刘伟斌,李新梅,井振宇 (新疆大学机械工程学院,乌鲁木齐 830017)

摘 要:采用不同激光功率(1.1,1.3,1.5kW)在45钢表面激光熔覆制备 WC增强 Ni35合金熔 覆层,利用光学显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪、显微维氏硬度计、摩擦磨损试验机、电化学 工作站等研究了激光功率对熔覆层组织与性能的影响。结果表明:随着激光功率增大,熔覆层表面 宏观裂纹减少,熔覆层稀释率增大;随着激光功率增大,熔覆层的显微硬度升高,磨损量和摩擦因数 减小,不同激光功率熔覆层的耐磨性均优于基体;当激光功率为1.5kW 时,相比于基体,熔覆层的 表面平均硬度提高了约270%,磨损量和摩擦因数分别降低了95.2%和54.93%;随着激光功率的 增大,熔覆层的自腐蚀电位先减小后增加,自腐蚀电流密度先增大后降低,当激光功率为1.5kW 时,熔覆层的自腐蚀电流密度最小,耐腐蚀性相对较好。

关键词:激光熔覆;WC/Ni35合金熔覆层;激光功率;显微组织;耐腐蚀性能;耐磨损性能 中图分类号:TG174.4 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)10-0027-07

0 引 言

磨损、腐蚀和疲劳是造成工件失效的3种主要 形式[1-3],每年因工件失效造成的经济损失巨大。船 舶传动轴的作用是与变速器和驱动桥一起传递动力,因长期与海水接触易发生腐蚀、磨损而导致失 效。为了延长船舶传动轴的使用寿命,常采用激光 熔覆、热喷涂、气相沉积等技术对其表面进行改性、 修复[4-6]。其中热喷涂、气相沉积等技术制备的涂层 与基体结合较差,修复效果不是太好;而激光熔覆的 高能量激光束可使合金粉末和基体表面熔化产生良 好的冶金结合,从而得到性能优异的熔覆层[7-10],该 技术因具有精度高、工艺可控、耗时短、效率高、热影 响区小、应用范围广等优点而受到广泛关注[11-13]。 杨晓红等[14]在45钢表面制备了 Ni35合金激光熔 覆层,发现其耐磨、耐蚀性能较基体有很大提高。张 艳梅等[15]对激光熔覆制备 WC 颗粒增强镍基合金 熔覆层中的裂纹进行了研究,发现当 WC质量分数 超过30%时熔覆层的脆性增加,开始产生裂纹,且 WC含量越多,裂纹数量 越 多。陆 海 峰 等[16]在 45 钢表面采用激光熔覆技术制备了 WC 增强镍基合 金熔覆层,通过工艺优化得到了无孔洞和裂纹缺陷 的熔覆层。周继烈等[17]研究了 WC 增强镍基合金 熔覆层易开裂的原因,发现是由于激光束使熔覆层 存在非稳态热应力而导致的,对基体进行预热可以避 免裂纹产生。FU 等[18]研究了在40Cr钢表面激光熔 覆镍基合金过程中熔覆层中产生裂纹的影响因素,发 现激光功率和扫描速度是主要的影响因素。崔岗 等[19]分析了扫描速度对激光熔覆 WC增强镍基合金 熔覆层成形性、组织和性能的影响,发现扫描速度越 大,熔覆层越容易出现裂纹,柱状晶从底部延伸的生 长宽度越小,晶粒越细小,显微硬度越大,熔覆层的耐 磨、耐腐蚀性越好。 综上所述,WC 增强镍基合金熔覆层具有很好 的耐磨性与耐腐蚀性,但 WC 质量分数、制备工艺 参数等的选择不合理会造成熔覆层出现孔洞和裂纹 缺陷。目前,扫描速度对熔覆层组织与性能的影响 已有相关研究,而激光功率对其组织与性能的影响 的研究较少。为此,作者以前期试验得到的性能最 优的质量分数11%WC增强 Ni35合金熔覆层为研 究对象[20],研究不同激光功率对熔覆层组织和性能 的影响,以获得耐磨性、耐腐蚀性更优的熔覆层。

