佟靜， 蘇翀

（1.南京科技職業(yè)學院智能制造學院，南京 211500；2.南京郵電大學計算機學院，南京 210003）

目前，表面改性技術有超音速噴涂[1]、氣相沉積法[2]、噴丸法[3]、激光熔覆[4]等，但氣相沉積所制備的涂層存在不耐磨、不可控等缺點，噴丸對材料表面的變形量較大，超音速噴涂制備的涂層與基體之間形成的是機械結合，強度不高，而激光熔覆不存在以上缺點。激光熔覆是20世紀70年代因激光器的發(fā)展而興起的一項新型表面改性技術[5-7]，其原理是根據(jù)實際需求利用高能激光束將高硬度、耐高溫、耐磨耐腐蝕等特點的合金或陶瓷粉末與基體快速熔凝，再通過后期的機械加工使基體表面形成一層具有特定性能的熔覆層，從而達到提高基體材料表面硬度、抗高溫氧化、耐磨耐腐蝕、力學等性能[8-11]的目的。激光熔覆技術具有熱影響區(qū)小、稀釋率低，工藝過程自動化的優(yōu)點，其冷卻速度快，可獲得細晶組織，制備的涂層與基體間形成冶金結合，強度較高。程彩霞等研究了激光熔覆NiCr/TiAl涂層對內燃機用Ti600鈦合金的綜合性能的影響，結果顯示，涂層中的晶粒明顯細化，主要由等軸晶、枝狀晶、塊狀晶和部分球形晶粒組成，涂層的HV硬度達到832，涂層的磨損率遠遠小于基體的，可大大提升內燃機用鈦合金的摩擦磨損性能[12]。

常見的熔覆粉末有鐵基合金粉末、鎳基合金粉末、鈷基合金粉末，而陶瓷粉末相比于金屬粉末具有更高強度、硬度和耐磨耐腐蝕抗高溫性能，因此國內許多研究者[13-14]通過在合金粉末中加入陶瓷顆粒粉末對涂層硬度、強度進行進一步的提升。邵海泉利用激光熔覆在車用ZL205A鋁合金表面制備Al2O3/NiCrAl復合涂層，研究了涂層的組織和摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)制備的涂層表面平坦、厚度均勻，添加Al2O3陶瓷顆粒后，起到了明顯的細化組織、提高硬度、耐磨損的作用[15]。程改蘭等在刀具用W18Cr4V鋼表面激光熔覆CoMoN/WC涂層，涂層與基體之間達到異冶金結合狀態(tài)，涂層橫截面硬度呈現(xiàn)梯度分布，且相比于基體有了大幅度的提高[16]。Ni60合金粉末是一種常用的鎳基合金熔覆粉末，具有高硬度、耐磨、耐腐蝕等特點，且Ni60粉末中的B、Si元素可起到除氣的作用，本研究以物流機器人機械臂用AlSi10Mg鋁合金為基體，利用激光熔覆在表面制備了單道和多道WC-Ni60復合涂層，對單道涂層的宏觀形貌、缺陷、稀釋率和硬度進行了分析，對多道涂層拉伸試樣的力學性能進行研究，為提高物流機器人機械臂材料的強度提供一種研究方法。

1 實 驗

1.1 材料與熔覆層的制備

實驗采用的基體材料是AlSi10Mg鋁合金（化學成分如表1所列），單道熔覆基材尺寸50 mm×50 mm×15 mm，多道熔覆基材尺寸為?20 mm×100 mm，先用砂紙對基材表面進行打磨去除氧化物，再在無水乙醇中超聲清洗，去除油污，預熱至250℃。采用的熔覆粉末是WC-Ni60粉末，直徑為45～10μm，WC含量占20%，Ni60粉末化學成分如表2所列。熔覆前，先將熔覆粉末放置在真空干燥箱中進行干燥處理，然后按球料質量比8∶1放入行星式球磨機中球磨5 h，球磨轉速為250 r/min，硬脂酸作為穩(wěn)定劑以防在球磨過程中發(fā)生冷焊。實驗選用的是YAG半導體光纖激光加工系統(tǒng)，采用同軸同步送粉工藝，激光熔覆如圖1所示，激光功率分別為0.6、0.8、1.0、1.2 kW，光斑直徑為3 mm，送粉速率為15 g/min，激光掃描速度為200 mm/min，實驗在氬氣保護下進行，氬氣流速為25 L/min，進行單道熔覆時須先將基材向無人處墊起一側，以防激光反射對人或設備造成傷害，多道熔覆時搭接率為50%，轉速為50 r/min。

