激光功率对WC增强Ni35合金激光熔覆层组织与性能的影响

2022-11-21刘伟斌李新梅井振宇

机械工程材料 2022年10期

刘伟斌，李新梅，井振宇

(新疆大学机械工程学院，乌鲁木齐 830017)

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×60 mm×8 mm。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53106 μm，化学成分见表1，WC粉的粒径为2353 μm，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。

图1 Ni35合金粉、WC粉及其球磨混合粉的SEM形貌Fig.1 SEM morphology of Ni35 alloy powder (a), WC powder (b) and their ball-milling mixed powders (c)

表1 Ni35合金粉末的化学成分

激光熔覆设备主要由KUKA机器人、YLS-2000型激光器(最大功率2 kW)组成；熔覆时采用氩气保护，流量为15 L·min-1，激光功率分别为1.1,1.3,1.5 kW，送粉速度为2 g·min-1,扫描速度为4 mm·s-1，光斑直径为2 mm。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jt-3000b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

(1)

式中：μ为稀释率；A2为基体熔化部分的横截面积，mm2；A1为熔覆层的横截面积，mm2；h为基体的熔化深度，mm；H为熔覆层高度，mm。

图2 熔覆层截面示意Fig.2 Digram of cross section of cladding layer

用W0.25金刚石抛光剂对熔覆层进行抛光，采用王水腐蚀15 s，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40 kV，管电流为30 mA，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0.2 N，保载时间为15 s。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31 mm×7 mm×8 mm，对磨副为直径40 mm的淬火态45钢环，显微硬度为700 HV。试验时熔覆层试样固定不动，对磨副旋转，转速为180 r·min-1，载荷为150 N，时间为30 min，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(1 mm×1 mm)，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-1.5 V，终止电位为1 V，扫描速率为2 mV·s-1；阻抗频率范围为10-2105Hz，幅值为1 V。

图3 摩擦磨损试验示意Fig.3 Diagram of friction and wear experiment

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1.1 kW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1.3 kW和1.5 kW时，熔覆层和基体结合线均呈弧形，热影响区较大。1.3 kW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1.1 kW时少；1.5 kW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1.5 kW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]。

图4 不同激光功率制备熔覆层的截面微观形貌Fig.4 Cross-section micromorphology of cladding layers prepared by different laser powers

图5 不同激光功率制备熔覆层的表面宏观形貌Fig.5 Surface macromorphology of cladding layers prepared by different laser powers

由表2可知，当功率为1.1 kW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1.1 kW升至1.3 kW，稀释率升高明显；当再从1.3 kW升至1.5 kW，稀释率升高不明显。随着功率从1.1 kW增加到1.5 kW，基体的熔化深度从0.05 mm增加到0.25 mm，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1.5 kW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。

表2 不同激光功率制备熔覆层的几何参数和稀释率

2.2 对显微组织与物相组成的影响

由图6可见:1.1 kW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； 1.3 kW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1.5 kW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。

图6 不同激光功率制备熔覆层的显微组织Fig.6 Microstructure of cladding layers prepared by different laser powers

图7 不同激光功率制备熔覆层的XRD谱Fig.7 XRD patterns of cladding layers prepared by different laser powers

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，1.3 kW制备的熔覆层与1.1 kW和1.5 kW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1.5 kW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700 HV以上，而基体的平均硬度为260 HV，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0.71,0.21 g。从表3可以看出，随着功率从1.1 kW增加到1.5 kW，熔覆层的摩擦因数呈下降趋势，当功率达到1.5 kW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1.1 kW增大到1.5 kW后，熔覆层的磨损量也呈降低趋势，功率为1.5 kW时，熔覆层耐磨性最好，磨损量下降了95.2%。

表3 不同激光功率制备熔覆层的摩擦因数与磨损量

由图8可见：激光功率1.1 kW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1.3 kW时，磨损表面犁沟变浅，且伴有微量片状黏着层；再增大到1.5 kW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1.5 kW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。

图8 不同激光功率制备熔覆层的磨损表面SEM形貌Fig.8 SEM Morphology of wear surface of cladding layers prepared by different laser powers

2.5 对电化学性能的影响

图9 不同激光功率制备熔覆层的Tafel极化曲线Fig.9 Tafel polarization curves of cladding layers prepared by different laser powers

由表4可以看出，功率为1.5 kW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1.5 kW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1.1,1.3 kW时的熔覆层钝化速率比1.5 kW时快，且钝化区域明显。其中功率为1.1 kW和1.3 kW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。1.5 kW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1.1 kW和1.3 kW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1.5 kW时，熔覆层无裂纹缺陷，耐腐蚀性增强，同时1.5 kW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。

表4 不同激光功率制备熔覆层的自腐蚀电位和自腐蚀电流密度

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1.1 kW和1.3 kW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1.5 kW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1.5 kW时，熔覆层的容抗弧半径最大，其耐腐蚀性相对最好。