趙火平，李士偉，沈明學，肖葉龍，季德惠

(華東交通大學 1.軌道交通基礎設施性能監(jiān)測與保障國家重點實驗室,2.材料科學與工程學院, 南昌 330013)

0 引 言

我國高速鐵路大規(guī)模的建設和運營對列車制動盤的使用壽命和維護提出了更高的要求。制動盤作為制動系統(tǒng)中的關鍵部件之一，在制動過程中起著至關重要的作用[1]。損傷和失效的制動盤會影響到列車的運行安全，甚至會引發(fā)災難性的事故。目前制動盤的失效形式主要分為熱疲勞開裂和磨損失效兩類，其中制動盤磨損失效的問題受業(yè)界廣泛關注。國內(nèi)外學者針對如何延長制動盤使用壽命進行了積極的探索，如將制動盤過度磨損表面重新打磨后繼續(xù)投入使用，或通過改變制動盤材料和研制新型制動盤來提高其耐磨性能和抗疲勞性能，但因成本較高而未被廣泛采用[2-4]。

近年來，激光再制造技術作為一種先進的材料表面改性技術[5]，廣泛應用于金屬零部件的表面處理方面[6]，其核心技術是激光熔覆技術。國內(nèi)外學者利用激光再制造技術在各種金屬零部件表面熔覆無氣孔、無裂紋的熔覆層。LI等[7]在球墨鑄鐵氣缸壁表面成功制備出新型FeNiCr合金激光熔覆層，發(fā)現(xiàn)熔覆層的力學性能和耐磨性能較基體有所提高；JEYAPRAKASH等[8]研究發(fā)現(xiàn)，在核工業(yè)和化學工業(yè)中常用316L不銹鋼表面分別制備出的鎳基合金和鈷基合金兩種激光熔覆層的性能都優(yōu)于不銹鋼基體；何驊波等[9]在注塑機螺桿用38CrMoAl鋼表面分別激光熔覆了鐵基合金、鎳基合金和鈷基合金3種熔覆層，其中鎳基合金和鈷基合金熔覆層的耐磨性能較好；SHI等[10]以鎳基合金粉末為熔覆材料，在汽車剎車盤表面制備激光熔覆層，發(fā)現(xiàn)熔覆層具有更好的耐磨性能和抗氧化性能；LIU等[11]在30CrNiMo鋼制動盤表面制備Co06激光熔覆層，發(fā)現(xiàn)在高溫下Co06合金熔覆層比基體具有更好的耐磨性能；王東生等[12]利用激光熔覆技術在塑料模具用42CrMo鋼表面制備了NiCrBSi/WC-Co復合熔覆層，發(fā)現(xiàn)熔覆層與基體的結(jié)合性能良好，且耐磨性能更加優(yōu)異。采用激光再制造技術所制備的熔覆層也可用于修復制動盤過度磨損表面，提高其制動性能，從而延長其使用壽命[13-14]。因此，利用激光再制造技術在制動盤過度磨損表面制備熔覆層，并研究其摩擦學性能具有重要的意義，但是目前有關該方面的試驗研究較少。作者選用自熔性較好且抗疲勞性能和耐磨性能較好的鈷基合金粉末為熔覆材料，在制動盤過度磨損表面進行激光再制造，對熔覆層的顯微組織、硬度和摩擦磨損行為進行研究，重點探討了激光再制造后制動盤表面磨損機制的改變，以期為激光再制造技術在表面過度磨損制動盤的應用提供技術指導，以及為利用此技術來延長高鐵制動盤使用壽命提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為制動盤用30CrSiMoVA鋼，熱處理工藝為860 ℃×10 min油淬+650 ℃×90 min回火，平均硬度為235 HV。在試驗材料上加工出直徑為130 mm，厚度為20 mm的制動盤試樣用于熔覆和摩擦磨損試驗。選用粒徑為4874 μm 的Co06鈷基合金粉末(天津鑄信金屬材料有限公司提供)作為熔覆材料。30CrSiMoVA鋼和Co06鈷基合金粉末的化學成分如表1所示。

表1 30CrSiMoVA鋼和Co06鈷基合金粉末的化學成分

采用銅基粉末冶金制動材料加工而成的銷作為對磨副，在室溫下利用自行設計搭建的立式銷盤摩擦磨損試驗機在制動盤試樣表面制備出一個凹槽作為過度磨損表面，對磨副的直徑為10 mm，高為12 mm，硬度為17 HBW，磨損條件為室溫、干磨，采用銷-盤式摩擦方式，法向加載力為120 N，銷-盤的相對轉(zhuǎn)速為 900 r·min-1，磨損半徑為50 mm，磨損時間為30 h，加工得到的凹槽深度為100 μm,表面粗糙度Ra為30.9 μm。采用LDF 6000-100型激光器在過度磨損表面制備熔覆層，采用同軸送粉方式送粉，保護氣體為氬氣，激光熔覆時的輸出功率為1 800 W，掃描速度為250 mm·min-1,送粉電壓為4 V，保護氣體流量為4 L·min-1，搭接率為35%；激光再制造完成后的試樣表面粗糙度Ra為14.2 μm，對熔覆層表面進行磨削和拋光，得到無裂紋、無氣孔的光滑熔覆層表面，其表面粗糙度Ra為0.7 μm，加工后所得熔覆層的厚度為1.5 mm，激光再制造前后不同狀態(tài)制動盤表面形貌與截面輪廓如圖1所示。

