高健，劉奮成，劉豐剛，徐洋，宋夢(mèng)華，汪志太

（1.南昌航空大學(xué) 輕合金加工科學(xué)與技術(shù)國防重點(diǎn)學(xué)科實(shí)驗(yàn)室，南昌 330063；2.西安航空學(xué)院 材料工程學(xué)院，西安 710077）

硬質(zhì)合金是由一種或者多種難熔金屬作為硬質(zhì)相的難熔碳化物（如WC、TiC、TaC 等）和金屬基體相（如Co、Fe、Ni、Cr 等過渡族元素）組成的金屬陶瓷類材料。其中，難熔碳化物的含量可以達(dá)到70%以上[1]，使材料兼具難熔碳化物的高耐磨性和基體相金屬的韌性。由于硬質(zhì)合金具有極高的硬度、紅硬性及高的彈性模量等眾多優(yōu)異的力學(xué)性能，因此通常應(yīng)用于極端工況環(huán)境，如切削加工、礦石開采、地質(zhì)勘測(cè)、磨料等領(lǐng)域[2]，常被譽(yù)為“工業(yè)的牙齒”。但此類合金在長(zhǎng)時(shí)間使用過程中，表面會(huì)承受很大的交變應(yīng)力和頻繁的冷熱交替狀況，導(dǎo)致表面會(huì)產(chǎn)生很大的磨損，甚至?xí)诒砻娈a(chǎn)生熱疲勞裂紋而失效[3]，帶來極大的經(jīng)濟(jì)損失?；诖?，采取表面強(qiáng)化技術(shù)對(duì)硬質(zhì)合金的表面修復(fù)具有重要意義。

表面強(qiáng)化的方法主要有感應(yīng)淬火、電鍍、激光表面改性、鎢極氬弧熔覆、等離子噴涂等[4-6]。其中，激光表面改性主要包括激光相變硬化、激光熔凝、激光合金化和激光熔覆處理[7]。激光熔凝技術(shù)作為激光表面處理技術(shù)的熱點(diǎn)之一，具有快速加熱和快速冷卻的特點(diǎn)，不需要額外的冷卻介質(zhì)，不改變表面的化學(xué)成分，熔池發(fā)生非平衡轉(zhuǎn)變，形成均勻細(xì)小的組織及新的亞穩(wěn)相，從而改善材料的表面性能[8]。目前，國內(nèi)外研究人員已在碳鋼、硬質(zhì)合金、高鉻鋼、高錳鋼等多種材料上開展了激光熔凝修復(fù)表面的研究。吳國勝等[9]利用激光熔凝開展槽鋼軋輥孔槽表面強(qiáng)化處理工藝的研究，經(jīng)激光處理，其表面強(qiáng)韌化得到很大提升。張成軍等[10]對(duì)電冶鋼結(jié)硬質(zhì)合金DJW40 表面進(jìn)行了激光重熔處理，研究表明：激光重熔區(qū)分為熔凝區(qū)、過渡區(qū)及熱影響區(qū)，激光重熔可以大大改善電冶鋼結(jié)硬質(zhì)合金表面的組織結(jié)構(gòu)。李美艷等[8]對(duì)高鉻鋼軋輥進(jìn)行激光熔凝，發(fā)現(xiàn)由于細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化的共同作用，使熔凝層的硬度和高溫耐磨性顯著提高。謝亞東等[11]在U71Mn 鋼表面，分別以激光功率和移動(dòng)速度作為單因素變量進(jìn)行激光熔凝試驗(yàn)，結(jié)果表明，熔凝區(qū)和相變硬化區(qū)的硬度顯著增加。熔道由熔凝區(qū)、相變硬化區(qū)、熱影響區(qū)和基體4個(gè)顯微區(qū)組成。鑒于此，采用激光熔凝強(qiáng)化硬質(zhì)合金表面具有重要意義。

