吳孝泉，堯登燦，張道達，閆 洪，胡 志

(1.江西省機械科學(xué)研究所，南昌 330002；2.南昌大學(xué)機電工程學(xué)院，南昌 330031；3.江西制造職業(yè)技術(shù)學(xué)院，南昌 330038)

0 引 言

鋁合金具有密度低、比強度高等優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于航空、航天和汽車等工業(yè)，但是耐磨性和高溫耐腐蝕性差等不足限制了其在惡劣工況中的應(yīng)用[1-3]。由于磨損、腐蝕等失效通常始于材料表面，通過對鋁合金材料進行表面改性，可以在保留鋁合金基體原有優(yōu)異性能的同時提高其表面耐磨性及耐腐蝕性，從而延長其使用壽命、節(jié)約成本[4-6]。

傳統(tǒng)的表面改性技術(shù)包括陽極氧化、電鍍和化學(xué)鍍等；這些傳統(tǒng)技術(shù)會產(chǎn)生廢水和廢氣，資源消耗量大，并且制備的涂層與基體結(jié)合不緊密，厚度不均勻或太薄，在改善耐磨性及耐腐蝕性方面效果較差。激光熔覆技術(shù)是指利用激光輻照熔覆材料和基體，使二者之間形成冶金結(jié)合的一種表面改性技術(shù)；該技術(shù)具有綠色環(huán)保、易于操控、稀釋率低、工件變形量小、熔覆層厚度可控等特點，近些年在航空、航天和汽車等工業(yè)中得到了廣泛研究與應(yīng)用[7-9]。

鎳合金具有良好的高溫性能以及優(yōu)異的耐腐蝕性能；在鎳合金粉末中加入硼、硅、鐵、碳等粉末，可以降低鎳合金粉末的熔點，形成一種自熔性熔覆材料。為了進一步提升鎳基合金熔覆層的性能，研究人員還在熔覆層中引入了具有良好耐磨、耐腐蝕及耐高溫等性能的陶瓷增強相[10-11]；常用的陶瓷增強材料有SiC、Al2O3、B4C、TiC和WC等。相比于原位生成增強相，外加增強顆粒的尺寸大，在合適的熔覆工藝下能夠制備得到更高硬度、更優(yōu)耐磨性能的熔覆層。作者在鎳基合金粉中添加WC顆粒，利用激光熔覆同步送粉法在AlSi7Mg鋁合金表面制備WC增強鎳基合金熔覆層，研究了熔覆層的宏觀形貌、顯微組織、稀釋率和硬度，為鋁合金表面激光熔覆提供部分理論依據(jù)及實踐參考。

1 試樣制備與試驗方法

熔覆材料為自熔性鎳基合金粉末，由中國冶金研究總院提供，化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)為18Cr，8.0Fe，4.0Si，3.2B，0.6C，余Ni；微觀形貌見圖1，粉末顆粒粒徑在45～106 μm，熔點在9601 040 ℃。增強材料為WC顆粒，由中國冶金研究總院提供，粒徑在40～75 μm。

圖1 自熔性鎳基合金粉末的微觀形貌Fig.1 Micromorphology of self-fluxing Ni-based alloy powder

基體材料為東莞市盤鑫金屬材料有限公司生產(chǎn)的AlSi7Mg鋁合金，化學(xué)成分見表1(RE為稀土元素)。在AlSi7Mg鋁合金上切割出尺寸為100 mm×50 mm×12 mm的試樣，用400#砂紙打磨后，在乙醇中超聲波清洗15 min，待用。

表1 AlSi7Mg鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))

采用激光波長為1 064 nm的JHL-GX-2000型Nd…YAG全固態(tài)光纖耦合輸出激光器在基體試樣表面制備激光熔覆層，熔覆材料為添加質(zhì)量分數(shù)30%WC的自熔性鎳基合金粉末。先改變激光掃描速度進行單道熔覆試驗，激光功率為1.2 kW，激光光斑直徑為1.5 mm，保護氣體氬氣流量為25 L·min-1，采用自動送粉法，送粉氣體為N2，送粉率為5 g·s-1，激光掃描速度分別為3.3，4.6，6.0 mm·s-1。

根據(jù)單道熔覆試驗，選取掃描速度為4.6 mm·s-1進行多道熔覆試驗，激光光斑直徑為1.0 mm，搭接率為20%，偏移角為30°，共熔覆5道，熔覆1層，其他參數(shù)與單道熔覆試驗相同。