圖1 激光熔覆示意Fig.1 Schematic diagram of laser cladding

表1 AlSi10Mg鋁合金化學成分Table 1 Chemical composition of AlSi10Mg alloy

表2 Ni60粉末化學成分Table 2 Chemical composition of Ni60 powder

1.2 表征及性能測試

熔覆試樣自然冷卻后，使用DK7735型線切割機對試樣進行切割，用無水乙醇進行超聲清洗，并用XQ-1型金相鑲嵌機進行鑲嵌制樣，將金相試樣用粒度分別為74μm、23μm的砂紙粗磨后，再用粒度分別為13μm、6.5μm的砂紙進行精磨，在拋光機上進行拋光處理，用HCl、HF和HNO3（體積比3∶2∶5）的混合液蝕刻，超聲清洗、吹干。在自帶能譜分析儀（EDS）的Quanta200型掃描電子顯微鏡下進行單道熔覆層的形貌和元素組成觀察，分析熔覆層和基材的結合情況。利用X射線衍射儀對熔覆層表面進行物相分析，采用Cu-Kα射線，電壓為35 kV，電流為0.2 A，掃描角度為10°～80°。利用HXS-1000A型顯微硬度計對單道熔覆層的硬度進行分析，加載載荷為30 g，加載時間為10 s，每個試樣在熔覆層橫截面上沿表面向基體內部方向取8個點。利用粘接試驗法測定單道熔覆層與基體的結合強度，將多道熔覆的鋁合金金屬棒打磨光滑后在車床上加工制成拉伸試樣，然后在UTM5105型萬能拉伸試驗機上進行拉伸試驗，拉伸速率為1.5 mm/min，拉伸結束后在掃描電鏡下分析拉伸斷口形貌。

2 結果與分析

2.1 激光功率對熔覆層宏觀形貌的影響

圖2所示為不同激光功率時AlSi10Mg鋁合金表面單道熔覆WC-Ni60粉末熔覆層橫截面宏觀形貌，熔覆層與基體之間形成明顯的冶金結合，熔覆層宏觀形貌受激光功率的影響。從圖2中可以明顯看出，隨著激光功率的增大，熔覆層高度先增大后減小，寬度不斷增大，熔池深度也不斷增大。由于激光功率不斷增大，被熔覆粉末更多，導致熔覆層高度和寬度增大，熔覆層中WC顆粒明顯增多，但激光功率過大時，被熔化基體更多，導致熔池更深，熔覆層相對下陷，導致高度降低，且部分WC顆粒被熔化和分解成W2C。圖2（a）所示為激光功率為0.6 kW時，熔覆層表面較粗糙，高度較低，寬度較小，熔池深度較淺，此時由于WC的密度較大，WC顆粒沉入熔覆層中下部。當激光功率為0.8 kW時，熔覆層宏觀形貌如圖2（b）所示，熔覆層高度變高，寬度變大，熔池深度變深，熔覆層表面及橫截面上無明顯缺陷，大部分WC顆粒分布在熔覆層中下部，由于熔池內產生對流，部分WC顆粒隨熔體流動到熔覆層頂部。當激光功率為1.0 kW時，熔覆層的宏觀形貌如圖2（c）所示，熔覆層高度變高，寬度增大，熔池深度變深，此時熔池內產生強對流，使得WC顆粒分布均勻。當激光功率達到1.2 kW時，圖2（d）顯示了熔覆層宏觀形貌，熔覆層高度變低，寬度變大，熔池深度更深，熔覆層表面產生一些裂縫，WC顆粒均勻分布。隨著激光功率的增大，激光能量密度更大，熔覆的粉末和基體材料更多，熔池內部對流變劇烈，因此熔池深度變深，熔覆層寬度變大，高度先變高，但當激光功率增大到1.2 kW時，相同時間內熔覆的粉末量變多，更多的能量被基體吸收，熔化形成熔池，使得熔池更深，熔覆層高度變低，且過大的能量會使熔覆層的溫度梯度和熱應力變大，從而在熔覆層淺層產生熱裂，形成裂紋。

圖2 不同激光功率下熔覆層宏觀形貌Fig.2 The macromorphology of the cladding layer with different laser powers

如圖3（a）所示，熔覆粉末和基體在經(jīng)過高能激光束輻照后，產生瞬時高溫，根據(jù)溫度梯度分布，可將金相試樣分為4個區(qū)域，區(qū)域1是熔覆層頂部，區(qū)域2是熔覆層中部，區(qū)域3是冶金結合區(qū)，區(qū)域4是基體區(qū)。在激光熔覆過程中，在保證熔覆層與基體之間的良好冶金結合效果的同時，還要盡量使熔覆層的稀釋率λ[17]足夠低，熔覆層稀釋率計算如式（1）所示:

