Y2O3含量对激光熔覆镍基复合涂层组织与性能的影响

2023-09-22胡新新张家诚练国富陈昌荣黄文泰徐伟麒玉津宇

激光与红外 2023年8期

胡新新,黄旭,张家诚,练国富,陈昌荣,黄文泰,徐伟麒,玉津宇

(1.福建省智能加工技术及装备重点实验室,福建福州 350118;2.福建工程学院机械与汽车工程学院,福建福州 350118)

1 引言

激光熔覆技术利用高能激光束,使熔覆粉末和基体表面熔覆层快速熔化并迅速凝固,从而在基体表面形成性能优异的熔覆层[1]。但随着现代工业技术的发展,磨损成为机械零部件的主要失效形式之一[2]。因此通过制备表面自润滑涂层来提高材料的耐磨性是一个重要的研究方向[3]。

目前激光熔覆复合涂层中添加固体润滑剂,虽然能大幅度提升熔覆层的耐磨性,但同时,固体润滑剂的添加会降低熔池的流动性,导致枝晶间开裂敏感性增大[4],在实际工作中易产生裂纹,进而会显著降低熔覆层的强度、硬度和耐磨性。故而为了有效地改善这一现象,科研人员发现,向涂层中添加适量的稀土氧化物可以有效地消除裂纹,细化晶粒、提高硬度和耐磨性。稀土氧化物可用于提高涂层的机械性能,并有效降低其开裂敏感性[5]。常用的稀土氧化物主要是Y2O3、CeO2、La2O3等[6]。 Zhang等[7]采用激光熔覆制备不同Y2O3含量的Ti基耐磨复合涂层,结果表明,添加Y2O3后,涂层表面的裂纹数量明显减少,微观组织明显细化,当Y2O3添加量为3 %时,涂层耐磨性最佳,涂层的磨损量较不含Y2O3的熔覆层相比下降了47.8 %。杨广峰等[8]采用激光熔覆技术在TC4钛合金表面制备了不同Gd2O3添加量的Gd-YSZ涂层,结果表明,稀土Gd能够显著的细化晶粒,进而提升材料的综合性能。张梁等[9]利用激光熔覆技术在45钢表面制备添加不同含量的La2O3的304L复合涂层,结果表明:La2O3能够提高熔池的流动性,细化熔覆层的显微组织,提高熔覆层的显微硬度和耐磨性,当La2O3的含量为1 %时,熔覆层性能最佳,平均硬度提高了20.6 %,摩擦系数与磨损量分别降低了14.2 %、24.9 %。

但经研究发现,稀土Y2O3比La2O3和CeO2具有更好的非均相成核作用,这可以有效改善硬质相的均匀分布,从而有效的提高涂层的显微硬度[10]。

课题组通过前置实验发现镍基合金具有较优的物理、化学性能和市场优势,且NbC的密度(7.6 g/cm3(25 ℃))与镍基合金密度(8.4g/cm3(25 ℃))相近,当二者混合时不容易偏析导致混合不均[11]。然而,NbC增强镍基涂层的耐磨性有限,因此向涂层中添加少量固体润滑剂h-BN@Cu,可以有效改善涂层摩擦磨损性能。但是通过实验发现仅仅通过优化激光熔覆工艺参数、调整熔覆材料和其配比仍然难以消除裂纹缺陷。而Y2O3具有良好的物理和化学性质,可用于细化晶粒,抑制涂层开裂,消除气孔,改善硬质相在涂层中均匀分布,增强涂层复合材料的力学性能,同时有Y2O3还可以降低涂层的残余应力和裂纹敏感性[12-14]。本文采用激光熔覆技术在45钢表面制备了不同Y2O3含量的Ni60+NbC+h-BN@Cu复合涂层,研究了Y2O3含量对熔覆层显微组织、物相组成、显微硬度和耐磨性的影响。

