王 程 韋習成 孫中剛 張華健 鄭 坤

(1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444； 2.上海飛機制造有限公司，上海 201324；3.南京工業(yè)大學材料科學與工程學院，江蘇 南京 210009)

5CrNiMo鋼因其良好的淬透性和淬硬性、耐磨性和高溫穩(wěn)定性，常用來制作錘鍛模、熱鍛模等模具[1]。熱作模具長時間使用將不可避免地因表面磨損、開裂而失效。由于模具材料價格和加工制造成本較高、制作周期長，模具失效及更換將會增加企業(yè)成本[2]。激光熔覆是一種重要的表面修復(fù)和改性技術(shù)[3- 5]，其熔覆層與基體呈良好的冶金結(jié)合[6],被廣泛應(yīng)用于失效零件的再制造。

選擇合適的熔覆材料和激光加工參數(shù)制備的熔覆涂層可獲得比基體更高的力學性能。Chen等[7]將高釩CPM (3V、9V和15V)工具鋼粉末沉積在H13熱作模具鋼表面，顯著提高了其耐磨性。Norhafzan等[8]采用預(yù)置粉末法在H13鋼表面制備NiTi合金涂層，涂層與H13鋼基體呈良好的冶金結(jié)合，其硬度是H13鋼的3倍，涂層中NiTi相的質(zhì)量分數(shù)高達9.8%，有效提高了耐蝕性。李柏青[9]用含稀土Y的鈷基合金粉末制備熔覆涂層，其表面硬度、耐磨性和抗高溫氧化性均較5CrNiMo鋼基體顯著提高。羅世興[10]以還原鐵粉、鈦鐵、B4C、鉻鐵和鉬鐵為原料，采用原位合成法在5CrNiMo鋼表面制備的涂層耐磨性能優(yōu)良；曲凱莉[11]在其基礎(chǔ)上添加稀土氧化物Y2O3并引入旋轉(zhuǎn)磁場，制備的涂層中硬質(zhì)相顆粒分布更均勻、更細小。由于鐵基合金熔覆材料與5CrNiMo鋼基體的潤濕性匹配，界面結(jié)合強度高，本文選用市場上兩種較為常見且價格低廉的鐵基合金粉末，采用激光熔覆技術(shù)在5CrNiMo鋼表面制備了鐵基梯度涂層，通過優(yōu)化合金粉末成分配比并結(jié)合熱處理工藝，獲得了成形性良好、硬度和耐磨性優(yōu)良的多層熔覆層。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

基體材料用退火態(tài)的5CrNiMo熱作模具鋼。熔覆材料選用兩種耐磨性較好的Fe1和M2鐵基合金粉末，粉末中Cr、Ni等元素具有耐高溫性，W、Mo元素提高紅硬性，Si、B、V等元素可提高粉末的自熔性，基材和粉末的化學成分見表1。M2合金粉的價格約為Fe1的2倍，從成本考慮，混合后的合金粉末以Fe1為主，M2為輔，M2合金粉的質(zhì)量分數(shù)分別為0、10%、20%、30%、40%和50%。試驗設(shè)備采用基于KUKA機器人的柔性激光增材再制造平臺，該平臺主要包括4 kW半導(dǎo)體激光器、四路同軸送粉加工頭、RC- PDF- D- 2送粉器、KR60- 3型KUKA機器人及水冷設(shè)備。

表1 基材和合金粉末的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical compositions of the substrate and alloy powders(mass fraction) %

1.2 試驗過程與方法

激光熔覆層主要由耐磨層、中間層以及連接層3部分組成，如圖1所示。耐磨層作為工作層,較厚，為保證其組織穩(wěn)定，熔覆稀釋率應(yīng)盡可能低；連接層主要用于連接基體和涂層，熔覆參數(shù)應(yīng)保證連接的強度，要求有較大的熔深；中間層主要起平緩過渡作用，熔覆稀釋率和熔深適中，可根據(jù)實際情況進行調(diào)整。

圖1 多層熔覆層示意圖Fig.1 Schematic diagram of the multi- layer clad layer

先用砂紙打磨去除5CrNiMo鋼基材表面的氧化層，再用丙酮清洗去除油污后，采用不同的激光工藝參數(shù)(如表2所示)和粉末配比制備熔覆涂層。此外，激光光斑直徑3.0 mm，粉末載氣流量9.5 L/min，氬氣流量20 L/min。