1 试样制备与试验方法

基体 材 料 选 用 45 钢,尺 寸 为 150 mm × 60mm×8mm。先用600 # 砂纸对基体打磨,再用 1000 # 砂纸细磨,采用酒精清洗后,吹干,置于干燥 箱中待用。熔覆材料选用球形 Ni35合金粉和 WC 粉,清河县创盈金属材料有限公司生产,Ni35合金粉 的粒径为53~106μm,化学成分见表1,WC粉的粒 径为23~53μm,纯度不低于99%。将 Ni35合金粉 与 WC粉按质量比89∶11混合,并使用 KQM 型行 星式球磨机混合均匀。由 图1 可见,Ni35 合金粉 与 WC粉均为球形,混合粉也保持了原有的球形度 和粒径,满足激光熔覆同步送粉法的要求。激 光 熔 覆 设 备 主 要 由 KUKA 机 器 人、YLS2000型激光器(最大功率2kW)组成;熔覆时采用 氩气保 护,流 量 为 15L·min -1,激 光 功 率 分 别 为 1.1,1.3,1.5kW,送粉速度为2g·min -1,扫描速度 为4mm·s -1,光斑直径为2mm。采用激光熔覆同 步送粉方式在45钢基体表面制备长度为500 mm 的单道单层 WC增强 Ni35合金熔覆层。用400 # ~ 3000 # 砂纸依次对熔覆层横截面进行研磨,采用jt3000b型工业电子测量显微镜测量熔覆层横截面的 尺寸并计算稀释率,将稀释率控制在5%~20%内, 确保熔覆层与基体有良好的冶金结合[21]。熔覆层 截面如图2所示,稀释率计算公式[22-23]为μ= A2 A2 +A1 ×100% = h h+H ×100% (1) 式中:μ 为稀释率;A2 为基体熔化部分的横截面积, mm 2;A1 为熔覆层的横截面积,mm 2;h 为基体的熔 化深度,mm;H 为熔覆层高度,mm。

用 W0.25金刚石抛光剂对熔覆层进行抛光,采 用王水腐蚀15s,用LEO-1430VP型扫描电子显微镜 (SEM)对其表面及横截面进行微观形貌观察,用4XB 型双目倒置光学显微镜(OM)进行显微组织观察。采 用 D&Advance型 X射线衍射仪(XRD)测定熔覆层 物相,采用铜靶,管电压为40kV,管电流为30mA, 扫描速率为2(°)·min -1,扫描范围为10°~90°,步长 为0.02°。用 HXD-1000TB 型维氏硬度计测试熔覆 层、热影响区和基体的硬度,载荷为0.2N,保载时间 为15s。从熔覆层表面到基体每隔一段距离取点测 试,并取平均值。如图3所示,通过 M-2000型磨损 试验机 进 行 摩 擦 磨 损 试 验,熔 覆 层 试 样 尺 寸 为 31mm×7mm×8mm,对磨副为直径40mm 的淬 火态45钢环,显微硬度为700HV。试验时熔覆层试样固定不动,对磨副旋转,转速为180r·min -1,载荷为 150N,时间为30min,通过失重法计算熔覆层磨损 量。采用CHI660E电化学工作站进行电化学试验, 参比电极为饱和甘汞电极(SCE),辅助电极为铂电 极(1mm×1mm),工作电极为熔覆层试样,电解液 为质量分数3.5%的 NaCl溶液,试验的初始电位为 -1.5V,终止电位为1V,扫描速率为2 mV·s -1; 阻抗频率范围为10 -2~10 5 Hz,幅值为1V。

