，從熔覆層開始自上而下進(jìn)行測(cè)試，壓痕間隔為100 μm。由圖5 可以看出，HSLC 和LC 熔覆層的顯微硬度分布呈現(xiàn)3 個(gè)區(qū)域，分別為熔覆層（Coating）、熱影響區(qū)（HAZ）和基體（Substrate），HSLC 熔覆層的平均硬度為604HV0.3，LC 熔覆層的平均硬度為543HV0.3，HSLC 熔覆層的平均硬度比LC 熔覆層高9.4%。HSLC 熔覆層硬度較高的原因是：在HSLC 過程中由于高速運(yùn)行顆粒的撞擊，使熔覆層中的晶界高密度位錯(cuò)增加，顆粒和顆粒之間的結(jié)合更為緊密，孔隙率降低。熱影響區(qū)的顯微硬度介于基體與熔覆層之間，其原因是熱影響區(qū)的組織發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變[20]。

圖5 HSLC 熔覆層和LC 熔覆層的顯微硬度曲線Fig.5 Microhardness curves of HSLC coating and LC coating

2.4 熔覆層缺陷分析

圖6a—b 展示了LC 熔覆層靠近基體側(cè)的界面處缺陷，其中有平行于界面的裂紋和垂直于界面的裂紋，裂紋的寬度約為0.5 μm，裂紋的長度約為10 μm。結(jié)合圖6c—h 的面掃結(jié)果和成分分布曲線，可以看出Fe 元素出現(xiàn)嚴(yán)重的缺失，Mn 元素出現(xiàn)少量的缺失，而Si、C 和O 元素出現(xiàn)富集。其原因是：由于LC 過程的快速加熱、快速凝固的特點(diǎn)，以及熔覆材料和基體材料的物理性能差異，容易導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力的形成，當(dāng)內(nèi)應(yīng)力大于材料屈服極限時(shí)，會(huì)在夾雜、孔隙等部位出現(xiàn)應(yīng)力集中而產(chǎn)生裂紋。內(nèi)應(yīng)力有三種，分別為熱應(yīng)力、組織應(yīng)力和約束應(yīng)力，其中熱應(yīng)力是LC 中產(chǎn)生裂紋的主要原因，其計(jì)算公式為：

圖6 LC 熔覆層中的裂紋、元素分布圖和元素分布曲線Fig.6 Cracks, element distribution diagrams and element distribution curves in the LC cladding layer: (a) defects at the interface;(b) cracks; (c) C element distribution map; (d) Fe element distribution map;(e) Si element distribution map; (f) O element distribution map; (g) Mn element distribution map; (h) element distribution curve

式中：E為熔覆層的彈性模量；u為熔覆層泊松比；Δα為熔覆層與基體的熱膨脹系數(shù)差值；ΔT為熔覆層溫度與室溫差值。當(dāng)LC 過程中產(chǎn)生的熱應(yīng)力、組織應(yīng)力和約束應(yīng)力等超過材料的屈服極限時(shí)，會(huì)導(dǎo)致熔覆層產(chǎn)生裂紋。Bahoosh 等[21]使用掃描電子顯微鏡也解釋了裂紋的生長步驟，首先會(huì)在碳化物處產(chǎn)生裂紋，作為最薄弱的區(qū)域，然后沿碳化物-基質(zhì)相的界面部位發(fā)生斷裂。同時(shí)，分布在熔覆層中的SiC 與SiO2析出相，具有較高的脆性，會(huì)在富集的區(qū)域造成應(yīng)力集中，這也會(huì)成為裂紋萌生的核心[22]。

在LC 過程中，氣孔和夾雜的產(chǎn)生會(huì)對(duì)熔覆層的質(zhì)量產(chǎn)生不利影響。根據(jù)Mizuk 等[22]的研究，CO 氣孔是鐵基合金中普遍存在的氣孔，其原因是：CO 氣孔的產(chǎn)生是基體中的Si、Mn 與O 發(fā)生反應(yīng)生成SiO2、MnO，C 再與SiO2、MnO 反應(yīng)生成CO 氣孔。利用圖像分析軟件對(duì)單道次熔覆層的斷面進(jìn)行孔隙率測(cè)定，表6 顯示了LC 和HSLC 的孔隙率，可以看出HSLC 熔覆層的孔隙率約為LC 的1/3。HSLC 熔覆層的孔隙率較低是由于顆粒在熔覆過程中粒子的高速撞擊增加了顆粒與顆粒之間的緊密程度，從而降低了氣孔的產(chǎn)生；LC 熔覆層中的孔隙率較高是由于凝固速度快，在晶粒生長過程中釋放出的氣體沒有足夠的時(shí)間離開熔體，凝固結(jié)束前的氣體被困在熔覆層內(nèi)部而形成氣孔。同時(shí)，孔隙率隨熱量輸入的增加而增加，被粉末顆粒吸收的氣體更有可能被困在熔池中，所以為了獲得低孔隙率的熔覆層，應(yīng)控制熱輸入在合適的范圍內(nèi)[24]。根據(jù)表6 的熔覆層厚度可以看出，相比于LC 熔覆層，HSLC 熔覆層的厚度較小。因?yàn)镠SLC過程中顆粒具有更高的速度，顆粒與激光產(chǎn)生的能量接觸時(shí)間較短，較大的顆粒會(huì)發(fā)生回彈現(xiàn)象[25]。根據(jù)表6 中的熱影響區(qū)厚度可以看出，LC 熱影響區(qū)的厚度大于HSLC，這是因?yàn)閮煞N工藝的激光能量密度不同，LC 過程中的熱輸入更大，導(dǎo)致基體吸收的熱能更多。圖7 為LC 熔覆層中的雜質(zhì)，表7 列出了雜質(zhì)區(qū)域的EDS 分析結(jié)果，點(diǎn)1～3 為雜質(zhì)的元素分析結(jié)果，點(diǎn)4 為熔覆層元素分析結(jié)果。結(jié)果顯示雜質(zhì)區(qū)域中的Fe 元素缺損嚴(yán)重，含量平均減少43%；Cr 元素同樣出現(xiàn)缺損，含量平均減少51%；Si、C 元素出現(xiàn)富集。

表6 HSLC 與LC 熔覆層的孔隙率、熔覆層厚度和熱影響區(qū)厚度Tab.6 Porosity, coating thickness, and HAZ thickness of HSLC and LC coating

表7 LC 熔覆層的EDS 分析結(jié)果Tab.7 EDS analysis results of the LC claddings wt%

圖7 LC 熔覆層中的雜質(zhì)Fig.7 Impurity in LC coating

3 結(jié)論

1）在27SiMn 不銹鋼基體上制備了鐵基TY-2 合金熔覆層，其中LC 熔覆層以粗大的柱狀晶為主，有明顯的方向性。HSLC 熔覆層底部存在少量的柱狀晶，呈現(xiàn)較弱的方向性，中部與上部大多數(shù)是尺寸為5～10 μm 的細(xì)小晶粒，并且沒有明顯的方向性。

2）HSLC 熔覆層包含(Fe, Ni)、Cr0.19Fe0.7Ni0.11和Fe-Cr 等物相，與原始粉末一致；由于較高的激光能量密度，LC 熔覆層中存在新相CaNi3C0.5，與原始粉末的物相有所差別。

3）HSLC 過程的總能量由17.7%的粒子動(dòng)能和72.3%的熱能組成，其總能量為 LC 過程總能量的77.9%。HSLC 過程中高速粒子的撞擊促使顆粒之間的結(jié)合更為緊密，熔覆層的顯微組織更加均勻致密，無裂紋，硬度更高。