硬質(zhì)合金激光修復(fù)過程中裂紋的產(chǎn)生是阻礙該技術(shù)工業(yè)應(yīng)用的主要障礙。根據(jù)公式σth= E·Δα·ΔT /(1 -υ )得出[12]，基體的溫度越高，與熔凝層的溫度梯度差別就越小，ΔT 減小，熱應(yīng)力隨之減少，使得熔凝層出現(xiàn)裂紋的傾向性降低。陸偉等[13]發(fā)現(xiàn)預(yù)熱溫度對(duì)激光熔覆表面裂紋有影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)到500 ℃時(shí)，能夠獲得無裂紋的高速線材軋輥工作面。他們采用X 射線測(cè)試了預(yù)熱對(duì)熔覆層應(yīng)力的影響，發(fā)現(xiàn)預(yù)熱后應(yīng)力狀態(tài)由不預(yù)熱的拉應(yīng)力變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力。張棟棟等[14]研究了不同預(yù)熱溫度對(duì)激光熔覆層裂紋的影響，結(jié)果表明，較多成分的Ni/WC 容易導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生，但當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)到500 ℃時(shí)能夠抑制熔覆層中裂紋的產(chǎn)生。鄒小斌等[15]總結(jié)了國內(nèi)外激光熔覆裂紋的研究現(xiàn)狀，著重分析了激光熔覆層裂紋產(chǎn)生的原因主要是熔化凝固過程中產(chǎn)生的應(yīng)力應(yīng)變與熔覆層的強(qiáng)度和韌性之間相互作用的結(jié)果，通過調(diào)控激光熔凝硬質(zhì)合金工藝能夠應(yīng)用到軋輥修復(fù)熱疲勞裂紋領(lǐng)域。龍堅(jiān)戰(zhàn)[16]模擬了硬質(zhì)合金輥環(huán)在高線熱軋過程中的熱行為，得出高的表面溫度變化所產(chǎn)生的熱疲勞行為是導(dǎo)致硬質(zhì)合金表面微裂紋的主要原因。總結(jié)國內(nèi)外學(xué)者對(duì)于裂紋控制的研究，發(fā)現(xiàn)通過激光焊前預(yù)熱的方法能夠有效控制裂紋的產(chǎn)生，但關(guān)于不同預(yù)熱溫度對(duì)硬質(zhì)合金表面熔凝層組織和性能的影響研究鮮有報(bào)道。

本文在WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金激光熔凝優(yōu)化工藝參數(shù)的基礎(chǔ)上，研究了不同預(yù)熱溫度對(duì)硬質(zhì)合金表面成形強(qiáng)化、組織及性能的影響，以期為實(shí)現(xiàn)激光表面強(qiáng)化的理論完善和工藝可調(diào)控提供參考依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)所采用的材料為WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金，由復(fù)合材料粉末液相真空燒結(jié)而成。其中，硬質(zhì)相為WC，基體相為Ni、Co 等粘結(jié)金屬，具體化學(xué)成分見表1。

表1 WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金成分Tab.1 Compositions of WC-Ni-Co cemented carbides wt.%

實(shí)驗(yàn)前打磨去除基材表面氧化皮并用酒精擦拭干凈，并對(duì)基材進(jìn)行預(yù)處理。實(shí)驗(yàn)所涉及的激光熔凝實(shí)驗(yàn)全部在南昌航空大學(xué)先進(jìn)連接技術(shù)科研團(tuán)隊(duì)自行設(shè)計(jì)搭建的激光熔覆系統(tǒng)上進(jìn)行，采用單層多道工藝，參數(shù)為：激光功率1000 W，掃描速率600 mm/min，搭接率50%，光斑直徑3 mm，約束氣流量10 L/min。激光熔凝前，利用自制電磁感應(yīng)加熱裝置改變基材溫度，預(yù)熱溫度分別為0、100、200、300、400、500 ℃。激光熔凝后，采用上海新美達(dá)探傷器材有限公司生產(chǎn)的著色探傷劑進(jìn)行表面裂紋檢測(cè)，操作程序嚴(yán)格按照GB/T 18851.2 進(jìn)行。探傷后采用線切割將激光熔凝試樣切割成尺寸為8 mm×4 mm×3 mm 的小試樣，用于金相觀察，其余部分用于摩擦磨損性能測(cè)試。金相試樣經(jīng)打磨拋光后采用王水腐蝕，腐蝕時(shí)間為5 s。采用MR5000 倒置金相顯微鏡觀察熔凝層、過渡區(qū)及基材的組織。使用配備INCA250X-Max50 型能譜儀的SU1510 型掃描電子顯微鏡觀察各區(qū)的組織形貌。采用布魯克D8ADVANCE-A25 型X 射線衍射儀（Cu 靶）對(duì)不同預(yù)熱溫度的熔凝層進(jìn)行物相分析，測(cè)試掃描范圍為10°～80°，掃描速度為10 (°)/min。采用WT-401MVD 型數(shù)顯顯微硬度計(jì)測(cè)量各區(qū)的硬度變化，載荷為500 g，作用時(shí)間為15 s，距離原點(diǎn)為熔凝層中部位置，沿垂直于熔凝層方向每隔150 μm取1 點(diǎn)，如圖1 所示，每個(gè)預(yù)熱溫度的試樣同一橫向高度取3 個(gè)硬度值，最終結(jié)果為3 個(gè)硬度值的平均值。磨損試樣尺寸為10 mm×10 mm×2 mm。采用CFT-1型磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)熔凝層進(jìn)行耐磨性能測(cè)試，載荷為100 N，轉(zhuǎn)速為400 r/min，作用時(shí)間為50 min。采用球/平面接觸的方式，對(duì)磨材料采用硬度及化學(xué)穩(wěn)定性較好的直徑為5 mm 的Si3N4陶瓷球，并用失重法測(cè)量其磨損量。

