劉思奇，郭衍束，楊玉玲，董丹陽，吳林輝

(東北大學(xué) 理學(xué)院，沈陽110819)

引 言

H13鋼具有較高的硬度、較好的耐磨性，在鋁、鎂、銅等低熔點合金的攪拌摩擦焊中常被用作攪拌頭的材料。然而，對于鈦合金、鋼鐵、高溫合金等高熔點材料，H13鋼作為攪拌頭，其耐磨性及高溫強韌性不足以滿足實際焊接需要。因此，提高攪拌頭材料的抗磨性、延長其使用壽命，對于提高焊縫質(zhì)量、發(fā)展攪拌摩擦焊技術(shù)至關(guān)重要。

提高常用攪拌頭的耐磨性能、延長使用壽命的一種方法是采用多晶立方氮化硼等結(jié)構(gòu)陶瓷或高熔點金屬［1-4］，然而超硬材料在加工成形方面難度較大，這又限制了該項技術(shù)的發(fā)展應(yīng)用。實際上，在焊接過程中，與被焊材料接觸、摩損的是攪拌頭的表面，因此，利用表面強化技術(shù)和再制造技術(shù)，在廉價、易加工成形的常規(guī)攪拌頭材料表面制備具有優(yōu)良高溫強、韌性和超強耐磨性能的硬質(zhì)合金層或陶瓷層，可將傳統(tǒng)攪拌頭材料的易加工成形特性與硬質(zhì)合金或陶瓷的高溫強韌性和高耐磨性等優(yōu)點相結(jié)合，提高攪拌頭的使用性能，同時還可避免開發(fā)新材料帶來的研發(fā)周期長等弊端。REYNOLDS等人［5］采用表面滲氮的方法，在H13工具鋼攪拌頭表面制備了TiN滲層以增加耐磨性，CAO［6］在45#鋼攪拌頭表面滲碳處理后，提高了攪拌頭表面硬度和耐磨性，從而克服了攪拌針表面沾鋁的現(xiàn)象。隨著激光技術(shù)的發(fā)展，激光熔覆已經(jīng)成為金屬材料零部件的表面強化領(lǐng)域，所制備的涂層大大改善了基底材料的耐磨損、耐腐蝕、耐高溫等性能［7-9］。

作者擬采用激光熔覆方法，在攪拌摩擦焊攪拌頭用H13鋼表面制備具有高硬度、高耐磨性并具有一定厚度的耐磨涂層，主要研究激光熔覆過程中正交化工藝及其組織結(jié)構(gòu)。

1 實驗材料及方法

實驗中采用H13鋼為基底材料，Co42合金粉末為耐磨涂層的原始粉末。兩種材料的化學(xué)成分如表1和表2所示。

H13鋼板線切割成33mm×33mm×5mm的小塊，并且用1000#砂紙打磨去除表面的氧化膜，用丙酮超聲清洗干凈。Co42合金粉末放入干燥箱中，在80℃的溫度下烘干處理，保證粉末的干燥性，以便于送粉時不容易堵塞送粉管。

Table 1 Chemical compositions of H13 steel

采用JHM-1GY-700型Nd∶YAG脈沖激光器進行激光熔覆，激光器最大輸出功率為700W，單脈沖能量0J～80J連續(xù)可調(diào)。采用側(cè)向同步送粉，送粉槍與基板的夾角為45°左右，實驗裝置如圖1所示。正交實驗因素水平參量如表3所示。

Fig.1 Experimental facility used for laser cladding

圖2 所示為4組工藝參量與稀釋率和粗糙度之間的關(guān)系曲線。由圖2a可以看出，稀釋率隨著離焦量的增大，雖然有小的波動，總體上呈現(xiàn)出不斷增加的趨勢。這主要是由于離焦量越大能量密度越小，基體熔化越淺，熱對流作用相對較小，熔覆層更不容易被稀釋。綜合后續(xù)其它指標的影響，選擇18mm，20mm，22mm和24mm作為正交試驗中離焦量因素的4個實驗水平。