2 试验结果与讨论

2.1 对截面与表面形貌的影响

由图4和图5可见:当激光功率为1.1kW 时, 熔覆层和基体的结合线比较平直,热影响区不明显, 熔覆层表面未熔颗粒较多,且存在较多裂纹;当激光 功率增大到1.3kW 和1.5kW 时,熔覆层和基体结 合线均呈弧形,热影响区较大。1.3kW 时,熔覆层 截面上有数个气孔,熔覆层表面未熔颗粒减少,裂纹 较1.1kW 时少;1.5kW 时,熔覆层表面比较光亮平整,相对其他2个功率下的熔覆层无明显缺陷。这 是因为当功率较低时,激光束能量不足,只能将部分 粉末熔化且基体吸收的能量较低,当激光功率高达 1.5kW 时,激光能量足以使粉末充分熔化。不同功 率下熔覆层熔池形状不同,这是由于激光功率不同, 温度场不同造成的;不同温度场形成的温度差和表 面张力差驱使合金液体流动并因温度快速下降而瞬 间凝固;凝固由熔池表面中心向两边扩展,使熔化区 域形成月牙形结构。这是由于熔池同时受到表面张 力和重力作用,熔池中心处重力和表面张力的作用相 互抵消,而熔池两边张力最大、重力次之造成的[24-25]。 由表2可知,当功率为1.1kW 时,熔覆层的稀 释率仅为2.57%,熔覆层与基体结合较弱,原因是 功率低,能量只能使部分粉体熔化,且熔化的基体较 少。当功率从1.1kW 升至1.3kW,稀释率升高明 显;当再从1.3kW 升至1.5kW,稀释率升高不明 显。随着功率从1.1kW 增加到1.5kW,基体的熔 化深度从0.05mm 增加到0.25mm,熔覆层高度先 减小后增大,这是因为随着功率的增加,能量使粉体 熔化的同时,基体的熔化量也增多。稀释率过小时, 熔覆层与基体结合力不足,开裂最严重;然而稀释率 过大时,大量基体元素渗入熔覆层,会降低熔覆层性 能[26]。当功率为1.5kW 时,熔覆层高度满足加工 要求且稀释率为12.69%,熔覆层与基体冶金结合 良好。

2.2 对显微组织与物相组成的影响

由图6可见:1.1kW 制备的熔覆层组织不均 匀,长枝晶还未形成,粉末未充分熔化;1.3kW 熔 覆层中间区域开始形成长枝晶,周围区域还存在短 枝晶且无固定的方向性;当功率为1.5kW 时,粉末 充分熔化,化 合 物 结 合 稳 定,组 织 主 要 由 长 枝 晶、 短枝晶、等轴晶组成,分布区域明显且均匀。可见 随着激光功率的增大,熔覆层组织更加细化,分布 逐渐均匀由图7 可 见,不 同 功 率 制 备 的 熔 覆 层 均 由 γ- (Ni,Fe)固 溶 体,碳 化 物 Cr7C3、Cr2C3 和 硼 化 物 NiB、CrB等相组成,熔覆层中各物相的衍射峰位置 均没有出现偏离。其中,1.3kW 制备的熔覆层与 1.1kW 和1.5kW 时相比,在22.5°,28.5°,38.7°, 46.9°,48.8°的衍射峰强度更高,且功率1.5kW 时, 在22.5°,28.5°,35°,38.7°,42.5°,46.9°和 48.8°等 处衍射峰强度明显减小,说明粉末的熔化量增多, 另外在43.7°和82.5°处有新的 γ-(Ni,Fe)固溶体、 Cr7C3 和 Cr2C3 等 相 的 衍 射 峰 出 现。这 是 因 为 随 着激光功率增加,熔覆粉末吸收的能量增加,粉末 的熔化量增加,通过固溶反应形成更多的新相,并 形成稳定的化合物。

2.3 对显微硬度的影响

不同功率制备的熔覆层的平均硬度与基体相比 都有所提高,平均硬度在700HV 以上,而基体的平 均硬度为260HV,提高了约270%,且功率越大硬 度越高。原因是随着激光功率增大,生成的碳化物 Cr7C3、Cr2C3 和硼化物 NiB、CrB等硬质相含量多; 另外,功率增加也会使熔覆层晶粒细化,因 此 1.5 kW 时熔覆层硬度高于其他2个功率的。熔覆层局 部位置有数值偏高,这是因为测点 在 WC 增 强 相 上。热影响区的平均硬度在600 HV 以上,原因是 基体温度超过了奥氏体化温度,在快速冷却的条件 下奥氏体转变为细小的马氏体[27]。

