柴 程，李新梅，王松臣，王 根

(新疆大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，烏魯木齊 830046)

0 引 言

激光熔覆技術(shù)是一種用高能激光束照射基體表面涂覆的粉末，使粉末與基體表層快速熔化形成涂層，從而改善材料表面性能的表面處理技術(shù)[1]。該技術(shù)具有熔池升溫快，基體熱影響區(qū)小、熱變形小，涂層表面成形良好[2]以及可實(shí)現(xiàn)大型復(fù)雜零部件的局部區(qū)域表面處理等優(yōu)點(diǎn)。

為了提高激光熔覆層的耐磨和耐腐蝕性能，學(xué)者們通常在鐵基、鎳基和鈷基等合金粉末中添加WC、TiN和TiC等增強(qiáng)材料[3-4]。鎳基陶瓷涂層是以鎳基合金粉末為黏結(jié)相、陶瓷粉末為增強(qiáng)相制備得到的涂層。常用的鎳基合金粉末有Ni60、Ni60A、Ni45和Ni35合金等，陶瓷粉末有Al2O3、Ti2O、WC和SiC等。其中，SiC因具有硬度高，熱膨脹系數(shù)小，耐磨、耐腐蝕性能優(yōu)異以及抗高溫氧化性能良好等優(yōu)點(diǎn)而得到廣泛應(yīng)用[5]。井振宇等[6]在45鋼表面制備了質(zhì)量分?jǐn)?shù)11%WC增強(qiáng)Ni35合金涂層，發(fā)現(xiàn)該涂層的組織均勻、硬度高、耐腐蝕性能好。張維平等[7]在45鋼表面制備了SiC/鈷基合金復(fù)合涂層，發(fā)現(xiàn)該涂層的硬度約為基體的4倍，耐磨性能較基體提高。

低功率(1 000～1 500 W)激光熔覆是一種能減小熱影響區(qū)尺寸、降低熔池稀釋率、提高能量有效利用率的熔覆方法。目前，在低功率激光熔覆SiC/鎳基合金復(fù)合涂層組織與性能方面的研究較少。作者在不同低激光功率和不同激光掃描速度下采用激光熔覆方法制備了質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%SiC增強(qiáng)Ni35合金熔覆層，確定了最佳激光功率和激光掃描速度，并研究了最佳工藝下熔覆層的組織和性能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

熔覆材料為粒徑50～100 μm的球狀Ni35合金粉末和SiC粉末。Ni35合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為10.3Cr，3.5Si，2B，10Fe，0.3C，余鎳?；w材料為尺寸150 mm×60 mm×8 mm的45鋼板，用600#砂紙打磨掉基體材料表層的氧化皮，再用丙酮清洗干凈后，放入100 ℃干燥箱中干燥1 h，待用。

在Ni35合金粉末中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%的SiC粉末，放入100 ℃干燥箱中干燥1 h后，在KQM型行星式球磨機(jī)上以400 r·min-1轉(zhuǎn)速球磨混合2 h。在球磨后的粉末中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的聚乙烯醇溶液，充分?jǐn)嚢韬髮{料涂敷在基體表面，涂覆厚度為0.8 mm，然后在100 ℃干燥箱中干燥2 h。采用YLS-2000型光纖激光器在氮?dú)獗Ｗo(hù)下進(jìn)行單道次熔覆試驗(yàn)，激光束直徑為2 mm，激光功率分別為1 000，1 200，1 400 W，激光掃描速度分別為6，8，10 mm·s-1。

1.2 試驗(yàn)方法

使用電火花線切割機(jī)垂直于熔覆方向切取截面試樣，經(jīng)磨拋，用王水(HCl與HNO3體積比為3…1)腐蝕20 s后，采用4XC-I型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用HXD-1000TB型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試涂層截面硬度，沿層深方向每隔0.15 mm取點(diǎn)測(cè)試，載荷200 N，加載時(shí)間15 s，測(cè)3點(diǎn)取平均值。采用D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)對(duì)涂層進(jìn)行物相分析，采用銅靶，測(cè)試范圍為20°～90°。在M-2000型環(huán)塊式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，試樣平面尺寸均為31 mm×7 mm，對(duì)磨材料為淬火45鋼，載荷為60 N，轉(zhuǎn)速為180 r·min-1，磨損時(shí)間為60，120 min。采用TG328G型電子天平稱取磨損前后試樣的質(zhì)量，計(jì)算磨損質(zhì)量損失。采用VHX-5000型超景深顯微鏡觀察磨損表面的磨痕形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖1可以看出：激光功率相同時(shí)，掃描速度的變化對(duì)單道熔覆層的寬度影響很?。粧呙杷俣认嗤瑫r(shí)，隨著激光功率的增大，單道熔覆層的寬度增大。