Table 3 Parameters for orthogonal experiments

將激光熔覆試樣沿橫截面切開，用丙酮清洗，鑲嵌后，進行打磨、拋光，用稀王水(V(純王水)∶V(酒精)=1∶1)浸泡腐蝕100s。用Olympus-GX71型金相光學(xué)顯微鏡(optical microscope，OM)和 Shimadzu-SSX-550掃描電子顯微鏡(scanning electronic microscope，SEM)觀察微觀組織，并利用能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)進行微區(qū)成分分析。用Olympus激光共聚焦顯微鏡對表面形貌及粗糙度進行觀測。

利用Olympus-STM6型讀數(shù)顯微鏡對熔覆層的幾何形狀進行測定，采用離散采點測出其在x-y坐標系中的位置，通過高次多項次擬合，畫出其幾何形貌，采用MATALAB軟件進行編程，并對各種條件下樣品的稀釋率進行計算。

2 實驗結(jié)果與討論

2．1 粗糙度及稀釋率

由圖 2b可以看出，掃描速率在 1.3mm/s～2.0mm/s之間時，粗糙度隨掃描速率增大而快速上升，之后開始緩慢下降。而稀釋率則呈現(xiàn)出先增大，后減小，然后繼續(xù)增大的波動趨勢。這主要是因為:當速率很小時，在送粉量保持不變的情況下，形成了粉末的堆積，熔覆層較厚，盡管能量密度最大，但是經(jīng)過較厚熔覆層對熱量的吸收，基體的熔化有限，所以稀釋率較低。隨著掃描速率的增大，能量密度的下降沒有粉末厚度下降得快，所以出現(xiàn)了基體熔化深度增大、熔覆層稀釋率增大的現(xiàn)象。隨著掃描速率的繼續(xù)增大，能量密度的下降速率將超越粉末厚度的下降速率，因此，基體熔化深度減小，稀釋率開始下降。當掃描速率繼續(xù)增大時，基體表面積累的粉末越來越少，激光直接照射在基體表面，熔池深度也會增加，稀釋率逐漸增大。由于速率過低時容易造成粉末的堆積，使得粉末不能完全熔化，熔覆層缺陷增多，因此，選擇 1.7mm/s，2.0mm/s，2.3mm/s和2.5mm/s作為掃描速率因素的4個水平。

Fig.2 The influence factors on the surface roughness and dilution ratio a—defocus distance b—scan speed c—pulse width d—frequency

脈寬對稀釋率和粗糙度的影響如圖2c所示。隨著脈寬的增加，平均功率密度不斷增大，表面粗糙度總體上呈現(xiàn)出大幅下降并保持穩(wěn)定的趨勢，稀釋率也隨著能量密度的增加不斷增大，并保持相對穩(wěn)定。這主要是由于脈寬的增加激光的作用時間增大，熔覆層表面熱流的流動受到脈沖激光的沖擊作用減弱表面趨于平整，而能量的增大帶來了基底熔化的加強，從而使得稀釋率隨之增大。所以選擇2.0ms，2.2ms，2.4ms和2.6ms作為脈寬因素的4個水平。

圖2d為頻率對兩者的影響。隨著頻率的增加，粗糙度呈現(xiàn)下降趨勢，并且當頻率較大時，基本保持穩(wěn)定。稀釋率隨頻率的增加以較快的速度增大，只是在10Hz～20Hz時有下降趨勢。但是通過表面觀察發(fā)現(xiàn)，由于頻率為50Hz時，能量密度太大，致使熔覆層表面有部分焦化現(xiàn)象，缺陷反而增多，所以選擇10Hz，20Hz，30Hz和40Hz作為正交試驗頻率的4個實驗水平。

2．2 熔覆層表面形貌

按照表3中所示的實驗因素和各因素水平，對各因素組合進行正交熔覆實驗試驗，參量組合情況及實驗編號如表4所示。熔覆層的低倍形貌如圖3a所示。圖中1～16對應(yīng)于實驗編號Z1～Z16的樣品。從圖中可見，不同參量下的熔覆層的表面形貌有較大差異，1的熔覆層表面球狀熔渣較多，而8～13有明顯的減少，而15和16的魚鱗狀波紋比較凌亂，反而11的紋理比較整齊均勻。可以看出，正交試驗參量水平的選擇均勻，符合正交試驗的均勻分布特性，該實驗具有較強的代表性。