2 实验材料及过程

2.1 实验材料

实验所用基体材料为45钢,尺寸为40 mm×20 mm×10 mm,其化学成分如表1所示。熔覆材料为Ni60粉末、NbC粉末、h-BN@Cu粉末、以及Y2O3粉末,其中Ni60粉末粒径为74～300 μm,其化学成分如表2所示。所用的NbC粉末纯度为99.99 %,h-BN@Cu粉末制备是选用粒径为100 nm的Cu粉和粒径为1 μm的h-BN粉末作为外加粉末,并通过高能球磨的方式将Cu粉包覆在h-BN粉末表面而制成。Cu粉与h-BN粉末的比例为3∶1,具体球磨操作为:在400 r/min的转速下进行4 h的球磨,其中研磨球与物料量之比为3∶1,Y2O3纯度为99.9 %。在熔覆材料中,选取Ni60+20 %NbC+10 %h-BN@Cu+Y2O3粉末作为熔覆粉末,Y2O3的含量(质量分数)分别为0.5 %、1 %、1.5 %、2 %。如表3所示。

表1 45钢的化学成分

表2 Ni60的化学成分

表3 复合涂层的粉末配比(质量分数,%)

2.2 实验过程

实验采用预置涂层法,在进行熔覆实验前,先将粉末放入烘干箱进行干燥处理,然后选用100～1000目砂纸打磨45钢表面,并使用无水乙醇进行擦拭,以去除表面氧化膜和油污。使用电子分析天平称量实验所需的熔覆粉末,后将称量好的粉末倒入装有研磨球的球磨罐中,使用行星球磨机进行球磨,研磨球和粉末量之比为3∶1,并在200 r/min的转速下球磨2 h。随后将球磨后的粉末倒入研磨钵中,向其中加入聚乙烯醇(PVA)粘结剂并持续搅拌。然后将基体放入特制的模具中,并将熔覆粉末平铺在基体表面,使用压片机以100 MPa的压力,持续1 min,制备1 mm厚的预置粉层,最后将其放入150 ℃真空烘干机中烘2 h。烘干后采用YLS-3000激光器在工艺参数:离焦量10 mm、激光功率1500 W、扫描速度5 mm/s,保护气为氩气的条件下进行熔覆实验。

3 结果与讨论

3.1 宏观形貌分析

图1为添加不同含量Y2O3的熔覆层截面形貌。利用ImageJ计算各熔覆层稀释率分别为6.9 %、11.8 %、14.1 %、19.6 %、18.3 %,添加Y2O3后,熔覆层的稀释率总体上呈增大趋势,这是由于添加Y2O3可以提升熔覆材料的激光吸收效率[15],使熔池获得更多能量,从而增大熔覆层稀释率。从图中还发现,当Y2O3含量小于2 %时,熔覆层截面均无气孔缺陷。而当Y2O3的添加含量为2 %时,在图1(e)中发现熔覆层底部存在明显的气孔,这是由于添加过量的Y2O3后,造成熔池中的夹杂物增多[16],熔池流动性下降,气孔无法及时逸出。

图1 不同Y2O3含量的熔覆层截面形貌

图2为经过着色探伤后的不同Y2O3含量的单道熔覆层表面形貌照片。从图2中可以直观地发现:在不添加Y2O3样件的熔道表面,沿扫描速度方向存在4道明显的裂纹,且探伤后裂纹处的颜色较深,表示缝隙处含有较多的探伤剂,裂纹缝隙较大,这说明不添加Y2O3的熔覆层有非常强烈的开裂行为。与不加Y2O3的样件相比,添加0.5 %Y2O3样件的裂纹数目下降为3道,且裂纹处的颜色明显变淡,表示裂纹处的缝隙变窄,这说明开裂行为得到一定的抑制。添加1 %Y2O3样件的熔覆层中未发现明显的裂纹,熔覆层的开裂行为得到很好的控制。然而,在添加1.5 %Y2O3和2 %Y2O3样件的熔覆层中又发现了裂纹,且随Y2O3含量的继续增加,裂纹的数目反而增多,裂纹处的颜色加深,这说明此时的熔覆层又具有很强的开裂行为。通过着色探伤的结果可知:添加适量的Y2O3可以减少或消除熔覆层的裂纹缺陷。在熔覆过程中伴随着骤热和骤冷,因此会积累由热应力和组织应力组成的残余应力[17]。在应力的影响下,首先在晶界处容易产生微裂纹,随后微裂纹会沿脆性组织的边界快速扩展[18]。查阅相关文献并结合着色探伤的结果可知:添加适量的Y2O3可以改善熔覆层与基体的热膨胀差异,降低熔覆层与基体之间的热应力,减少甚至消除熔覆层中的裂纹缺陷[19]。而当Y2O3过量时,会使熔池中的夹杂物增多,降低了熔池的流动性,导致熔覆层微观组织分布不均匀,从而产生应力集中区域,引发熔覆层开裂[20]。

