劉偉斌，李新梅，井振宇

(新疆大學機械工程學院， 烏魯木齊 830017)

0 引 言

磨損、腐蝕和疲勞是造成工件失效的3種主要形式[1-3]，每年因工件失效造成的經(jīng)濟損失巨大。船舶傳動軸的作用是與變速器和驅(qū)動橋一起傳遞動力，因長期與海水接觸易發(fā)生腐蝕、磨損而導致失效。為了延長船舶傳動軸的使用壽命，常采用激光熔覆、熱噴涂、氣相沉積等技術對其表面進行改性、修復[4-6]。其中熱噴涂、氣相沉積等技術制備的涂層與基體結合較差，修復效果不是太好；而激光熔覆的高能量激光束可使合金粉末和基體表面熔化產(chǎn)生良好的冶金結合，從而得到性能優(yōu)異的熔覆層[7-10],該技術因具有精度高、工藝可控、耗時短、效率高、熱影響區(qū)小、應用范圍廣等優(yōu)點而受到廣泛關注[11-13]。楊曉紅等[14]在45鋼表面制備了Ni35合金激光熔覆層，發(fā)現(xiàn)其耐磨、耐蝕性能較基體有很大提高。張艷梅等[15]對激光熔覆制備WC顆粒增強鎳基合金熔覆層中的裂紋進行了研究，發(fā)現(xiàn)當WC質(zhì)量分數(shù)超過30%時熔覆層的脆性增加，開始產(chǎn)生裂紋，且WC含量越多，裂紋數(shù)量越多。陸海峰等[16]在45鋼表面采用激光熔覆技術制備了WC增強鎳基合金熔覆層，通過工藝優(yōu)化得到了無孔洞和裂紋缺陷的熔覆層。周繼烈等[17]研究了WC增強鎳基合金熔覆層易開裂的原因，發(fā)現(xiàn)是由于激光束使熔覆層存在非穩(wěn)態(tài)熱應力而導致的，對基體進行預熱可以避免裂紋產(chǎn)生。FU等[18]研究了在40Cr鋼表面激光熔覆鎳基合金過程中熔覆層中產(chǎn)生裂紋的影響因素，發(fā)現(xiàn)激光功率和掃描速度是主要的影響因素。崔崗等[19]分析了掃描速度對激光熔覆WC增強鎳基合金熔覆層成形性、組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)掃描速度越大，熔覆層越容易出現(xiàn)裂紋，柱狀晶從底部延伸的生長寬度越小，晶粒越細小，顯微硬度越大，熔覆層的耐磨、耐腐蝕性越好。

綜上所述，WC增強鎳基合金熔覆層具有很好的耐磨性與耐腐蝕性，但WC質(zhì)量分數(shù)、制備工藝參數(shù)等的選擇不合理會造成熔覆層出現(xiàn)孔洞和裂紋缺陷。目前，掃描速度對熔覆層組織與性能的影響已有相關研究，而激光功率對其組織與性能的影響的研究較少。為此，作者以前期試驗得到的性能最優(yōu)的質(zhì)量分數(shù)11%WC增強Ni35合金熔覆層為研究對象[20]，研究不同激光功率對熔覆層組織和性能的影響，以獲得耐磨性、耐腐蝕性更優(yōu)的熔覆層。

1 試樣制備與試驗方法

基體材料選用45鋼，尺寸為150 mm×60 mm×8 mm。先用600#砂紙對基體打磨，再用1000#砂紙細磨，采用酒精清洗后，吹干，置于干燥箱中待用。熔覆材料選用球形Ni35合金粉和WC粉，清河縣創(chuàng)盈金屬材料有限公司生產(chǎn)，Ni35合金粉的粒徑為53106 μm，化學成分見表1，WC粉的粒徑為2353 μm，純度不低于99%。將Ni35合金粉與WC粉按質(zhì)量比89…11混合，并使用KQM型行星式球磨機混合均勻。由圖1可見， Ni35合金粉與WC粉均為球形，混合粉也保持了原有的球形度和粒徑，滿足激光熔覆同步送粉法的要求。

圖1 Ni35合金粉、WC粉及其球磨混合粉的SEM形貌Fig.1 SEM morphology of Ni35 alloy powder (a), WC powder (b) and their ball-milling mixed powders (c)

