譚米雪，王 臻，趙風(fēng)君，隋清萱，肖新宇，許淑溶，劉 博，龔 樂，劉 軍

（中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙410083）

高速鋼具有高硬度、高耐磨等優(yōu)點，常用作表面強(qiáng)化材料［1-3］。但高速鋼碳含量較高，以其制備表面涂層時存在碳化物偏析嚴(yán)重、不均勻和碳化物顆粒尺寸大等問題。激光熔覆是一種快速成形過程，冷卻速率高，可以抑制晶粒生長，獲得細(xì)小、分布均勻的碳化物和初生晶粒。激光熔覆制備涂層時，由于激光光斑大小的局限性，需要采取多道搭接激光熔覆技術(shù)［4-6］。搭接率是影響熔覆層性能的一個重要參數(shù)，不僅影響涂層的表面平整度，也會影響涂層性能。搭接率過小時，涂層表面平整度低；搭接率過大時，涂層可能會出現(xiàn)各向異性［7-10］。本文采取同軸送粉激光熔覆技術(shù)，研究了送粉速度、搭接率對高速鋼熔覆層性能的影響，為制備高質(zhì)量涂層提供技術(shù)依據(jù)。

1 實驗材料和方法

1.1 實驗材料

實驗選用316L不銹鋼作為熔覆基體，尺寸為200 mm×200 mm×10 mm，316L基體化學(xué)成分見表1。用砂紙打磨基體以去除表面氧化膜，并用丙酮擦拭基體表面。熔覆材料選用氣霧化法制備的高速鋼球形粉末，粒徑70～150 μm，化學(xué)成分見表2。

表1 316L基體化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）／%

表2 高速鋼球形粉末化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）／%

1.2 熔覆層的制備

激光熔覆系統(tǒng)示意圖見圖1。激光熔覆設(shè)備由光纖激光器、熔覆頭、送粉系統(tǒng)、水冷系統(tǒng)和五軸數(shù)控系統(tǒng)組成。激光器最大輸出功率2 000 W，激光光斑為圓形光斑，直徑在2～3 mm內(nèi)可調(diào)。熔覆頭采用四通道同軸熔覆頭，即兩通道送粉、兩通道送保護(hù)氣，氬氣作為載氣和保護(hù)氣，在熔覆頭端處匯聚，從而防止熔池在凝固過程中氧化。

圖1 激光熔覆系統(tǒng)

圖2 為熔覆層搭接示意圖，其中D為相鄰熔覆道間的搭接寬度，W為單道寬度，搭接率R0可表示為相鄰熔覆道間的搭接寬度與單道寬度之間的比值，即：R0＝D／W［11-12］。前期研究了激光光斑和掃描速度對單道次熔覆層性能的影響，當(dāng)激光光斑直徑2.6 mm、激光功率650 W、掃描速度600 mm／min時，單道熔覆層性能較佳。本文在此基礎(chǔ)上研究送粉速度、掃描間距（搭接率）對多道次熔覆層性能的影響，具體工藝參數(shù)如表3所示。

圖2 熔覆層搭接示意圖

表3 各試樣實驗參數(shù)

1.3 熔覆層的表征

使用線切割機(jī)沿垂直于熔覆層方向，將樣品切割成長×寬×高為8 mm×5 mm×4 mm的試樣，先用細(xì)砂紙打磨試樣，再用金剛石漿料拋光試樣。用三維數(shù)碼顯微鏡觀察試樣宏觀形貌；用HMAS-D1000Z型顯微硬度計測量試樣硬度，試驗載荷0.98 N，保荷時間10 s，熔覆層以熔覆初始位置為起點，從橫截面沿搭接方向以0.1 mm為單位測量；用體積比3∶1的硝酸和鹽酸混合溶液對試樣進(jìn)行腐蝕，用CX40M金相顯微鏡和TECAN MIRAS場發(fā)射電子顯微鏡（SEM）分析腐蝕后試樣的微觀組織，并用設(shè)備自帶的能譜儀（EDS）分析熔覆層元素成分；用X射線衍射儀（Rigaku Ultima VI XRD）對熔覆層進(jìn)行物相表征。

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 熔覆層宏觀形貌分析

圖3 和圖4分別為不同搭接率和送粉速度下多道熔覆層的表面和截面形貌。

圖3 不同工藝參數(shù)下熔覆層表面形貌

圖4 不同工藝參數(shù)下熔覆層截面形貌

從圖3可以看出，當(dāng)掃描間距一定時，在送粉速度0.4 r／min時，熔覆層表面球化現(xiàn)象更少，且表面更為平整。

從圖4看出，掃描間距一定時，熔覆層高度隨送粉速度增大而增大。掃描間距0.6 mm（搭接率23%）時，熔覆層中部都出現(xiàn)了孔洞；掃描間距0.9 mm（搭接率35%）時，熔覆層表面較為光滑和平整，無明顯孔洞、裂紋，熔覆層成形較好；掃描間距1.2 mm（搭接率46%）時，熔覆層表面粗糙不平，相鄰兩道熔覆層之間出現(xiàn)溝壑，熔覆層成形質(zhì)量差。