式（1）中：h為熔池深度；H為熔覆層高度。

圖3（b）顯示了不同激光功率下熔覆層的稀釋率變化和熔覆層與基體結合強度，增大激光功率，熔覆層稀釋率先減小后增大，熔覆層與基體結合強度先增大后減小，當激光功率為1.0 kW時，熔覆層稀釋率最小，約為15%，熔覆層與基體結合強度最大，達到282.6 MPa，熔覆層與基體間的冶金結合效果較優(yōu)。過低的激光功率無法使熔覆粉末完全熔化，熔覆層表面較粗糙，且被熔化的基體較少，對熔覆材料的稀釋效果不佳，過高的激光功率使得稀釋率過高，熔覆層與基體間的結合效果不佳，熔覆層橫截面淺層出現(xiàn)裂紋，不利于熔覆層的性能提升[18]。因此，其他工藝參數(shù)不變時，激光功率為1.0 kW制備的熔覆層表面無明顯缺陷，且稀釋率較低，與基體的結合效果較優(yōu)。

圖3 熔覆層Fig.3 Cladding layer

2.2 熔覆層微觀組織分析

圖4所示激光功率為1.0 kW時單道熔覆層的XRD分析結果圖和SEM微觀形貌圖。圖4（a）中出現(xiàn)WC、W2C、NiAl、Ni3Al、Ni3Si、G2B （G=Ni、Fe）、M7C3、M23C6（M=Cr、Fe）相，這證明熔覆過程中，Ni60與Al發(fā)生反應生成了NiAl和Ni3Al相[19]，B元素的存在可以起到細化熔覆層組織的作用，Si元素可提高熔覆層的硬度。圖4（b）、圖4（c）、圖4（d）是當激光功率為1.0 kW時熔覆層的微觀形貌SEM圖。圖4（b）顯示了區(qū)域1的SEM圖，為胞狀細晶區(qū)，由于熔體成分均勻，且溫度梯度大造成此區(qū)域過冷度大，從而形成胞狀細晶區(qū)，結合XRD分析結果與點A處EDS分析結果可知，此胞狀晶為NiAl和Ni3Al。圖4（c）所示為區(qū)域2的SEM圖，此區(qū)域的WC顆粒附近有亮白色相存在，根據(jù)亮白色相的EDS能譜分析發(fā)現(xiàn)，主要由Fe、Cr、C元素組成，結合XRD分析結果，此亮白色相是在熔覆過程中析出的碳化物M7C3和M23C6相[20]，在熔覆時，WC發(fā)生熱分解生成W2C和C[21-22]，C在向外擴散過程中與Cr、Fe結合，在凝固過程中析出碳化物M7C3和M23C6相。圖4（d）中顯示了區(qū)域3的微觀組織，結合區(qū)主要呈現(xiàn)出具有方向性的樹枝晶，且對結合區(qū)進行EDS面掃描，從圖4（e）中可以發(fā)現(xiàn)Ni元素含量逐漸降低，而從圖4（f）中可以看出Al元素含量逐漸升高，Ni、Al元素的漸變說明熔覆層與基體之間形成了良好的冶金結合。

圖4 熔覆層XRD圖譜及微觀組織Fig.4 XRD pattern and microstructure of cladding layer

2.3 熔覆層顯微硬度分析

圖5所示為激光功率為1.0 kW時單道熔覆層橫截面的硬度變化情況，從熔覆層表面向基體方向，隨著距表面距離的增大，熔覆層的HV硬度先增大后減小，最后減小到接近基體的HV硬度81.3，熔覆層HV硬度在680.2～960.6之間。HV硬度出現(xiàn)這種變化的原因是，熔覆層頂部過冷度大，細化程度高，組織致密，主要由細小的胞狀晶NiAl和Ni3Al相組成，HV硬度相較于基體得到大幅度提升。熔覆層中部均勻分布著WC顆粒，附近含有大量碳化物析出相M7C3和M23C6相，WC和析出相M7C3和M23C6的HV硬度均比NiAl和Ni3Al大，因此熔覆層HV硬度逐漸增大而后又減小。結合區(qū)HV硬度在196.5～560.7之間，相比于熔覆層有較大的減小，主要是因為結合區(qū)的組織變得粗大，主要由粗大的具有方向性生長的樹枝晶組成，且基體對熔覆層有稀釋作用，越靠近基體稀釋作用越大，HV硬度的降低幅度越大，最后HV硬度降低到接近基體的硬度值。綜上所述，在AlSi10Mg鋁合金表面單道熔覆WC-Ni粉末可制備高硬度的熔覆層。