圖1 激光再制造前后不同狀態(tài)制動盤表面形貌與截面輪廓Fig.1 Surface morphology and section profile of brake disc in different state before and after laser remanufacturing: (a) excessive wearsurface; (b) laser remanufactured cladding layer and (c) grinding and polishing of cladding layer

采用SU8010型掃描電鏡(SEM)觀察熔覆試樣的截面微觀形貌，采用SEM附帶的能譜儀(EDS)進行元素線掃描。采用Qness Q10A+型維氏硬度計測熔覆層表面到基體的硬度，載荷為50 N，保載時間為10 s，距表面相同距離處測3次取平均值。采用自行設計搭建的立式銷-盤摩擦磨損試驗機進行干摩擦磨損試驗，試樣為未經(jīng)過度磨損的原始制動盤(以下稱為原始制動盤)和過度磨損表面激光再制造后的制動盤(以下稱為激光再制造制動盤)，由于實際應用中高鐵制動閘片以銅基粉末冶金材料為主，因此選用的對磨試樣為直徑12 mm、高10 mm的銅基粉末冶金材料銷；法向加載力為90 N，銷-盤的相對轉(zhuǎn)速為900 r·min-1，摩擦半徑為50 mm，磨損時間為3 h。摩擦磨損試驗后，利用SU8010型掃描電鏡觀察磨損表面形貌，同時用X-flash 6160型能譜儀對磨損表面進行元素面掃描，使用ZeGageTMPro HR型光學輪廓儀分析磨損表面輪廓。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織和硬度

由圖2可以看出：制動盤過度磨損表面鈷基合金熔覆層試樣截面整體分為熔覆層、熱影響區(qū)和基體3部分，熔覆層與基體之間形成了良好的冶金結(jié)合，熔覆層未出現(xiàn)裂紋、氣孔等缺陷。鈷基合金熔覆層組織較均勻，晶粒細小，這是由于激光加熱速率快，使鈷基合金粉末快速熔化，當激光加熱停止后，被熔化的鈷基合金快速冷卻，具有較大的過冷度以促進形核，從而導致熔覆層晶粒細小；同時在凝固過程中成分過冷度較小[15]，因此熔覆層凝固組織均勻。由圖3可知：鈷基合金熔覆層中的鈷元素含量呈近似周期性的波動變化；在基體中也檢測到鈷元素的存在，且鈷元素含量隨與界面距離的增加而逐漸降低，說明鈷元素在熔覆層與基體界面處發(fā)生了元素擴散，也表明熔覆層與基體形成了良好的冶金結(jié)合。

圖2 制動盤過度磨損表面激光再制造鈷基合金熔覆層試樣的截面SEM形貌Fig.2 SEM morphology of cross section of laser remanufactured Co-based alloy cladding layer sample on excessive wear surface of brake disc

圖3 制動盤過度磨損表面激光再制造鈷基合金熔覆層截面的鈷元素線掃描結(jié)果Fig.3 Co element linear scanning results of cross section of laser remanufactured Co-based alloy cladding layer on excessive wear surface of brake disc

由圖4可以看出：制動盤過度磨損表面鈷基合金熔覆層的整體硬度變化較平緩，熱影響區(qū)的硬度出現(xiàn)明顯急劇下降的現(xiàn)象；熔覆層的平均硬度為548 HV，基體的平均硬度為235 HV，熔覆層的硬度為基體硬度的2.3倍，可知經(jīng)激光再制造后制動盤表面的顯微硬度顯著提升。鈷基合金的性能顯著優(yōu)于基體，且激光再制造鈷基合金熔覆層組織均勻，因此熔覆層硬度較高且變化較為平緩。在激光熔覆過程中，熱影響區(qū)為基體材料，鈷元素擴散至熱影響區(qū)而強化組織中的鐵素體，使熱影響區(qū)硬度高于基體硬度。

圖4 制動盤過度磨損表面激光再制造鈷基合金熔覆層截面的顯微硬度分布曲線Fig.4 Microhardness distribution curve of cross section of laser remanufactured Co-based alloy cladding layer on excessive wear surface of brake disc

2.2 摩擦磨損性能

2.2.1 摩擦因數(shù)