采用Nikon MA-200型光學(xué)顯微鏡(OM)和Quanta-200型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察熔覆層橫截面宏觀形貌，分別采用SEM的電子背散射衍射(EBSD)成像和二次電子(SE)成像模式觀察熔覆層不同位置的微觀形貌。單道熔覆層截面形狀如圖2所示，利用幾何測量法測定截面幾何尺寸，計算稀釋率，計算公式[11]為

圖2 單道熔覆層截面形狀示意Fig.2 Diagram of cross-section shape of single-track layer

(1)

式中：r為稀釋率;h為熔覆層高度；t為基體熔深。

使用DB Advance型X射線衍射儀(XRD)對熔覆層進行物相分析。采用Viwtorinox HXS-1000A型顯微硬度計測試熔覆層硬度，載荷為1.961 N，加載時間為15 s，在熔覆層截面上從表面到底部每隔100 μm取點測試，相同深度測3個點取平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 單道熔覆層截面形貌

根據(jù)熔覆層的溫度梯度及晶粒不同生長形式，可將熔覆層劃分為A，B，C等3個區(qū)域，如圖3所示。A區(qū)域為熔覆層頂層區(qū)域，該層具有高的過冷度，晶粒較細??；此區(qū)域為細晶區(qū)。B區(qū)域為熔覆層中心區(qū)域，為最后冷卻區(qū)域，晶粒生長時間長，過冷度小，并且因受熔池內(nèi)部對流的影響，晶粒以等軸晶為主；此區(qū)域為等軸晶區(qū)。C區(qū)域為熔覆層和基體的分界區(qū)，包括過渡區(qū)及熱影響區(qū)，該區(qū)域內(nèi)晶粒生長具有明顯的方向性，以柱狀晶為主；此區(qū)域為柱狀晶區(qū)。

圖3 熔覆層分區(qū)示意Fig.3 Diagram of cladding layer partition

由圖4可以看出，WC顆粒嵌在熔覆層中，熔覆層與過渡區(qū)分界線呈弧形，形成了冶金結(jié)合界面。當(dāng)掃描速度為3.3 mm·s-1時，激光輻照時間長，熔池受熱時間長，溫度梯度大，熱應(yīng)力大，因此熔覆層中出現(xiàn)明顯的裂紋及氣孔；WC顆粒主要分布在等軸晶區(qū)(B區(qū)域)和柱狀晶區(qū)(C區(qū)域)的分界面上。當(dāng)掃描速度增加到4.6 mm·s-1時，熔覆層中的氣孔幾乎消失，裂紋也得到了一定程度的抑制，這是因為掃描速度的增大縮短了激光輻照時間，熔池受熱時間短，溫度梯度小，熱應(yīng)力??；WC顆粒仍主要分布在等軸晶區(qū)和柱狀晶區(qū)的分界面上，并出現(xiàn)聚集現(xiàn)象。當(dāng)掃描速度提高到6.0 mm·s-1時，熔覆層中沒有明顯的氣孔與裂紋，但熔覆層邊緣不平整，表面粗糙,寬度明顯變小，柱狀晶區(qū)增大。這主要是因為掃描速度較高導(dǎo)致激光輻照時間過短，粉體吸熱量小而未充分熔化，部分固態(tài)金屬粉體被載粉氣體或保護氣體吹散。

圖4 不同掃描速度下單道激光熔覆層橫截面宏觀形貌Fig.4 Macromorphology of cross-section of single-track laser cladding layer at different scanning speeds

激光熔覆加工時熔池尺寸小，液態(tài)金屬對流主要由表面張力與重力決定。表面張力與液態(tài)金屬黏度相關(guān)，且遵從Marangoni效應(yīng)[12]。熔覆材料和基體在黏度、表面張力之間存在差異，根據(jù)Marangoni效應(yīng)，滲透效應(yīng)將在熔體對流中起到主要作用；此外，由于WC顆粒的密度(16.5 g·cm-3)遠高于黏結(jié)金屬鎳(7.53 g·cm-3)的，WC顆粒的重力也將在熔池對流中起到主要作用。這種混合熔體對流模型如圖5所示：凝固初期，WC顆粒移動較慢，移動范圍有限，凝固前沿對WC顆粒會發(fā)生選擇式捕獲；隨著凝固的進行，捕捉到的WC顆粒越來越多，大部分WC顆粒因重力作用下沉，分布在熔覆層與基體分界區(qū)上方，熔覆層頂層只存在極少量來不及下沉的WC顆粒。綜上，熔覆層中大部分WC顆粒聚積在等軸晶區(qū)和柱狀晶區(qū)的分界面上，少量在細晶區(qū)，細晶區(qū)的WC顆粒是在熔池表層開始凝固時被捕獲的。