表2 激光熔覆工藝參數(shù)Table 2 Laser cladding process parameters

將熔覆試樣分別在600、700、800、900 ℃熱處理后，使用Smartlab TM 3 kW X射線衍射儀進行物相分析。將試塊用體積比為1∶2∶7的HF、HNO3和H2O腐蝕液腐蝕10～15 s后，使用Axio Observer Alm型蔡司光學顯微鏡和JSM- 5900型掃描電鏡觀察組織形貌，并用能譜儀進行成分分析。使用HVS- 1000維氏硬度計測量熔覆層表面和橫截面的硬度。線切割取15 mm×10 mm×12 mm的試樣，使用M- 2000型摩擦磨損試驗機進行摩擦磨損試驗，試驗力300 N，轉(zhuǎn)速400 r/min，磨盤材質(zhì)為GCr15鋼，磨盤直徑為50 mm，磨損時間1 h。使用精度為0.001 g的電子天平測量涂層的質(zhì)量。磨損率(R)以磨損失重(M)與磨損行程(S)的比值表示。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 涂層物相

不同M2含量的熔覆涂層的XRD圖譜如圖2所示。可見，涂層主要物相為γ- Fe(Cr- Ni- Fe- C)、[Fe,Ni]固溶體、α- Fe(Fe- Cr)和(Cr,Fe)7C3。M2含量的增加對涂層物相組成影響不大，但使γ- Fe(Cr- Ni- Fe- C)和[Fe,Ni]固溶體含量略微下降，α- Fe和(Cr,Fe)7C3相含量提高。

圖2 不同M2含量的涂層的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the clad layer with different contents of M2

含40%M2(質(zhì)量分數(shù)，下同)涂層試樣經(jīng)不同溫度熱處理后的XRD圖譜如圖3所示?？梢钥闯觯?00 ℃熱處理后，涂層的物相組成與室溫沉積態(tài)的物相組成相近。隨著熱處理溫度的提高，γ- Fe(Cr- Ni- Fe- C)和[Fe,Ni]固溶體的衍射峰逐漸減弱，直至900 ℃時完全消失，而α- Fe(Fe- Cr)和(Cr,Fe)7C3的衍射峰逐漸增強。

圖3 含40%M2涂層試樣不同溫度熱處理后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the clad layer with 40%M2 after heat treatment at different temperatures

2.2 涂層顯微組織

含40%M2涂層試樣經(jīng)600、700、800和900 ℃保溫2 h空冷后的顯微組織如圖4所示。可以看出，熱處理后的涂層均以等軸晶、胞狀晶和短樹枝晶為主。隨著溫度的提高，涂層中析出越來越多細小的碳化物顆粒，結(jié)合物相分析可知主要是(Cr,Fe)7C3。

圖4 含40%M2涂層試樣經(jīng)不同溫度保溫2 h空冷后的顯微組織Fig.4 Microstructures of the clad layer with 40%M2 after holding at different temperatures for 2 h then air cooling

含40%M2涂層試樣經(jīng)900 ℃保溫2 h空冷后的SEM照片和EDS分析如圖5所示。從圖5(a)可以看出，熔覆層主要為等軸和胞狀組織，組織內(nèi)均勻彌散分布著大量細小的顆粒。圖5(b～d)為對應(yīng)圖5(a)中A、B和C 3個點的EDS分析結(jié)果。可見，析出相C的元素種類與晶界析出相B和晶內(nèi)析出相A的一致，這是因為析出相顆粒較小，EDS分析時易受到基體元素的影響。但析出相B中W、Mo、Mn和V元素含量明顯高于析出相A，由此可推測，細小彌散的顆粒強化相主要沿晶界析出。

圖5 含40%M2涂層試樣經(jīng)900 ℃保溫2 h空冷后的SEM照片和EDS分析Fig.5 SEM micrograph and EDS analysis of the clad layer with 40%M2 after holding at 900 ℃ for 2 h then air cooling

2.3 涂層顯微硬度

沉積態(tài)涂層的平均顯微硬度如圖6所示?？梢钥闯?，涂層硬度為350～420 HV1。隨著M2含量的增加，涂層顯微硬度變化不大。根據(jù)物相分析結(jié)果，說明添加M2只能使γ- Fe和[Fe,Ni]固溶體含量少量下降，對提高涂層顯微硬度的作用有限。推測其原因：一是Fe1合金粉末比例大，在形成熔池時M2中能形成的強化相有限；二是由于激光熔覆快速凝固的特性，一些相未完全形成或析出，所以涂層硬度較低。