2.2 熔覆層顯微組織分析

圖5 為掃描間距0.9 mm（搭接率35%）時熔覆層金相組織。由圖5看出，熔覆層結(jié)構(gòu)緊密，無氣孔、裂紋等缺陷。由圖5（a）～（b）可見，結(jié)合區(qū)（BZ）有一道明亮的亮白組織，熔覆層在熱影響區(qū)（HAZ）內(nèi)與基體（SUB）實現(xiàn)了平穩(wěn)過渡，達(dá)到了良好冶金結(jié)合效果。BZ呈現(xiàn)曲面狀，這是因為基體與熔覆層之間多次受熱，搭接面上不同位置溫度不同，受熱程度不同，從而在SUB與CZ之間的結(jié)合面形成了曲面狀。曲面狀的形成有利于增加熔覆層與基體之間的結(jié)合力［13］。由圖5（c）可見，在熔覆層中部，過渡層之上有外延生長特征，組織結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)為平行于沉積方向的粗柱狀晶。由圖5（d）可見，熔覆至頂部時，由于快速凝固，組織結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)細(xì)小的等軸晶。由于二次熱輸入和搭接面余熱共同作用，在搭接面不同部位熱流方向存在差異，影響晶粒生長方向，導(dǎo)致搭接區(qū)和非搭接區(qū)之間的組織具有不均勻性，并且搭接區(qū)晶粒會比非搭接區(qū)晶粒粗大。

圖5 熔覆層金相組織

熔覆層SEM圖譜見圖6，圖中對應(yīng)點EDS分析結(jié)果見表4。可以看出，熔覆層中合金元素分布均勻，碳化物偏析程度減弱。

圖6 熔覆層的SEM圖譜

表4 多道次熔覆層EDS分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）／%

熔覆層XRD圖譜見圖7。結(jié)果表明，在熔覆成形過程中，γ?Fe全部轉(zhuǎn)化為α?Fe，并且碳化物主要為M6C（其中M為Fe、W、Mo、Cr）以及少量的MC（其中M為V）。

圖7 M2粉末和熔覆層XRD圖譜

2.3 熔覆層顯微硬度分析

圖8 為基體及不同掃描間距下熔覆層顯微硬度分布。由圖8可見，熔覆層硬度明顯高于316L基體硬度（平均硬度值為204.033HV）。熔覆層硬度分布較均勻，且隨著掃描間距增大，熔覆層硬度先增大再減小。掃描間距0.6 mm（搭接率23%）時，熔覆層硬度值最低，平均硬度值為662.805HV，這是因為掃描間距太小時，單位面積熔覆層粉末的熔化量較小，熔覆層厚度較低，稀釋率也較低，熔覆層無法與基體達(dá)到良好的冶金結(jié)合，不能保持更好的合金特性［14］。掃描間距0.9 mm（搭接率35%）時，熔覆層硬度達(dá)到最大，平均硬度值為750.154HV，約為基體硬度的3.68倍。但掃描間距1.2 mm（搭接率46%）時，熔覆層硬度有下降趨勢，平均硬度值為703.89HV。這是因為熔覆層的重合面積逐漸增加，單位面積激光束重復(fù)掃描的時間增多，基體溫度隨著熔覆層道數(shù)增加而升高，基體和熔池之間溫度差減小，后一道熔覆層對前一道熔覆層表層提供二次熔融條件，使熔覆組織生長、長大，從而降低熔覆層硬度。整體來說，不同掃描速度下熔覆層硬度略均高于316L基體硬度，起到強(qiáng)化作用，并且在掃描間距0.9 mm時強(qiáng)化作用最明顯。

圖8 基體及不同掃描間距下熔覆層的顯微硬度

2.4 熔覆層耐磨性分析

圖9 為316L基體的動摩擦系數(shù)曲線。由圖9可見，316L動摩擦系數(shù)分布不均，波動大，平均動摩擦系數(shù)為0.470 8［15］。

圖9 316L摩擦系數(shù)分布曲線

圖10 為高速鋼熔覆層動摩擦系數(shù)分布曲線。由圖10可見，熔覆層動摩擦系數(shù)分布較均勻、波動小。不同送粉速度下，掃描間距0.9 mm時熔覆層的動摩擦系數(shù)均呈現(xiàn)出波動小、分布均勻的特點。圖10（d）為掃描間距0.9 mm時，不同送粉速度對熔覆層動摩擦系數(shù)的影響，可以看出送粉速度0.4 r／min時，動摩擦系數(shù)最小，平均動摩擦系數(shù)為0.433 9。

圖10 高速鋼熔覆層摩擦系數(shù)分布曲線

3 結(jié) 論

1）在熔覆過程中，掃描間距一定時，送粉速度越大，熔覆層成形效果越差。

2）送粉速度0.4 r／min、掃描間距0.9 mm（搭接率為35%）時，熔覆層組織結(jié)構(gòu)緊實，無孔洞、裂紋等缺陷。熔覆層組織結(jié)構(gòu)從下至上依次為平面晶、柱狀晶、等軸晶。搭接區(qū)組織晶粒粗于非搭接區(qū)組織晶粒。熔覆層主要由α?Fe和碳化物組成，熔覆層中碳化物分布均勻，無明顯成分偏析。

3）對比熔覆層和基體的硬度分布和動摩擦系數(shù)可知，熔覆層起到了強(qiáng)化作用。送粉速度0.4 r／min、掃描間距0.9 mm（搭接率為35%）時，熔覆層平均硬度約為基體平均硬度的3.68倍。熔覆層動摩擦系數(shù)分布較均勻、波動幅度小，平均動摩擦系數(shù)小于基體平均動摩擦系數(shù)。