圖1 試樣截取示意圖Fig.1 Schematics of sample preparation

2 結(jié)果與討論

2.1 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金的組織形貌

圖2 為不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金的宏觀形貌。根據(jù)圖2 可見，熔凝試樣可明顯分為3 個(gè)區(qū)域：熔凝層、過渡區(qū)和基材區(qū)。不同預(yù)熱溫度熔凝層的厚度分別為486.1、585.9、660.7、730.1、812.5、866.7 μm，說明預(yù)熱溫度的升高會(huì)使熔凝層的范圍增加。硬質(zhì)合金具有良好的導(dǎo)熱性，預(yù)熱溫度的升高會(huì)降低熔凝層與基板之間的溫度梯度，減小熔池的凝固速率，增大單道熔深。由圖2 可見，隨著預(yù)熱溫度的升高，氣孔和裂紋數(shù)量逐漸減少，當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)到400 ℃以上時(shí)，裂紋缺陷消失。裂紋細(xì)長(zhǎng)而曲折，呈脆性斷裂特征，主要集中在熔凝層的上部區(qū)域、熔凝層與基材區(qū)的結(jié)合區(qū)域以及存在氣孔的位置。熔凝層表面的尖端處存在應(yīng)力集中，易成為裂紋源，裂紋呈間斷性擴(kuò)展，并且可能會(huì)伴隨著二次裂紋的產(chǎn)生。由于激光熔凝表面快速熔化和快速冷卻的特點(diǎn)，溫度梯度差別較大造成熱脹或冷縮不均勻而引起較大的內(nèi)應(yīng)力是產(chǎn)生裂紋的主要原因。在熔凝過程中，一旦有氣體混入熔池，由于激光熱源離開后熔池的凝固速率很快，導(dǎo)致熔凝層中存在氣孔缺陷，氣孔的存在會(huì)增加熔凝層的裂紋傾向。一方面預(yù)熱溫度的升高會(huì)使基板中的內(nèi)應(yīng)力得到釋放，另一方面會(huì)降低熔凝層與基板之間的溫度梯度，減小組織應(yīng)力，延長(zhǎng)熔池保持時(shí)間，減少裂紋缺陷的產(chǎn)生。

圖2 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金試樣的宏觀形貌Fig.2 OM images of WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures after surface laser melting

圖3 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金熔凝層的組織形貌Fig.3 SEM images of WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

圖3 為激光熔凝后WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金熔凝層的組織形貌。觀察發(fā)現(xiàn)，隨著預(yù)熱溫度的升高，熔凝層中WC 顆粒變得更加規(guī)則，分布更加均勻，大顆粒的WC 數(shù)量增多，小顆粒的WC 數(shù)量減少。Liang 等[17]指出當(dāng)WC 顆粒度增大時(shí)，WC 相結(jié)晶更完整，缺陷減少，顆粒尺寸均勻，減少了合金WC/WC 界面和WC/Co 界面以及WC 顆粒的聚集區(qū)，從而有效地減少了熱疲勞裂紋源的存在數(shù)量，能在一定范圍內(nèi)改善合金韌性。根據(jù)德國粉末冶金協(xié)會(huì)制定的WC 硬質(zhì)合金顆粒尺寸分類標(biāo)準(zhǔn)[18]，WC 顆粒尺寸在0.5～0.8 μm時(shí)為亞微晶，0.8～1.3 μm 為細(xì)晶，1.3～2.5 μm 為中晶，2.5～6.0 μm 為粗晶，大于6.0 μm 為特粗晶?；谝陨戏诸?，利用Image-pro Plus 軟件對(duì)不同預(yù)熱溫度激光熔凝后熔凝層的WC 顆粒尺寸進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖4 所示?？梢?，提高預(yù)熱溫度會(huì)降低熔凝層結(jié)晶的冷卻速度，使熔凝層中的WC 顆粒長(zhǎng)大。隨著預(yù)熱溫度的升高，熔凝層中粗晶WC 顆粒的比例逐漸減少，特粗晶WC 顆粒的比例逐漸增加，并且最大顆粒尺寸也逐漸增加。統(tǒng)計(jì)發(fā)現(xiàn)，未預(yù)熱試樣中最大顆粒尺寸為34.8 μm，而當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)到500 ℃時(shí)，最大顆粒尺寸達(dá)到52.8 μm。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，由于激光熔凝層中的溫度梯度差別較大，易導(dǎo)致顆粒團(tuán)聚和聚集現(xiàn)象，如圖3a 和3c 所示。顆粒團(tuán)聚和聚集是硬質(zhì)相增強(qiáng)基復(fù)合材料中常見的缺陷[19]，且硬質(zhì)相顆粒集中處容易誘發(fā)內(nèi)應(yīng)力，成為裂紋源頭，使復(fù)合材料的力學(xué)性能大幅度降低。從實(shí)驗(yàn)來看，預(yù)熱溫度的升高會(huì)減小熔池凝固速率，均勻組織，使熔凝層中顆粒團(tuán)聚和聚集等缺陷數(shù)量進(jìn)一步減少。