表1 Ni35合金粉末的化學成分

激光熔覆設備主要由KUKA機器人、YLS-2000型激光器(最大功率2 kW)組成；熔覆時采用氬氣保護，流量為15 L·min-1，激光功率分別為1.1,1.3,1.5 kW，送粉速度為2 g·min-1,掃描速度為4 mm·s-1，光斑直徑為2 mm。采用激光熔覆同步送粉方式在45鋼基體表面制備長度為500 mm的單道單層WC增強Ni35合金熔覆層。用400#3000#砂紙依次對熔覆層橫截面進行研磨，采用jt-3000b型工業(yè)電子測量顯微鏡測量熔覆層橫截面的尺寸并計算稀釋率，將稀釋率控制在5%20%內(nèi)，確保熔覆層與基體有良好的冶金結合[21]。熔覆層截面如圖2所示，稀釋率計算公式[22-23]為

(1)

式中：μ為稀釋率；A2為基體熔化部分的橫截面積，mm2；A1為熔覆層的橫截面積，mm2；h為基體的熔化深度，mm；H為熔覆層高度，mm。

圖2 熔覆層截面示意Fig.2 Digram of cross section of cladding layer

用W0.25金剛石拋光劑對熔覆層進行拋光，采用王水腐蝕15 s，用LEO-1430VP型掃描電子顯微鏡(SEM)對其表面及橫截面進行微觀形貌觀察，用4XB型雙目倒置光學顯微鏡(OM)進行顯微組織觀察。采用D&Advance型X射線衍射儀(XRD)測定熔覆層物相，采用銅靶，管電壓為40 kV，管電流為30 mA，掃描速率為2 (°)·min-1，掃描范圍為10°～90°，步長為0.02°。用HXD-1000TB型維氏硬度計測試熔覆層、熱影響區(qū)和基體的硬度，載荷為0.2 N，保載時間為15 s。從熔覆層表面到基體每隔一段距離取點測試，并取平均值。如圖3所示，通過M-2000型磨損試驗機進行摩擦磨損試驗，熔覆層試樣尺寸為31 mm×7 mm×8 mm，對磨副為直徑40 mm的淬火態(tài)45鋼環(huán)，顯微硬度為700 HV。試驗時熔覆層試樣固定不動，對磨副旋轉(zhuǎn)，轉(zhuǎn)速為180 r·min-1，載荷為150 N，時間為30 min，通過失重法計算熔覆層磨損量。采用CHI660E電化學工作站進行電化學試驗，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極為鉑電極(1 mm×1 mm)，工作電極為熔覆層試樣，電解液為質(zhì)量分數(shù)3.5%的NaCl溶液，試驗的初始電位為-1.5 V，終止電位為1 V，掃描速率為2 mV·s-1；阻抗頻率范圍為10-2105Hz，幅值為1 V。

圖3 摩擦磨損試驗示意Fig.3 Diagram of friction and wear experiment

2 試驗結果與討論

2.1 對截面與表面形貌的影響

由圖4和圖5可見：當激光功率為1.1 kW時，熔覆層和基體的結合線比較平直，熱影響區(qū)不明顯，熔覆層表面未熔顆粒較多，且存在較多裂紋；當激光功率增大到1.3 kW和1.5 kW時，熔覆層和基體結合線均呈弧形，熱影響區(qū)較大。1.3 kW時，熔覆層截面上有數(shù)個氣孔，熔覆層表面未熔顆粒減少，裂紋較1.1 kW時少；1.5 kW時，熔覆層表面比較光亮平整，相對其他2個功率下的熔覆層無明顯缺陷。這是因為當功率較低時，激光束能量不足,只能將部分粉末熔化且基體吸收的能量較低，當激光功率高達1.5 kW時，激光能量足以使粉末充分熔化。不同功率下熔覆層熔池形狀不同，這是由于激光功率不同，溫度場不同造成的；不同溫度場形成的溫度差和表面張力差驅(qū)使合金液體流動并因溫度快速下降而瞬間凝固；凝固由熔池表面中心向兩邊擴展，使熔化區(qū)域形成月牙形結構。這是由于熔池同時受到表面張力和重力作用，熔池中心處重力和表面張力的作用相互抵消，而熔池兩邊張力最大、重力次之造成的[24-25]。

圖4 不同激光功率制備熔覆層的截面微觀形貌Fig.4 Cross-section micromorphology of cladding layers prepared by different laser powers

圖5 不同激光功率制備熔覆層的表面宏觀形貌Fig.5 Surface macromorphology of cladding layers prepared by different laser powers