Fig.3 Macro morphologies of the single cladding track 1～16 are corresponding to sample Z1～Z16a—a lower magnification b—a higher magnification

利用激光共聚焦顯微鏡測試得到的樣品表面形貌及粗糙度結(jié)果分別如圖3b和表4所示。由圖3b的高倍形貌照片可見，不同參量下獲得的樣品表面形貌有很大差別。其中1，4，8，10～12以及15和16對應(yīng)的樣品表面有明顯的裂紋，表明這些參量對形成良好的涂層是不利的，這嚴重影響到涂層的實際應(yīng)用價值。至于裂紋產(chǎn)生的原因，作者認為是由于涂層與基底的熱物性參量有所差異，激光成形過程中，由于參量匹配不合理，形成較高的溫度梯度而產(chǎn)生的熱應(yīng)力集中所致。由于表面指數(shù)的大小能綜合反映熔覆層表面的裂紋、氣孔以及紋理均勻程度，數(shù)值越大表面質(zhì)量越好［10］。因此，根據(jù)圖3中的結(jié)果對16組實驗進行了表面指數(shù)的排序，并且進行了1～16的數(shù)值化表征，結(jié)果如表4所示。按照從差到好的順序排列12—8—15—10—1—16—2—11—13—14—7—4—9—3—6—5。按照散點坐標的測量并通過MATLAB程序進行擬合計算出的稀釋率結(jié)果列于表4中。

Table 4 L16(44)orthogonal experiment results(A，B，C，and D are the four factors in Table 3)

2．3 正交實驗結(jié)果的極差分析

表4為正交化實驗因素各個指標的均值和極差分析結(jié)果。表中，A，B，C，D表示不同的影響因素，k的下標1，2，3，4 用來區(qū)分影響因素不同的數(shù)值，k1～k4，k1′～k4′，k1″～k4″分別為相應(yīng)因素水平下稀釋率、粗糙度和表面指數(shù)的平均值，R，R′，R″為相應(yīng)因素下各指標的極差。

對正交化因素分析可見，因素B對稀釋率的極差最大，其它各因素對稀釋率的影響排序依次為B＞D＞A＞C。針對稀釋率，最優(yōu)工藝參量組合為A1B1C1D1。同理可推斷，針對粗糙度和表面指數(shù)兩個指標，各個因素的影響排序分別為B＞C＞D＞A，D＞B＞A＞C。對應(yīng)的最優(yōu)工藝參量組合分別為 A3B1C1D3和A2B1C3D4。

不難看出，因素B是對3個指標影響最大的參量，應(yīng)放在第1位，并選擇水平B1。由于因素D對各指標影響排序相對分散，所以采用表5中所示的比較方法進行分析，比較結(jié)果為兩者相應(yīng)指標值的差值占后者指標值的百分比。由表5可知，D4在粗糙度和表面指數(shù)方面更優(yōu)于D1，但是在稀釋率方面沒有D1優(yōu)越，因此，D4優(yōu)于D1;同理可知，D3也優(yōu)于D1。因此，最優(yōu)的D因素水平應(yīng)該在D4和D3中產(chǎn)生。進一步對D3和D4進行比較可知，在稀釋率和粗糙度方面，D4不如D3，分別高出了9．91%和8．76%，所以針對因素D最終應(yīng)選擇因素D3，即頻率為30Hz。因素A和C在3個指標的影響中分別排在第3位、第4位、第3位和第5位、第2位、第5位。所以，因素A的影響應(yīng)該大于因素C。針對因素A，按照表5中第5列所示，A2在粗糙度和表面指數(shù)兩方面表現(xiàn)均優(yōu)于A1。因此，選擇A2，即離焦量為20mm。對于因素C，由于排序位次差距比較大，所以直接選擇影響最大的，排在第2位的水平C1，即脈寬為2.0ms。