圖5 在鋁合金表面激光熔覆WC+鎳基合金粉末所得熔池的對流模型Fig.5 Convection model of molten pool formed by laser cladding WC and Ni-based alloy powder on aluminum alloy surface: (a) formation ofmolten pool; (b) initial solidification of molten pool; (c) mid solidification of molten pool and (d) complete solidification of molten pool

2.2 多道熔覆層橫截面形貌

通常熔覆層分為熔覆區(qū)、過渡區(qū)和熱影響區(qū)[11]。由圖6可以看出，大量亮白色球狀WC顆粒分布在熔覆區(qū)與過渡區(qū)的界面處。如前所述，這主要是由Marangoni效應(yīng)和WC顆粒重力的共同作用導(dǎo)致的。熔覆層的搭接處出現(xiàn)了裂紋，是由于搭接處熔覆層較薄，在左右兩道熔覆層的熱應(yīng)力作用下被拉裂而形成的。熔覆層底部過渡區(qū)出現(xiàn)氣孔，主要是由于熔覆層底部發(fā)生了冶金反應(yīng)產(chǎn)生氣體或保護氣體在加工過程中被卷入熔體，生成或卷入的氣體未能及時排出而形成的。

圖6 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm、搭接率20%條件下5道次激光熔覆層的截面形貌Fig.6 Cross-section micromorphology of 5-track laser cladding layers at scanning speed of 4.6 mm·s-1,spot diameter of 1.5 mm and overlap of 20%

2.3 熔覆層的稀釋率

激光熔覆工藝的目標(biāo)是在不改變基體性能的前提下提高基體材料的表面性能，為此應(yīng)在保證界面冶金結(jié)合的前提下，盡可能減小稀釋率。由表2可以看出：除了第5道外，后1道次基體熔深和熔覆高度均高于前1道次，稀釋率則低于前1道次的，總體上第2～4道熔覆層的稀釋率變化幅度不大。第1道和第5道的基體熔深大于熔覆層高度，稀釋率比第2～4道次的升高了約10%。主要原因是在第1道熔覆時，基體材料處于室溫，激光吸收率相對較低，熔覆材料與基體材料均由于受熱不足而未充分熔化，基體熔深和熔覆層高度均較小，稀釋率偏高；第5道熔覆時基體溫度升高，激光吸收率增強，同時熔覆層冷卻速率快，因此基體熔深較深，熔覆層高度較小，稀釋率偏高。

表2 5道次激光熔覆層的截面尺寸和稀釋率

2.4 熔覆層微觀形貌和物相組成

在大溫度梯度、Marangoni效應(yīng)、元素擴散以及WC顆粒重力等多重因素的共同作用下，熔覆層凝固組織及化學(xué)成分呈梯度變化。由圖7可以看出,熔覆層頂部由白色細小顆粒和黑色基體組成，基體組織致密，白色顆粒分布均勻。熔覆層頂部溫度梯度大，形核率高，易形成分布均勻的細小基體組織，并伴隨著極少量的白色WC顆粒。熔覆層中部存在亮白色球狀WC顆粒以及長針狀、雪花狀枝晶，在WC顆粒邊緣存在垂直于WC顆粒邊界生長的亮白色棒狀晶粒。棒狀晶粒是由于WC顆粒與熔體間形成了溫度梯度，熔體在WC顆粒邊緣定向凝固而形成的[13]。長針狀晶粒是由于鎢和碳原子的化學(xué)親和力不如鎳、鉻、鐵和碳原子的強，在高溫下鎳、鉻、鐵替換一部分鎢和碳原子結(jié)合生成的碳化物。

圖7 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm下激光熔覆層不同位置的微觀形貌Fig.7 Micromorphology at different positions of laser cladding layer at scanning speed of 4.6 mm·s-1 and spot diameter of 1.0 mm:(a) EBSD morphology at top of layer; (b) EBSD morphology in middle of layer and (c) SE morphology at bottom of layer