圖4 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金熔凝層WC 尺寸的統(tǒng)計(jì)結(jié)果Fig.4 Grain size distributions of WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

在激光熔凝及冷卻過程中，WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金中的WC 硬質(zhì)相通過溶解-析出機(jī)制長(zhǎng)大，首先細(xì)小的WC 顆粒溶解進(jìn)入基體相，隨著熱輸入量的增加，未被溶解的WC 顆粒逐漸長(zhǎng)大，顆粒形狀規(guī)則，邊界以小角度界面為主，并且在凝固過程中起到異質(zhì)形核的作用。相比于基材區(qū)，熔凝層的WC 界面發(fā)生了平直化，并且伴隨有硬質(zhì)相的異常長(zhǎng)大，同時(shí)凝固后在基體相中會(huì)共晶析出呈網(wǎng)狀不連續(xù)分布的魚骨狀碳化物及細(xì)小的碳化物顆粒，如圖3e 所示。對(duì)于熔凝層中的WC 顆粒而言，溶解進(jìn)入基體相的WC 相在凝固過程中部分W、C 重新結(jié)合以WC 形式析出。吳新偉等[20]研究表明，WC 顆粒的燒損主要為反應(yīng)擴(kuò)散式燒損，其燒損程度主要取決于WC 和基體相之間的反應(yīng)程度。張寧等[21]研究發(fā)現(xiàn)由于WC 屬于具有各向異性的六方晶系，在WC 發(fā)生結(jié)晶時(shí)，界面表面能的差異將導(dǎo)致WC 顆粒生長(zhǎng)時(shí)以（0001）面為基準(zhǔn)面，沿<0001>方向以分層的形式不斷長(zhǎng)大，表現(xiàn)出多層的堆垛結(jié)構(gòu)。如圖3f 中白色虛線標(biāo)示，WC 形貌主要有不規(guī)則形狀、截?cái)嗳切巍⑷切魏途匦?，而基材區(qū)的WC 顆粒呈現(xiàn)不規(guī)則形狀?！皹蚪印爆F(xiàn)象為相鄰WC顆粒之間相互連接而成，如圖3b 所示。“橋接”的WC顆粒之間結(jié)合作用較弱[22]，可能導(dǎo)致熔凝層力學(xué)性能下降。隨著預(yù)熱溫度的升高，“橋接”現(xiàn)象逐漸減少，WC 顆粒規(guī)則而均勻地分布于基體相中，表明相界面處合金元素?cái)U(kuò)散較充分。

圖5 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金過渡區(qū)的組織形貌Fig.5 SEM images of WC-Ni-Co cemented carbides transition zone with different preheating temperatures

圖5 為激光熔凝后WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金過渡區(qū)形貌比較?？梢娂す馊勰筮^渡區(qū)與基材區(qū)相比，WC顆粒邊界變得更加規(guī)則，分布更加均勻。對(duì)不同預(yù)熱溫度激光熔凝后過渡區(qū)的WC 顆粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，如圖6 所示。不同的預(yù)熱溫度對(duì)過渡區(qū)的WC 顆粒分布及尺寸大小沒有顯著影響。過渡區(qū)的WC 顆粒尺寸集中在1.3～6.0 μm，以中晶和粗晶為主。過渡區(qū)的WC顆粒邊界分布有較多微孔，如圖5a 所示。微孔平均尺寸大約為0.8 μm，熔凝層的微孔數(shù)量較少但尺寸較大，如圖3c 所示。微孔是基材中原有微孔和原始WC顆粒邊界的缺陷造成WC 顆粒與基體相脫節(jié)而遺留下的坑狀痕跡。Baily[23]認(rèn)為硬質(zhì)相與基體相的熱膨脹系數(shù)差別較大時(shí)，激光熱輸入導(dǎo)致硬質(zhì)相與基體相的相界面弱化，使基體相對(duì)硬質(zhì)顆粒的支撐粘接作用弱化甚至破壞，硬質(zhì)相由于缺少基體相的支撐作用而不斷被剝落產(chǎn)生微孔。隨著微孔數(shù)量不斷的增加，尺寸不斷變大，相鄰的孔洞易相連形成微裂紋，如圖5e所示。觀察發(fā)現(xiàn)，基材中基體相也存在少量微孔，且硬質(zhì)相與基體相的結(jié)合區(qū)域有微裂紋存在，如圖7a 所示。