Table 5 Constrictive analysis of factor A and D

綜合上述極差分析結(jié)果可知，單道熔覆的最優(yōu)工藝組合應(yīng)為A2B1C1D3，即離焦量為20mm、掃描速率為1.7mm/s、脈寬為 2.0ms、頻率為 30Hz。

2．4 熔覆層組織及顯微硬度分布

在最優(yōu)化工藝參量(離焦量20mm、掃描速率1.7mm/s、脈寬2.0ms、脈沖頻率 30Hz)下，獲得的Co42涂層的的金相組織及成分分布如圖4和圖5所示。

Fig.4 Microstructure of the single cladding track

Fig.5 Element distribution of the cladding track

圖4a為熔覆試樣的橫截面全貌，可以看出，熔覆層的厚度約為230μm，沒有氣孔和裂紋等缺陷，熔覆質(zhì)量良好。由上而下依次為熔覆層(clading zone，CZ)、結(jié)合區(qū)(binding zone，BZ)、熱影響區(qū)(heat affect zone，HAZ)和基底(substrate zone，SZ)。熔覆層的表層、中部和底部組織放大圖分別如圖4b～圖4d所示。從圖4b可見，熔覆層的表面主要由致密的枝晶(見圖中區(qū)域E)、巨大枝晶的極細化末梢(如圖中C位置所示)，以及胞狀枝晶(見圖中區(qū)域D)組成，且組織較均勻，生長方向朝正上方或者斜上方，這種生長方式是由于激光的快速加熱和冷卻過程引起的，是激光熔覆層的組織的生長特性［11］。熔覆層的中部(見圖4c)，為細小、致密的胞狀枝晶組織，整個枝晶的排列沒有嚴格的方向性。熔覆層的底部(見圖4d)為粗大的柱狀枝晶(見圖中區(qū)域A)，并夾雜了一些較粗大的胞晶(見圖中區(qū)域B)。在整個熔覆層中，頂部到底部組織呈現(xiàn)出由細小致密到粗大松散的變化趨勢。表面的這種均勻、細小、致密的枝晶組織對提高表面性能十分有利。圖4e所示為圖4a中BZ區(qū)域的放大圖。由此可見，結(jié)合帶的形狀較規(guī)則，寬度大約在25μm，結(jié)合帶上方的粗大樹枝晶以與結(jié)合帶成接近直角的角度生長。由于在腐蝕試樣時用到了王水，所以在基底上形成了不同程度的蝕坑(如F區(qū)域所示)。圖4f為基底的組織結(jié)構(gòu)。

圖5a所示，為自熔覆層表面至基底(如圖5b所示)的成分分布。在0μm～230μm之間為熔覆層區(qū)域，合金粉末主要成分Co和Cr含量分布均勻，在進入基底之后明顯下降，同樣Fe元素在熔覆層中明顯低于基底中含量，說明熔覆層的稀釋率較好，充分保證了熔覆層的特性，起到了改善表面性能的目的。結(jié)合帶區(qū)域放大如圖5c所示，在結(jié)合帶區(qū)域由于基底和熔覆層在激光照射時的發(fā)生交互作用，彼此擴散，F(xiàn)e元素含量的上升和Co元素以及Cr元素的下降都是漸變的，符合冶金結(jié)合的特征［12］，表明了熔覆層與基底的結(jié)合是較理想的冶金結(jié)合。

Fig.6 Hardness distribution of the coating

圖6 為熔覆樣品橫截面的顯微硬度分布曲線。從中可以看出，CZ的硬度大約在650HV0.1左右，深度大約為230μm，與金相結(jié)果一致。在此區(qū)域內(nèi)，顯微硬度有微小的波動，這主要是由于熔覆層在凝固過程中熱流的涌動造成的組織分布不均勻造成的。在靠近結(jié)合帶的地方熔覆層的硬度由于基體中元素的稀釋出現(xiàn)下降趨勢，但是在HAZ中緊靠結(jié)合帶的后方，硬度又出現(xiàn)了上升，之后又開始快速下降，直至SZ，顯微硬度降為240HV0.1左右。CZ區(qū)域表層硬度高主要是由于在表層形成了致密的樹枝晶組織，隨著距離表面的距離增大，在靠近結(jié)合帶處的下降，是由于在結(jié)合帶上方形成了較粗大的柱狀晶和胞狀晶，晶粒排列相對松散造成的。在HAZ緊靠結(jié)合帶附近，由于激光加工的驟冷效應(yīng)，發(fā)生了“自淬火”［11］，形成了以馬氏體為主的組織，所以硬度升高。熔覆層的硬度是基底硬度的2.7倍，顯著提高了基體表面的性能。