2.4 对摩擦磨损性能的影响

经测试,基体的摩擦因数与磨损量分别为0.71, 0.21g。从表3可以看出,随着功率从1.1kW 增加 到1.5kW,熔覆层的摩擦因数呈下降趋势,当功率达 到1.5kW 时,熔覆层摩擦因数最小为0.32,较基体降 低了54.93%。这是因为熔覆层硬度提高,摩擦因数会 相应降低。当功率从1.1kW 增大到1.5kW 后,熔覆 层的磨损量也呈降低趋势,功率为1.5kW 时,熔覆层 耐磨性最好,磨损量下降了95.2%。由图8可见:激光功率1.1kW 时制备的熔覆层 磨损表 面 有 犁 沟 和 部 分 黏 着 层,随 功 率 增 加 到 1.3kW 时,磨损表面犁沟变浅,且伴有微量片状黏 着层;再增大到 1.5kW 后,磨损表面有微犁沟 存 在,摩擦痕迹细微,磨痕很浅,磨损表面趋于光滑。 这是因为激光功率1.5kW 的熔覆层硬度最大,而 且此时 WC 得 到 充 分 熔 化,熔 覆 层 中 的 Cr7C3 和 Cr2C3 等相含量变多,在磨损过程中起到骨架支撑 作用,承担了主要载荷。

2.5 对电化学性能的影响

由表4可以看出,功率为1.5kW 时,熔覆层的 自腐蚀电流密度最小,自腐蚀电流密度能够反映熔 覆层的耐腐蚀性能,其值越小,腐蚀速率越慢,耐腐 蚀性能越好。因此,功率为1.5kW 时,熔覆层耐腐 蚀性最好。由图9可以看出,不同功率制备熔覆层 的阴极极化区域电流滞后,且有曲线跳动现象,阳极 区域都有钝化现象,其中功率1.1,1.3kW 时的熔覆 层钝化速率比1.5kW 时快,且钝化区域明显。其中 功率为1.1kW 和1.3kW 时的熔覆层都出现明显的 活化钝化过渡区,自腐蚀电流密度急速上升,这说明 熔覆层试样表面钝化膜受到破坏而发生点蚀,溶液 中 Cl - 与试样新表面发生吸附,加快了钝化膜的溶 解。1.5kW 时熔覆层的钝化区一直处于慢腐蚀状态,活化钝化过渡区较小。可见随着功率的增加,熔 覆层钝化速率变慢,活性钝化过渡区减小,耐腐蚀性 增强。功率为1.1kW 和1.3kW 时熔覆层均出现裂 纹缺陷,降低了涂层的耐腐蚀性;当功率为1.5kW时,熔覆层无裂纹缺陷,耐腐蚀性增强,同时1.5kW 时熔覆层的析出相碳化物 Cr7C3 和 Cr2C3 增多,组 织得到细化且分布均匀,因此耐腐蚀性能提高。

阻抗弧的曲率半径也反映了熔覆层的耐腐蚀能 力,阻抗弧半径越大,耐腐蚀性越好,由图10可以看 出:在中频区,功率为1.1kW 和1.3kW 时,熔覆层 容抗弧重心下降,表明试样开始剥蚀,在低频区域受 到 Cl - 影 响 点 蚀 加 剧,腐 蚀 产 物 增 多;功 率 为 1.5kW 时,熔覆层在中频区和低频区仍处于钝化状 态,还未发生活化。激光功率为1.5kW 时,熔覆层 的容抗弧半径最大,其耐腐蚀性相对最好。

3 结 论

(1)随着激光功率的增大,熔覆层的稀释率增 大,与基体结合性变好,且熔覆层组织更加均匀致密。 (2)随着激光功率的增大,熔覆层新物相逐渐 生成,功率1.5kW 时新的物相γ-(Ni,Fe)固溶体产 生,Cr7C3 和 Cr2C3 相含量增多,熔覆层物相主要由 γ-(Fe,Ni)、CrB、NiB、FeNi、Cr7C3 和 Cr2C3 等 组 成。 (3)随着激光功率的增大,熔覆层的显微硬度 升高,磨损量和摩擦因数均呈下降趋势,耐磨性均优 于基体;功率为1.5kW 时,熔覆层的表面平均硬度 比基 体 提 高 约 270%,磨 损 量 为 基 体 磨 损 量 的4.8%,摩擦因数较基体下降了54.93%。 (4)随着激光功率的增大,熔覆层的自腐蚀电 位先减小后增加,自腐蚀电流密度先增大后降低,当 功率为1.5kW 时,熔覆层的耐腐蚀性相对最好。

来源：材料与测试网