由表2可知，當功率為1.1 kW時，熔覆層的稀釋率僅為2.57%，熔覆層與基體結合較弱，原因是功率低，能量只能使部分粉體熔化，且熔化的基體較少。當功率從1.1 kW升至1.3 kW，稀釋率升高明顯；當再從1.3 kW升至1.5 kW，稀釋率升高不明顯。隨著功率從1.1 kW增加到1.5 kW，基體的熔化深度從0.05 mm增加到0.25 mm，熔覆層高度先減小后增大，這是因為隨著功率的增加，能量使粉體熔化的同時，基體的熔化量也增多。稀釋率過小時，熔覆層與基體結合力不足，開裂最嚴重；然而稀釋率過大時，大量基體元素滲入熔覆層，會降低熔覆層性能[26]。當功率為1.5 kW時，熔覆層高度滿足加工要求且稀釋率為12.69%，熔覆層與基體冶金結合良好。

表2 不同激光功率制備熔覆層的幾何參數(shù)和稀釋率

2.2 對顯微組織與物相組成的影響

由圖6可見:1.1 kW制備的熔覆層組織不均勻，長枝晶還未形成，粉末未充分熔化； 1.3 kW熔覆層中間區(qū)域開始形成長枝晶，周圍區(qū)域還存在短枝晶且無固定的方向性；當功率為1.5 kW時，粉末充分熔化，化合物結合穩(wěn)定，組織主要由長枝晶、短枝晶、等軸晶組成，分布區(qū)域明顯且均勻?？梢婋S著激光功率的增大，熔覆層組織更加細化，分布逐漸均勻。

圖6 不同激光功率制備熔覆層的顯微組織Fig.6 Microstructure of cladding layers prepared by different laser powers

圖7 不同激光功率制備熔覆層的XRD譜Fig.7 XRD patterns of cladding layers prepared by different laser powers

由圖7可見，不同功率制備的熔覆層均由γ-(Ni，F(xiàn)e)固溶體，碳化物Cr7C3、Cr2C3和硼化物NiB、CrB等相組成，熔覆層中各物相的衍射峰位置均沒有出現(xiàn)偏離。其中，1.3 kW制備的熔覆層與1.1 kW和1.5 kW時相比，在22.5°，28.5°，38.7°，46.9°，48.8°的衍射峰強度更高，且功率1.5 kW時，在22.5°，28.5°，35°，38.7°，42.5°，46.9°和48.8°等處衍射峰強度明顯減小，說明粉末的熔化量增多，另外在43.7°和82.5°處有新的γ-(Ni，F(xiàn)e)固溶體、Cr7C3和Cr2C3等相的衍射峰出現(xiàn)。這是因為隨著激光功率增加，熔覆粉末吸收的能量增加，粉末的熔化量增加，通過固溶反應形成更多的新相，并形成穩(wěn)定的化合物。

2.3 對顯微硬度的影響

不同功率制備的熔覆層的平均硬度與基體相比都有所提高，平均硬度在700 HV以上，而基體的平均硬度為260 HV，提高了約270%，且功率越大硬度越高。原因是隨著激光功率增大，生成的碳化物Cr7C3、Cr2C3和硼化物NiB、CrB等硬質(zhì)相含量多；另外，功率增加也會使熔覆層晶粒細化，因此1.5 kW時熔覆層硬度高于其他2個功率的。熔覆層局部位置有數(shù)值偏高，這是因為測點在WC增強相上。熱影響區(qū)的平均硬度在600 HV以上，原因是基體溫度超過了奧氏體化溫度，在快速冷卻的條件下奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉鸟R氏體[27]。

2.4 對摩擦磨損性能的影響

經(jīng)測試，基體的摩擦因數(shù)與磨損量分別為0.71,0.21 g。從表3可以看出，隨著功率從1.1 kW增加到1.5 kW，熔覆層的摩擦因數(shù)呈下降趨勢，當功率達到1.5 kW時，熔覆層摩擦因數(shù)最小為0.32,較基體降低了54.93%。這是因為熔覆層硬度提高，摩擦因數(shù)會相應降低。當功率從1.1 kW增大到1.5 kW后，熔覆層的磨損量也呈降低趨勢，功率為1.5 kW時，熔覆層耐磨性最好，磨損量下降了95.2%。