圖6 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金過渡區(qū)的WC 尺寸分布圖Fig.6 Grain size distributions of WC-Ni-Co cemented carbides transition zone with different preheating temperatures

圖7 為WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金熔凝層中碳化物形貌。熔凝層中包含4 種組織：原始WC 相、α-Co 基體相、共晶魚骨狀碳化物、彌散分布的細(xì)小二次碳化物。通過XRD 對(duì)熔凝層的相組成進(jìn)行測(cè)定，如圖8所示，發(fā)現(xiàn)激光熔凝后從基體相中析出Cr7C3、CoCx等新物相。對(duì)圖7 中不同的位置進(jìn)行EDS 成分分析，結(jié)果如表2 所示，結(jié)合X 射線衍射測(cè)定的物相，魚骨狀碳化物成分主要為WC、CoCx、C6(CoCrNi)23和Cr7C3的混合物。Cr7C3是Cr23C6的一種，呈長(zhǎng)條狀，能夠提高基體相的耐磨性。魚骨狀共晶碳化物沿基體相晶界析出，隨著預(yù)熱溫度的升高，基體相中的這類碳化物數(shù)量增加，在基體相中分布更加均勻并且逐漸碎化，提高預(yù)熱溫度能夠減小熔凝層與基板的溫度梯度，冷速減緩更加有利于元素的擴(kuò)散，碳化物析出更加充分。由于魚骨狀碳化物具有高硬度的特點(diǎn)，會(huì)導(dǎo)致硬質(zhì)合金脆性增大，易在枝晶處萌生微裂紋導(dǎo)致硬質(zhì)合金的力學(xué)性能下降。共晶魚骨狀碳化物的尺寸隨著預(yù)熱溫度的升高而變得更細(xì)小，這可以在一定程度上提高硬質(zhì)合金的強(qiáng)韌性。結(jié)合B 點(diǎn)元素的原子比和XRD 的結(jié)果，可知B 區(qū)域的顆粒為C6(CoCrNi)23復(fù)式碳化物和WC 的混合物，其外形輪廓不明顯。如圖7c和7d 所示，二次碳化物細(xì)小均勻地分布于基體相中，能夠強(qiáng)化基體相，主要成分為WC、CoCx、C6(CoCrNi)23復(fù)式碳化物和Cr23C6，其成分與骨骼狀碳化物成分基本類似。隨著預(yù)熱溫度的升高，析出的二次細(xì)小碳化物的數(shù)量逐漸增加。F 點(diǎn)與A 點(diǎn)基體相成分相比，W和C 的含量有所增加，原因在于WC 顆粒溶解進(jìn)入基體相，但由于熔池凝固速度很快而沒有析出。

圖7 基材和不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金碳化物形貌Fig.7 SEM images of substrate and carbides with different preheating temperatures: (a) substrate; (b) 0 ℃; (c) 200 ℃; (d) 400 ℃

圖8 基材和不同預(yù)熱溫度激光熔凝后WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金XRD 衍射圖譜Fig.8 XRD patterns of substrate and WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

表2 圖7 中所示位置的化學(xué)成分EDS 分析Tab.2 EDS analysis of the chemical compositions of the specimens at the locations labeled in Fig. 7 at.%