棒狀晶粒中一部分是熔體中WC溶解并與周圍鉻、鐵、鎳等元素反應(yīng)生成的低熔點金屬化合物；另一部分是元素溶解于熔體形成過飽和熔體，在凝固中析出的長針狀及雪花狀枝晶。熔覆層中部的WC顆粒還出現(xiàn)了裂紋，裂紋僅在該顆粒內(nèi)部擴展，未在熔覆層基體中出現(xiàn)。因此可認定，該裂紋主要是由于鎳基熔覆材料與WC顆粒材料的熱膨脹系數(shù)存在差異而導(dǎo)致的。在熔體凝固時，WC顆粒承受拉應(yīng)力而發(fā)生破裂。熔覆層底部的過渡區(qū)和熱影響區(qū)主要由粗大的柱狀晶組成，晶粒向熔覆中心生長。

由表3可以看出：在熔覆層中，位置16都存在鋁、鎳、鉻、鐵元素，說明熔體發(fā)生了對流；鎢元素出現(xiàn)在WC顆粒以外的熔體或相(位置1，3，4)中，說明WC顆粒在高溫條件下發(fā)生了一定程度的溶解，鎢元素擴散到熔體中；熔覆層頂部亮白顆粒(位置1)主要由碳、鎳、鎢和鉻組成，結(jié)合XRD結(jié)果(見圖8)，可認定在熔覆層中生成了M7C3、M23C6等碳化物；熔覆層頂部基體(位置2)除了存在鎳基合金本身含有的碳、鎳、鉻、鐵、硅等元素外，還出現(xiàn)了鋁、鎢元素，這些元素固溶于鎳中形成固溶體；熔覆層中部魚骨狀枝晶(位置3)主要由碳、鉻、鎳、鎢、鋁等元素組成，根據(jù)文獻[14]并結(jié)合XRD結(jié)果(見圖8)，推測其為(Cr，Ni，F(xiàn)e)23C6碳化物，具有立方晶體結(jié)構(gòu)；熔覆層中部花瓣狀枝晶(位置4)的成分與魚骨狀枝晶類似，應(yīng)是溶解了碳、鉻、鎢、鐵等元素形成的過飽和熔體在凝固時析出的碳化物；熔覆層底部柱狀晶(位置5)的主要成分為鋁，下部塊狀晶(位置6)的主要成分為鎳和碳，說明在Marangoni效應(yīng)下產(chǎn)生的熔體對流[15]使得大塊Ni-C相從熔體頂部運動到底部。鋁合金基體(位置7)的主要成分為鋁，鋁中固溶了少量碳和鎳元素。

表3 熔覆層不同位置(見圖7)的EDS分析結(jié)果(原子分數(shù))

圖8 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm條件下激光熔覆層的XRD譜Fig.8 XRD pattern of laser cladding layer at scanning speed of4.6 mm·s-1 and spot diameter of 1.5 mm

2.5 硬度分布

由圖9可以看出：基體上各道熔覆層由表及里的顯微硬度都呈現(xiàn)臺階式下降趨勢，第1道與第5道熔覆層較?。桓鞯廊鄹矊拥娘@微硬度差異不大，均達1 100 HV以上，遠高于鋁合金基體的(75～80 HV)。

圖9 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm條件下激光熔覆層橫截面顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution on cross-section of laser claddinglayer at scanning speed of 4.6 mm·s-1 and spot diameter of 1.0 mm

3 結(jié) 論

(1) 在激光功率1.2 kW、光斑直徑1.5 mm條件下，隨著掃描速度從3.3 mm·s-1增至6.0 mm·s-1，WC增強鎳基合金單道熔覆層的氣孔和裂紋變少，WC顆粒主要分布于熔覆區(qū)與過渡區(qū)界面處。

(2) 在激光功率1.2 kW、掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm、搭接率20%條件下，多道熔覆層中WC顆粒主要分布在熔覆區(qū)與過渡區(qū)界面處，裂紋、氣孔分別分布在搭接處和熔覆層底部；多道熔覆時，第1道熔覆層及最后1道熔覆層的稀釋率比第2～4道的高約10%；WC增強鎳基合金熔覆層中生成AlNi、Al3Ni、M7C3、M23C3等相，其平均稀釋率約45%，顯微硬度約1 100 HV。