圖6 沉積態(tài)涂層的平均顯微硬度Fig.6 Average microhardness of the as- deposited clad layer

圖7為不同M2含量熔覆層熱處理后的平均顯微硬度隨溫度的變化曲線?？梢钥闯觯?00 ℃熱處理后涂層硬度與室溫沉積態(tài)涂層的硬度相近，說明在該溫度下不同配比的涂層組織穩(wěn)定。隨著熱處理溫度的升高，含M2涂層硬度明顯提高，并且在同一溫度下M2含量越多，硬度提高越明顯，而不含M2涂層硬度隨溫度的提高無顯著變化。這可能是因為隨著熱處理溫度的升高，添加M2粉末的涂層內(nèi)析出了大量碳化物顆粒，具有二次強化作用；其次殘留奧氏體γ- Fe(Cr- Ni- Fe- C)在高溫下向過飽和α- Fe(Fe- Cr)相轉(zhuǎn)變[12]，而α- Fe的硬度高于γ- Fe，兩者的雙重作用導(dǎo)致涂層硬度升高。含50%M2涂層經(jīng)過800 ℃熱處理后硬度最高，為659.4 HV1。進一步對比發(fā)現(xiàn)，700 ℃含50%M2涂層的硬度與900 ℃含40%M2涂層的硬度接近，分別為579.9和606.7 HV1，說明M2粉末的添加量與熱處理溫度之間有個最佳匹配。

圖7 不同溫度熱處理后涂層的平均顯微硬度Fig.7 Average microhardness of the clad layer after heat treatment at different temperatures

2.4 涂層耐磨性能

圖8為沉積態(tài)和熱處理后含20%、40%和50%M2涂層磨損試驗后的磨損率，RT為室溫未處理試樣，AC為900 ℃保溫1 h后空冷試樣，WQ為900 ℃保溫1 h后水淬試樣?？梢钥闯觯S著涂層中M2含量的增加，RT試樣的磨損率略有下降；而熱處理涂層試樣的磨損率明顯下降，WQ和AC試樣的磨損率基本相同。未處理涂層的磨損率比熱處理涂層的高約1.3倍，說明熱處理可顯著提高涂層的耐磨性，并且3種不同M2含量的涂層的耐磨性相當。

圖8 熱處理后不同M2含量涂層磨損試驗后的磨損率Fig.8 Wear rates of the heat treated layer with different contents of M2 after wear test

上述研究表明，900 ℃保溫1 h后空冷或水冷均能提高熔覆層的硬度和耐磨性能，但與具體的修復(fù)方式有關(guān)。對模具整體型腔的增材再制造可選用空冷，對局部進行修復(fù)的則可選用水淬，以盡可能不影響基材的組織和性能。

2.5 最優(yōu)梯度涂層的組織與性能

熔覆涂層的粉末配比需考慮涂層的硬度和成本，即在達到使用性能的基礎(chǔ)上盡可能降低原材料成本。20%M2比40%和50%M2的材料成本分別降低了約16.7%和25%，因此熔覆涂層的優(yōu)選配比為：耐磨層20%M2，中間層和連接層10%M2。耐磨層和連接層為一層，中間層為兩層。

采用該優(yōu)選配比制備的沉積態(tài)熔覆涂層的截面形貌如圖9所示。由于基材和熔覆層的耐蝕性有差別，所以呈現(xiàn)不同的顏色。整體上涂層內(nèi)組織均勻致密，無明顯裂紋、氣孔等缺陷。涂層頂部組織較中部和底部組織細小，靠近表面的區(qū)域為等軸和短樹枝晶組織。涂層中部重熔區(qū)為粗大的胞狀晶，可能是由于該區(qū)域溫度過高導(dǎo)致晶粒長大。重熔區(qū)兩側(cè)晶粒較細小，以樹枝晶為主并存在少量柱狀枝晶。涂層底部與基體結(jié)合良好，顯微組織為粗大的柱狀晶和胞狀晶，具有明顯的生長方向。

圖9 熔覆涂層的截面組織SEM形貌Fig.9 Cross- section SEM micrograph of the clad layer

3 結(jié)論

(1)采用激光熔覆技術(shù)制備的不同M2含量的鐵基梯度涂層的硬度、物相組成和形貌無明顯差異，硬度為350～420 HV1，涂層組織細小、致密，以胞狀晶、等軸晶及細小枝晶為主，主要由γ- Fe(Cr- Ni- Fe- C)、[Fe,Ni]固溶體、α- Fe(Fe- Cr)和(Cr,Fe)7C3等物相組成；由高溫熱處理誘發(fā)的在基體和晶界處析出的大量細小彌散的碳化物對涂層起強化作用。

(2)沉積態(tài)(RT)、900 ℃保溫1 h(AC)和900 ℃保溫1 h(WQ)后的含相同比例M2的涂層磨損率接近，900 ℃熱處理空冷或水淬涂層的耐磨性接近，較沉積態(tài)涂層提高了約1.3倍。

(3)采用優(yōu)選配比(耐磨層含20%M2，中間過渡層和連接層含10%M2)制備的多層熔覆涂層組織致密，無裂紋、氣孔等缺陷，涂層頂部以短枝晶和等軸晶為主，底部以樹枝晶和柱狀晶為主，重熔區(qū)為粗大胞狀晶，兩側(cè)以樹枝晶為主。