由圖5可知：隨著試驗轉(zhuǎn)動圈數(shù)的增加，原始制動盤的摩擦因數(shù)逐漸增加，在試驗轉(zhuǎn)動圈數(shù)小于6×104圈時其摩擦因數(shù)均低于激光再制造制動盤，在循環(huán)7×104圏后進入穩(wěn)定階段，平均摩擦因數(shù)為0.515；激光再制造制動盤的摩擦因數(shù)雖波動較大，但整體變化趨勢相對穩(wěn)定，其平均摩擦因數(shù)為0.485。可知，過度磨損表面激光再制造后制動盤的平均摩擦因數(shù)降低。激光再制造制動盤表面較光滑，其表面粗糙度Ra僅為0.7 μm，因此平均摩擦因數(shù)較低[16]；但激光再制造制動盤表面硬度有了明顯提升，磨損表面微凸體的頻繁碰撞致使摩擦因數(shù)波動較大。

圖5 原始制動盤和激光再制造制動盤的摩擦因數(shù)隨試驗轉(zhuǎn)動圈數(shù)的變化曲線Fig.5 Curves of friction coefficient vs test rotation number oforiginal brake disc and laser remanufactured brake disc

2.2.2 磨損表面形貌和磨損體積

由圖6可知：摩擦磨損試驗后原始制動盤磨損表面較粗糙，磨痕較明顯，并存在一定剝落現(xiàn)象，且剝落發(fā)生在磨痕邊緣處，表明局部發(fā)生了塑性變形，制動盤的主要磨損機制為疲勞磨損；磨損表面銅元素分布密集，說明在摩擦磨損過程中對磨材料向制動盤表面發(fā)生大量轉(zhuǎn)移，并且黏附在磨損表面，形成嚴重的黏著磨損[17]。由圖7可知：摩擦磨損試驗后激光再制造制動盤表面較平整，僅存在輕微的均勻細小劃痕，劃痕附近存在明顯的麻點，表明其熔覆層僅發(fā)生輕微的疲勞磨損；由于激光再制造鈷基熔覆層的硬度較高，且摩擦磨損試驗后磨損表面依舊較平整，在摩擦過程中對磨材料極少黏附在熔覆層磨損表面，故磨損表面銅元素分布稀疏，說明激光再制造后制動盤表面鈷基熔覆層有效改善了對磨材料的黏著磨損行為。

由圖8可以看出，激光再制造前制動盤磨損表面犁溝多而且排列緊密，犁溝較深，最大犁溝深度超過3.1 μm。對磨件銅基粉末冶金材料中的銅和石墨在摩擦過程中先產(chǎn)生磨屑并脫落，在磨損表面成為磨粒。由于基體的平均硬度為235 HV，磨粒容易被壓入制動盤表面并產(chǎn)生犁削，使制動盤表面形成多而深的犁溝，表現(xiàn)為嚴重的磨粒磨損。激光再制造后制動盤表面熔覆層的磨損表面犁溝少而稀疏，犁溝較淺且最大犁溝深度不足1.8 μm。由于激光再制造后制動盤表面熔覆層的平均硬度為548 HV，摩擦表面的磨屑難以被壓入熔覆層，磨損表面的磨痕細而淺，僅發(fā)生了輕微的磨粒磨損，磨損程度顯著降低。由磨損表面的二維輪廓計算得到，原始制動盤和激光再制造制動盤的磨損體積分別為10.011，7.709 mm3，可知激光再制造制動盤的磨損體積明顯小于原始制動盤，激光再制造制動盤的耐磨性能優(yōu)于原始制動盤。綜上，在制動盤過度磨損表面激光再制造鈷基合金熔覆層后，其耐磨性能得到提高。

圖8 原始制動盤和激光再制造制動盤磨損表面三維形貌和二維輪廓Fig.8 Three-dimensional morphology (a-b) and two-dimensional profile (c-d) of original brake disc (a, c) andlaser remanufactured brake disc (b, d)

3 結(jié) 論

(1) 利用激光再制造技術在30CrSiMoVA鋼制動盤過度磨損表面制備了厚1.5 mm的Co06合金熔覆層,其與基體實現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，未出現(xiàn)裂紋、氣孔等缺陷，鈷元素在熔覆層與基體界面處發(fā)生了元素擴散。熔覆層的平均顯微硬度為548 HV，是30CrSiMoVA鋼顯微硬度的2.3倍，制動盤的表面硬度得到顯著提高。

(2) 未經(jīng)過度磨損的原始制動盤的平均摩擦因數(shù)為0.515，過度磨損表面激光再制造后制動盤的平均摩擦因數(shù)降至0.485，且整體摩擦因數(shù)隨試驗轉(zhuǎn)動圈數(shù)的變化較穩(wěn)定；未經(jīng)過度磨損的原始制動盤和過度磨損表面激光再制造后制動盤的磨損機制均為疲勞磨損和磨粒磨損，但過度磨損表面激光再制造后制動盤的磨損程度較輕微；過度磨損表面激光再制造后制動盤的磨損體積為7.709 mm3，小于原始制動盤(10.011 mm3)，在制動盤過度磨損表面激光再制造鈷基合金熔覆層后，其耐磨性能得到提高。