圖1 不同激光功率和掃描速度下單道熔覆層的表面宏觀形貌Fig.1 Surface macromorphology of single-channel cladding layer at different laser power and scanning speeds

不同參數(shù)下單道熔覆層的表面成形質(zhì)量均較好，無明顯裂紋缺陷，說明Ni35合金粉末與SiC粉末的相容性較好；單道熔覆層的表面和邊緣均黏結(jié)著尺寸和數(shù)量不同的球形顆粒，球形顆粒的數(shù)量隨著激光功率增大而增加。球形顆粒的出現(xiàn)是由于在激光熔覆過程中激光束能量不夠集中，光斑邊緣的熔覆粉末未完全熔化而黏結(jié)在了熔覆層表面[8]。

由圖2可以看出，在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下，涂層的成形質(zhì)量較好，截面無裂紋和氣孔缺陷。結(jié)合表面和截面宏觀形貌，可見在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1條件下成形的熔覆層的表面質(zhì)量最好。

圖2 在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下單道熔覆層的截面宏觀形貌Fig.2 Sectional macromorphology of single-channel cladding layer at laser power of 1 000 W and scanning speed of 8 mm·s-1

2.2 顯微組織

SiC增強(qiáng)鎳基合金熔覆層的組織主要受熔池中結(jié)晶界面處溫度的影響[9]，且其晶胞狀態(tài)受界面前沿溫度梯度和凝固速率共同影響。由圖3可以看出：在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下，熔覆層中形成了垂直于界面生長的樹枝晶和等軸晶，晶粒細(xì)小，組織致密；熔覆層與基體的近結(jié)合界面區(qū)存在密集的柱狀晶，出現(xiàn)了明顯的金屬偏析現(xiàn)象。在激光作用下熔覆層材料和基體表層熔化形成熔池，熔池表面凝固造成結(jié)合界面處溫度梯度變得平緩，成分過冷增大，從而形成密集的柱狀晶?？傮w來看，涂層組織由下而上呈現(xiàn)出枝晶逐漸細(xì)化、枝晶間距逐步縮小的趨勢(shì)。

圖3 在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下單道熔覆層截面的顯微組織Fig.3 Sectional microstructure of single-channel cladding layer at laser power of 1 000 W and scanning speed of 8 mm·s-1: (a) cladding layer and (b) bonding interface

2.3 物相組成

由圖4可以看出，熔覆層主要由SiC、Ni2Si、Ni4B3、FeSi和CrB等物相組成。熔池凝固過程屬于非平衡過程，熔覆層中存在晶格畸變與過飽和固溶的物相，使得某些物相的主要衍射峰對(duì)應(yīng)的面間距較小或重合，XRD未能辨別出來[11]。

圖4 在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下單道熔覆層的XRD譜Fig.4 XRD pattern of of single-channel cladding layer at laser power of 1 000 W and scanning speed of 8 mm·s-1

在激光作用下，Ni35合金中的鎳、鉻、硼會(huì)發(fā)生反應(yīng)生成Ni4B3和CrB,部分SiC發(fā)生分解析出的硅和鎳、鐵反應(yīng)生成Ni2Si、FeSi。丁紫正等[11]在功率2 500，3 000 W下激光熔覆SiC增強(qiáng)Ni35合金熔覆層時(shí)發(fā)現(xiàn)，SiC在熔覆過程中完全分解。對(duì)比可知，低功率激光熔覆無法使SiC完全分解，這使得熔覆層中的硬質(zhì)相種類增加。