2.2 不同預(yù)熱溫度激光熔凝層表面探傷形貌及裂紋形成機(jī)理

利用著色探傷方法對(duì)不同預(yù)熱溫度的激光熔凝層表面探傷，觀察預(yù)熱溫度對(duì)表面裂紋的影響，如圖9 所示，表面紅色線條即為裂紋的位置。可見大多垂直于激光光束路徑方向，并且隨著預(yù)熱溫度的升高，表面的裂紋數(shù)量逐漸減少。利用Image-pro Plus 軟件對(duì)裂紋的總長(zhǎng)度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖10 所示。預(yù)熱溫度為0 ℃時(shí)，裂紋總長(zhǎng)度達(dá)到42.9 mm，隨著預(yù)熱溫度的升高，表面裂紋總長(zhǎng)度逐漸減少；預(yù)熱溫度為300 ℃時(shí)，裂紋總長(zhǎng)度為22.5 mm；當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)到或超過400 ℃時(shí)，熔凝試樣表面不再出現(xiàn)裂紋。熔凝層的開裂是由于凝固和冷卻過程中熱應(yīng)力和組織應(yīng)力共同作用的結(jié)果，脆性相的存在也易引起應(yīng)力集中而導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生。對(duì)基材進(jìn)行預(yù)熱能夠降低熔凝層的冷卻速度，減小熱應(yīng)力，從而控制熔凝層的開裂傾向[24]。

圖9 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金的表面裂紋形貌Fig.9 Image of crack propagation morphologies of WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures

在凝固過程中，熱量主要依靠基材沿三維方向散失。當(dāng)熱源遠(yuǎn)離后，熔凝層迅速散熱凝固，凝固越快，收縮也越大，但基板熱影響區(qū)的冷速較慢，當(dāng)熔凝層的收縮量大于基板熱影響區(qū)時(shí)，就會(huì)導(dǎo)致熔凝層受基體拉力而易在表面處的應(yīng)力集中點(diǎn)發(fā)生開裂。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，裂紋多出現(xiàn)在熔凝層的上部、熔凝層與基材的結(jié)合區(qū)域以及存在氣孔的位置。圖11a 為預(yù)熱溫度為0 ℃時(shí)裂紋處的形貌。如圖11b 所示，熔凝層的裂紋寬度平均為12 μm。裂紋起始于熔凝層表面的應(yīng)力集中處，裂紋沿硬質(zhì)相和基體相擴(kuò)展。由于粗晶WC 顆粒內(nèi)部存在高密度的位錯(cuò)，容易導(dǎo)致應(yīng)力集中，引起沿晶或穿晶斷裂，因此微裂紋也通常起源于粗晶WC顆粒聚集處[25]，如圖11c 所示；而當(dāng)WC 顆粒較小時(shí)，位錯(cuò)容易堆積在WC/WC 界面并引起沿晶斷裂[26]。

圖10 不同預(yù)熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金熔凝層裂紋長(zhǎng)度統(tǒng)計(jì)Fig.10 Crack length of WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

通過減少硬質(zhì)合金WC/WC 界面、WC/Co 界面以及WC 顆粒的聚集區(qū)，可有效地減少熱疲勞裂紋源的數(shù)量，能在一定范圍內(nèi)改善合金韌性和提高合金的抗疲勞性[27]。由此認(rèn)為，粗晶WC 顆粒雖然能夠顯著提高基材的硬度、耐蝕性及耐磨性，但同時(shí)也會(huì)降低基體相的粘著能力，導(dǎo)致基體相的硬度降低，裂紋擴(kuò)展時(shí)容易產(chǎn)生開裂傾向。同時(shí)，在裂紋擴(kuò)展過程中，微孔和二次裂紋都會(huì)起到傳遞裂紋的作用。由于激光熔凝快熱快冷的特點(diǎn)，凝固造成的體積收縮得不到液體的補(bǔ)充，而在隨后的固態(tài)收縮過程中受熱應(yīng)力作用而開裂。裂紋中的剝落顆粒呈球形，如圖11d 所示，A、B 兩點(diǎn)的EDS 點(diǎn)掃描結(jié)果顯示其主要成分為WC。不同形貌WC 顆粒中元素分布不均勻，說明在非平衡凝固過程中，元素溶解擴(kuò)散不充分，偏析程度增大，先結(jié)晶部分含有較多的高熔點(diǎn)組元，后結(jié)晶部分含有較多的低熔點(diǎn)組元，造成裂紋在組織弱化處的晶界產(chǎn)生，并沿晶界擴(kuò)展或造成穿晶斷裂[28]。裂紋的分叉、橋接、偏轉(zhuǎn)和穿晶擴(kuò)展會(huì)消耗更多的能量，從而提高硬質(zhì)合金的斷裂韌性[29]。

圖11 預(yù)熱溫度為0 ℃激光熔凝后WC-Ni-Co 類硬質(zhì)合金的裂紋形貌Fig.11 SEM images of crack propagation morphologies of WC-Ni-Co cemented carbides with preheating temperature of 0 ℃: (a)crack morphologies of laser melting layer; (b) enlarged block diagram of fig.a; (c) crack morphologies in gathering area; (d)enlarged block diagram of fig.c; (e) spectrum A; (f) spectrum B