圖5 單道熔覆層橫截面顯微硬度變化曲線Fig.5 Microhardness change curve of cross section of single cladding layer

2.4 熔覆層拉伸性能分析

對基體和激光熔覆強化后的拉伸試樣棒進行室溫拉伸試驗，其拉伸測試結果如表3所列，拉伸試樣多道熔覆層厚度約為0.7 mm，打磨光滑后在車床上加工主要作用是去除熔覆層表面的疏松層，裸露在外面的多道熔覆層強度更高。從表3中可以明顯看出，激光熔覆后的試樣拉伸性能得到明顯的提升，熔覆后試樣的抗拉強度增大到313 MPa，延伸率減小到1.3%，相比于基體分別提高了21.8%和降低了27.8%。多道熔覆層拉伸試樣斷口整體形貌如圖6所示，圖6中左側為基體區(qū)域拉伸斷口形貌，斷口形貌有較大的解離面，中間部分為冶金結合區(qū)，右側為熔覆層區(qū)域的拉伸斷口形貌，斷口表面較平坦，斷口有分布較多均勻的細小韌窩。從圖6中可以看出，從基體到熔覆層方向斷口并無明顯的斷層和高度差，無明顯剝離，冶金結合區(qū)域拉伸斷口過渡平緩，這說明熔覆層與基體之間達到良好的冶金結合，拉伸斷口與微觀組織分析的結果一致。熔覆區(qū)拉伸斷口有密集且較深的韌窩，結合區(qū)部分的拉伸斷口可以看到許多具有方向性的晶粒界面，基體部分的拉伸斷口出現(xiàn)大量的解離面和較淺的韌窩，熔覆試樣拉伸斷口整體表現(xiàn)以韌性斷裂為主。激光熔覆的快速凝熔特點使得WCNi復合涂層微觀組織均勻細小，細小的組織有利于材料的力學性能提升，與基體結合強度更高，熔覆層的存在大大提升了材料整體的拉伸性能，而不只是提升了熔覆層部分的拉伸性能。熔覆試樣力學性能得到提升主要是細晶強化和顆粒強化的共同作用，由于激光熔覆快速熔凝的特點，導致熔覆層的過冷度大，且B元素可細化組織，導致熔覆層的組織相對細小均勻，有利于細晶組織的產生，且在熔覆區(qū)與結合區(qū)產生的NiAl、Ni3Al、Ni3Si、M7C3、M23C6相有較高的強度，對試樣的力學性能有提升作用，此外，嵌入在熔覆層中的WC顆粒起到了顆粒強化的作用，在一定程度上提高了熔覆試樣的強度。

表3 試樣拉伸測試結果Table 3 Tensile test results of samples

圖6 熔覆試樣拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of cladding sample

3 結 論

利用激光熔覆在AlSi10Mg鋁合金成功制備單道熔覆層金相試樣和多道熔覆層拉伸試樣，對單道熔覆層的微觀組織和拉伸試樣的拉伸性能進行分析，結果如下：

1）在單道熔覆下，不同激光功率的熔覆層宏觀形貌不一，隨著激光功率的增大，單道熔覆層高度先增大后減小，熔池深度增大，寬度增大，稀釋率先減小后增大，當激光功率為1.0 kW時單道熔覆層稀釋率達到最小，與基體結合強度達到最大，冶金結合效果較優(yōu)，功率過低導致粉末無法完全熔化，功率過高導致熔覆層產生裂紋。

2）激光功率為1.0 kW時單道熔覆層主要由WC、W2C、NiAl、Ni3Al、Ni3Si、M7C3、M23C6（M=Cr、Fe）組成，熔覆層頂部由胞狀晶組成，中部存在大量WC顆粒和亮白色析出相M7C3、M23C6，結合區(qū)由具有方向性的樹枝晶組成，結合區(qū)的元素過渡說明熔覆層與基體之間形成冶金結合。

3）激光功率為1.0 kW時單道熔覆層橫截面HV硬度先增大后減小，最大達到960.6。多道熔覆拉伸試樣抗拉強度增大到313 MPa，延伸率減小到1.30%，相比于基體分別提高了21.80%和降低了27.80%。熔覆拉伸斷口表面整體較平坦，熔覆區(qū)有較多分布均勻的細小韌窩，熔覆層與基體之間無明顯剝離。