2.4 顯微硬度

由圖5可以看出：單道熔覆層的硬度在900 HV左右，約為基體的3.5倍；熔覆過程中一部分熔池的熱量通過基體端散去，導(dǎo)致基體發(fā)生淬火[3]，從而形成硬度高于基體的熱影響區(qū)，熱影響區(qū)硬度約為700 HV。

圖5 在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下單道熔覆試樣的截面硬度分布Fig.5 Sectional hardness distribution of single-channel cladding sample at laser power of 1 000 W and scanning speed of 8 mm·s-1

2.5 耐磨性能

磨損是兩構(gòu)件發(fā)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)使得接觸表面出現(xiàn)材料消耗和損失的過程[12]。由圖6可以看出：熔覆層的磨損質(zhì)量損失均明顯小于45鋼基體的，且磨損120 min后二者的差值較磨損60 min后的大，這主要與熔覆層內(nèi)部組織相對(duì)表面更加致密有關(guān)；磨損120 min后熔覆層的磨損質(zhì)量損失增幅較小，說明熔覆層具有優(yōu)良的耐磨性能。由圖7可以看出：磨損60 min后，熔覆層表面磨痕中存在大量剝落的附著物、小溝槽和少量劃痕，熔覆層主要發(fā)生黏著磨損，同時(shí)伴有少量磨粒磨損；磨損120 min后，熔覆層表面磨痕平整光滑，但存在少量孔洞、裂紋和劃痕，熔覆層處于穩(wěn)定磨損階段，主要發(fā)生磨粒磨損。

圖6 45鋼基體和激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下熔覆層磨損不同時(shí)間后的質(zhì)量損失Fig.6 Mass losses of 45 steel substrate and cladding layer at laser power of 1 000 W and scanning speed of 8 mm·s-1 after wearing for different times

圖7 在激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1下熔覆層磨損不同時(shí)間后的表面磨痕形貌Fig.7 Wear trace morphology on surface of cladding layer at laser power of 1 000 W and scanning speed of 8 mm·s-1after wear for different times

在磨損過程中，對(duì)磨材料和熔覆層表面在加載力與分子結(jié)合力的作用下發(fā)生一定程度的黏結(jié)，隨著磨損的進(jìn)行黏結(jié)點(diǎn)發(fā)生撕裂，使得熔覆層表面形成黏著磨損特征[9]。SiC增強(qiáng)鎳基合金熔覆層的耐磨性能與SiC在熔覆層中的分布有關(guān)[12]。熔覆層中部分SiC發(fā)生偏聚，其與Ni35合金的結(jié)合力下降，在對(duì)磨材料摩擦作用下產(chǎn)生剝落形成剝落坑，并使表面產(chǎn)生磨痕。由物相分析可知，熔覆層中均勻分布著SiC、CrB以及FeSi等硬質(zhì)相，在磨損過程中黏結(jié)相首先磨損導(dǎo)致硬質(zhì)相凸出，這些凸出的硬質(zhì)相阻止黏結(jié)相的進(jìn)一步磨損，從而提高熔覆層的耐磨性能。

3 結(jié) 論

(1) 在試驗(yàn)條件下，45鋼表面激光熔覆質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%SiC增強(qiáng)Ni35合金熔覆層的較優(yōu)工藝參數(shù)為激光功率1 000 W、掃描速度8 mm·s-1；該參數(shù)下熔覆層的顯微組織為樹枝晶和等軸晶，物相組成包括SiC、Ni4B3、CrB、Ni2Si、FeSi等硬質(zhì)相。

(2) 熔覆層的硬度約為45鋼基體的3.5倍，在900 HV左右；熔覆過程中受激光淬火作用，熱影響區(qū)的硬度高于基體的，約為700 HV。

(3)熔覆層的磨損質(zhì)量損失均明顯小于45鋼基體的，且磨損質(zhì)量損失隨磨損時(shí)間延長的增幅較小，說明熔覆層耐磨性能較優(yōu)；磨損60 min時(shí)熔覆層的磨損方式主要為黏著磨損，伴有少量磨粒磨損，磨損120 min時(shí)熔覆層處于穩(wěn)定磨損階段，主要磨損方式為磨粒磨損。