2.3 顯微硬度測(cè)量

實(shí)驗(yàn)測(cè)量了不同預(yù)熱溫度激光熔凝試樣的顯微硬度，結(jié)果如圖12 所示。對(duì)比發(fā)現(xiàn)預(yù)熱溫度的不同對(duì)硬度值的影響規(guī)律不明顯，但是，熔凝層、過渡區(qū)和基材區(qū)的平均顯微硬度差別較大，分別為 934HV0.5、844HV0.5和762HV0.5，即各區(qū)域硬度值排序?yàn)槿勰龑?過渡區(qū)>基材區(qū)。離熔凝層距離越遠(yuǎn)，硬度越低。觀察圖4 和圖5 所示的各區(qū)域顯微組織，發(fā)現(xiàn)熔凝區(qū)的顯微組織與過渡區(qū)及基材差別較大，存在大尺寸WC 顆粒，硬度較高，且對(duì)熔凝區(qū)大顆粒WC 相間的基體組織進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)熔凝后基體相存在大量的共晶碳化物組織[30]，共晶碳化物的存在可以很好地提高基體相的硬度。比較不同預(yù)熱溫度各試樣同區(qū)域的顯微硬度，發(fā)現(xiàn)隨預(yù)熱溫度的升高，各區(qū)域顯微硬度也略微升高，這也與預(yù)熱溫度升高導(dǎo)致的熔凝區(qū)和過渡區(qū)顯微組織，特別是WC 顆粒和基體相中共晶碳化物的存在和變化有關(guān)。

圖12 不同預(yù)熱溫度的顯微硬度Fig.12 Microhardness of WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures

2.4 摩擦磨損性能

圖13 為預(yù)熱溫度分別為0、200、400 ℃的熔凝層及未經(jīng)過任何處理的WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金基材的摩擦因數(shù)。磨損30 min 后，各條曲線基本保持平穩(wěn)?；牡哪Σ烈驍?shù)約為0.8，而預(yù)熱溫度為0 ℃的激光熔凝后的表面摩擦因數(shù)升高到0.95，主要原因在于預(yù)熱溫度為0 ℃的磨損表面存在裂紋等缺陷，會(huì)在滑動(dòng)摩擦過程中增加摩擦阻力，使摩擦因數(shù)也增大。隨著預(yù)熱溫度的升高，摩擦因數(shù)逐漸降低，當(dāng)預(yù)熱溫度為400 ℃時(shí)，摩擦因數(shù)的平均值為0.4。摩擦因數(shù)的減小表明隨著預(yù)熱溫度的升高，涂層的減磨性提高。表3為所對(duì)應(yīng)的磨損量定量分析，可以看出，基材的磨損量最大，耐磨性也最差；隨著預(yù)熱溫度的升高，磨損量逐漸減小，耐磨性逐漸提高。

圖13 基材和不同預(yù)熱溫度WC-Ni-Co 合金表面摩擦因數(shù)Fig.13 Surface friction coefficient of substrate and WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures

表3 基材和不同預(yù)熱溫度表面磨損量Tab.3 Abrasion volume of substrate and WC-Ni-Co cemented carbides surface with different preheating temperatures mg

圖14 給出了基材以及預(yù)熱溫度為0、200、400 ℃激光熔凝試樣摩擦磨損實(shí)驗(yàn)后的表面磨損形貌。Krakhmalev[31]提出的邊界磨損理論認(rèn)為，硬質(zhì)合金的微觀結(jié)構(gòu)對(duì)耐磨性能有重要的影響，分布均勻及適當(dāng)粗大的WC 顆粒可以提高材料的耐磨性，但前提是WC 顆粒不易剝落，基體相對(duì)于WC 顆粒的包覆支撐作用不變。由于在磨損過程中磨面上WC 顆粒分布不均勻，因此每個(gè)WC 顆粒所承受的載荷和應(yīng)力的大小及方向不盡相同，而承受較大應(yīng)力的WC 顆粒必然會(huì)導(dǎo)致內(nèi)部首先萌生裂紋而剝落。與基材中基體相的粘固作用相比，熔凝層中WC 顆粒與基體相更為牢固，能夠承受的應(yīng)力值及作用時(shí)間更長(zhǎng)，因此耐磨性會(huì)更好。隨著預(yù)熱溫度的升高，熔凝層中WC 顆粒更加完整、缺陷更少，在一定程度上阻止了裂紋的擴(kuò)展，提高了合金的斷裂韌性[32]；細(xì)小的碳化物在基體相中分布更加均勻，起到彌散強(qiáng)化的作用[21]；大顆粒WC難熔化，WC 顆粒邊緣的界面反應(yīng)層也會(huì)改善硬質(zhì)相與基體相的結(jié)合強(qiáng)度[33]，都能夠在一定程度上提高熔凝層的耐磨性。