表3 不同激光功率制備熔覆層的摩擦因數(shù)與磨損量

由圖8可見：激光功率1.1 kW時制備的熔覆層磨損表面有犁溝和部分黏著層，隨功率增加到1.3 kW時，磨損表面犁溝變淺，且伴有微量片狀黏著層；再增大到1.5 kW后，磨損表面有微犁溝存在，摩擦痕跡細微，磨痕很淺，磨損表面趨于光滑。這是因為激光功率1.5 kW的熔覆層硬度最大，而且此時WC得到充分熔化，熔覆層中的Cr7C3和Cr2C3等相含量變多，在磨損過程中起到骨架支撐作用，承擔了主要載荷。

圖8 不同激光功率制備熔覆層的磨損表面SEM形貌Fig.8 SEM Morphology of wear surface of cladding layers prepared by different laser powers

2.5 對電化學性能的影響

圖9 不同激光功率制備熔覆層的Tafel極化曲線Fig.9 Tafel polarization curves of cladding layers prepared by different laser powers

由表4可以看出，功率為1.5 kW時，熔覆層的自腐蝕電流密度最小，自腐蝕電流密度能夠反映熔覆層的耐腐蝕性能，其值越小，腐蝕速率越慢，耐腐蝕性能越好。因此，功率為1.5 kW時，熔覆層耐腐蝕性最好。由圖9可以看出，不同功率制備熔覆層的陰極極化區(qū)域電流滯后，且有曲線跳動現(xiàn)象，陽極區(qū)域都有鈍化現(xiàn)象，其中功率1.1,1.3 kW時的熔覆層鈍化速率比1.5 kW時快，且鈍化區(qū)域明顯。其中功率為1.1 kW和1.3 kW時的熔覆層都出現(xiàn)明顯的活化鈍化過渡區(qū)，自腐蝕電流密度急速上升，這說明熔覆層試樣表面鈍化膜受到破壞而發(fā)生點蝕，溶液中Cl-與試樣新表面發(fā)生吸附，加快了鈍化膜的溶解。1.5 kW時熔覆層的鈍化區(qū)一直處于慢腐蝕狀態(tài)，活化鈍化過渡區(qū)較小?？梢婋S著功率的增加，熔覆層鈍化速率變慢，活性鈍化過渡區(qū)減小，耐腐蝕性增強。功率為1.1 kW和1.3 kW時熔覆層均出現(xiàn)裂紋缺陷，降低了涂層的耐腐蝕性；當功率為1.5 kW時，熔覆層無裂紋缺陷，耐腐蝕性增強，同時1.5 kW時熔覆層的析出相碳化物Cr7C3和Cr2C3增多，組織得到細化且分布均勻，因此耐腐蝕性能提高。

表4 不同激光功率制備熔覆層的自腐蝕電位和自腐蝕電流密度

阻抗弧的曲率半徑也反映了熔覆層的耐腐蝕能力，阻抗弧半徑越大，耐腐蝕性越好，由圖10可以看出：在中頻區(qū)，功率為1.1 kW和1.3 kW時，熔覆層容抗弧重心下降，表明試樣開始剝蝕，在低頻區(qū)域受到Cl-影響點蝕加劇，腐蝕產(chǎn)物增多；功率為1.5 kW時，熔覆層在中頻區(qū)和低頻區(qū)仍處于鈍化狀態(tài)，還未發(fā)生活化。激光功率為1.5 kW時，熔覆層的容抗弧半徑最大，其耐腐蝕性相對最好。

圖10 不同激光功率制備熔覆層的阻抗圖Fig.10 Impedance diagram of cladding layers prepared by different laser powers

3 結 論

(1) 隨著激光功率的增大，熔覆層的稀釋率增大，與基體結合性變好，且熔覆層組織更加均勻致密。

(2) 隨著激光功率的增大，熔覆層新物相逐漸生成，功率1.5 kW時新的物相γ-(Ni，F(xiàn)e)固溶體產(chǎn)生，Cr7C3和Cr2C3相含量增多，熔覆層物相主要由γ-(Fe,Ni)、CrB、NiB、FeNi、Cr7C3和Cr2C3等組成。

(3) 隨著激光功率的增大，熔覆層的顯微硬度升高，磨損量和摩擦因數(shù)均呈下降趨勢，耐磨性均優(yōu)于基體；功率為1.5 kW時，熔覆層的表面平均硬度比基體提高約270%，磨損量為基體磨損量的4.8%，摩擦因數(shù)較基體下降了54.93%。

(4) 隨著激光功率的增大，熔覆層的自腐蝕電位先減小后增加，自腐蝕電流密度先增大后降低，當功率為1.5 kW時，熔覆層的耐腐蝕性相對最好。