3 結(jié)論

采用正交化實驗方案，并結(jié)合極差分析方法和激光共聚焦測試分析，對H13鋼表面激光熔覆耐磨涂層的工藝進行了系統(tǒng)的研究，并對優(yōu)化工藝下的涂層顯微結(jié)構(gòu)、成分分布以及顯微硬度分布進行了分析。

(1)工藝參量對表面粗糙度和稀釋率影響都很明顯，經(jīng)過對比分析確定了正交化實驗的各個因素的實驗水平范圍，并得到了最佳的工藝參量:離焦量為20mm、掃描速率為 1.7mm/s、脈寬為 2.0ms、頻率為30Hz。

(2)最佳工藝參量下，制備的熔覆層表面以細小、致密的枝晶為主，分布均勻、表面平整、稀釋率較低。熔覆層的硬度達到了 650HV0.1，為基體硬度(240HV0.1)的2.7倍，顯著提高了H13鋼的表面硬度。

［1］ NELSON T W，PACKER S M.Progress in polycrystalline cubic boron nitride FSW tooling［C］//4th International Symposium on Friction Stir Welding.Utah，USA:Emerald Group Publish，2003:1-14.

［2］ NELSON T W，SORENSEN C D，STEEL R J，et al.Improved polycrystalline cubic boron nitride tooling for friction stir welding high temperature alloys［C］//6th International Symposium on Friction Stir Welding.Montreal，Canada:Emerald Group Publish，2006:4-12.

［3］ RAMIREZ A J，JUHAS M C.Microstructural evolution in Ti-6AI-4V Friction Stir Welding［C］//Materials Science Forum.Geneva，Switzerland:Transaction Technology Publications，2003:2999-3004.

［4］ JONES R E，LOFTUS Z S.Friction stir welding of 5mm Ti-6Al-4V［C］//6th International Symposium on Friction stir welding.Montreal，Canada:Emerald Group Publish，2006:2-13.

［5］ REYNOLDS A P，TANG W.Alloy，tool geometry，and process parameter effects on friction stir weld energies and results of FSW joint properties［C］//Friction Stir Welding and Processing.Warrendale，DA，USA:The Minerals，Mefals and Materials Society，2001:15-23.

［6］ CAO C X.Study on friction stir welding process［D］.Dalian:Dalian Jiaotong University，2002:39-40(in Chinese).

［7］ LIN C H，REN J R，HE C L.Microstructure of in-situ synthesized chromium carbide Ni-base composite coating by laser cladding ［J］.Laser Technology，2014，38(2):186-190(in Chinese).

［8］ ZHANG Ch Ch，SHI Y.Current status and development of high thickness coating by laser cladding technology ［J］.Laser Technology，2011，35(4):448-452(in Chinese).

［9］ CUI A Y，HU F Y，LU C L，et al.Microstructure and property of laser cladding Ti-matrix functional gradient layer［J］.Laser Technology，2012，36(2):262-264(in Chinese).

［10］ GUO X，WANG X，LIAO Z Q.Orthogonal experiment of wave absorption property for flake FeCoZr alloy absorber［J］.Electronic Components and Materials，2009，28(7):27-29(in Chinese).

［11］ WANG H Y，CUI C Y，ZHOU J.Microstructure and properties of cobalt-based alloy coating on tool steel surface prepared by laser cladding［J］.Journal of Jilin University(Engineering and Technology Edition)，2010，40(4):1000-1003(in Chinese).

［12］ LI Y Q，JI N，LIU J Q，Microstructure and tribological properties of laser cladding Ni-based alloy on 45 steel surface［J］.Material＆Heat Treatment，2012，41(2):170-172.