磨痕寬度在一定程度上反映耐磨性大小，利用Image-pro Plus 軟件測(cè)量圖14a—d 的平均磨痕寬度，結(jié)果分別為0.36、0.41、0.38、0.32 mm。由于激光熔凝后的表面粗糙度較大，導(dǎo)致磨痕呈不連續(xù)狀，隨著預(yù)熱溫度的升高，磨痕寬度逐漸減小，當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)到400 ℃時(shí)，平均磨痕寬度最小，在一定程度上反映其耐磨性較好。在磨損過程中，由于基體相對(duì)WC 顆粒的粘固作用不足導(dǎo)致顆粒剝落，磨損類型為磨粒磨損和粘著磨損相結(jié)合，但當(dāng)WC 顆粒較大時(shí)，在基體相中包覆面積大，WC 顆粒難以剝落形成磨粒磨損，仍以粘著磨損為主。隨著磨損時(shí)間的增加，磨損表面瞬態(tài)溫度升高，導(dǎo)致基體相粘固作用降低，加劇磨粒磨損。因是基體相的粘固作用較弱，在法向載荷和滑動(dòng)摩擦力的作用下發(fā)生剪切剝落，作為磨粒的硬質(zhì)相對(duì)表面

起到了犁削作用。對(duì)磨粒的成分進(jìn)行了能譜分析，發(fā)現(xiàn)其成分與大塊狀WC 顆粒相似。大塊狀WC 顆粒表面留下的犁溝表明在磨損過程中硬質(zhì)顆粒可以很好地減小基體磨損。熔凝層犁溝較淺，說明磨粒被壓入熔凝層的深度較小，表面耐磨性提高。Suh[34]認(rèn)為金屬材料在磨損過程中，磨痕亞表面產(chǎn)生的位錯(cuò)遇到阻礙時(shí)會(huì)發(fā)生堆積，從而形成孔洞或微裂紋，微裂紋進(jìn)一步聚集形成平行于表面的連續(xù)裂紋，導(dǎo)致形成分層磨損，表現(xiàn)為粘著坑的存在。磨損表面粘著層脫落以后，亞表面層的粗硬質(zhì)粒子，又起到一個(gè)很好的抗磨作用。本實(shí)驗(yàn)中熔凝層表面的磨損是以粘著磨損為主，粘著坑如圖15d 所示。隨著磨損時(shí)間的增加，大塊狀WC 顆粒產(chǎn)生裂紋而破碎，如圖15b 所示，說明載荷主要作用在WC 顆粒上，而WC 顆粒一方面產(chǎn)生裂紋來傳遞載荷，另一方面剝落碎屑會(huì)加劇磨粒磨損。同時(shí)熔凝層中生成的Cr7C3、CoCx等多種類型的碳化物，也對(duì)熔凝層耐磨性的提高起到了重要的作用[35]。

圖14 WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金基材和不同預(yù)熱溫度下熔凝層宏觀磨損形貌Fig.14 Wear surface morphology of WC-Ni-Co cemented carbides substrate and laser melting layer with different preheating temperatures: (a) substrate

圖15 WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金基材和不同預(yù)熱溫度下熔凝層微觀磨損形貌Fig.15 SEM images of WC-Ni-Co cemented carbides substrate and laser melting layer with different preheating temperatures: (a) substrate

3 結(jié)論

1）采用激光熔凝工藝實(shí)現(xiàn)了WC-Ni-Co 硬質(zhì)合金表面疲勞裂紋的修復(fù)。熔凝層由原始WC 相、α-Co基體相、共晶魚骨狀碳化物、彌散分布的細(xì)小二次碳化物等組織，其中WC 顆粒以特粗晶為主，WC 顆粒發(fā)生了明顯的長(zhǎng)大和界面平直化。

2）隨著預(yù)熱溫度的升高，表面裂紋數(shù)量逐漸減少，當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)到或超過400 ℃時(shí)，激光熔凝后表面沒有裂紋，可以獲得表面質(zhì)量良好的修復(fù)層。

3）經(jīng)激光熔凝后，WC-Ni-Co 類硬質(zhì)合金表面硬度得到較大提升，且預(yù)熱溫度的升高改善了WC 顆粒與基體相的界面結(jié)合，熔凝層的摩擦因數(shù)逐漸降低，熔凝層的耐磨性逐漸提高。