图2 着色探伤后的表面形貌

3.2 XRD物相分析

图3为不同稀土Y2O3含量的熔覆层XRD图谱,从图中可以发现熔覆层的物相组成大致相同,主要为Ni-Cr-Fe、FeNi3、M23C6、M7C3、NbC、CrB、h-BN、Cr2Nb等物相,这表明添加Y2O3并未对物相产生较大的改变。碳化物主要以M23C6、M7C3和NbC的形式存在(其中,M表示Ni、Cr和Fe)。随着Y2O3添加量的增加,M7C3的峰值强度先增加后降低。此外,51°衍射峰在加入Y2O3后消失,是因为Y对元素C有较强的吸附作用,这导致元素C在晶界处偏析[10]。当元素C的浓度在晶界处增加到一定程度时,碳化物从M23C6相转变为M7C3相[16]。此外,一方面由于稀土元素含量较低且大多在晶界偏聚,另一方面其在熔池中会与S、P等元素生成稀土化合物并上浮排出熔池,因此在XRD图谱中并未检测出Y2O3的衍射峰[21]。

图3 不同试样熔覆层的XRD图谱

3.3 显微组织分析

图4为添加不同含量Y2O3的熔覆层顶部显微组织照片,表4为与之对应的EDS元素分析结果。结合XRD分析可知:不添加Y2O3的熔覆层主要由块状的NbC颗粒、Ni基胞晶、长条状的CrB、树枝状的M23C6和M7C3组成,显微组织平均晶粒尺寸为0.58 μm。与未添加Y2O3的熔覆层相比,添加Y2O3后,虽然硬质相部分发生分解,但是熔覆层的显微组织得到了明显细化。当Y2O3的添加含量为0.5 %时,熔覆层中的长条状和树枝状组织出现钝化,变成不规则的块状结构,显微组织尺寸明显细化。当添加1 %Y2O3时,显微组织更加致密均匀,枝晶生长的方向性减弱,晶粒尺寸进一步细化。这是由于稀土元素Y倾向在晶界偏聚,这既可以降低晶粒形核所需的吉布斯自由能和临界形核功[22],促进更多细小晶粒的形成,又可以起到钉扎晶界、抑制晶粒长大的作用[23]。值得注意的是,在添加1 %Y2O3的熔覆层中还弥散分布着大量花瓣状或十字状的NbC颗粒,这是熔池中原位生成的NbC颗粒。然而,当Y2O3含量继续增加后,镍基基底并未继续细化,其尺寸反而明显增大。这是由于当添加过量的Y2O3时,稀土元素Y会在晶界处形成第二相化合物,释放出更多的相变潜热,降低了过冷度,反而削弱了组织细化的效果,使得显微组织尺寸变大[24]。

图4 添加不同Y2O3含量的熔覆层顶部显微组织

表4 熔覆层顶部EDS结果

3.4 显微硬度分析

图5为添加不同含量Y2O3的熔覆层硬度折线图。由图可知:在熔覆层顶部,未添加Y2O3的硬度为650 HV1.0,添加0.5 %Y2O3的硬度为725 HV1.0,添加1 %Y2O3时的硬度达到最高,为770 HV1.0。相较于未添加Y2O3的熔覆层,其增幅达到了18.4 %,这说明添加适量的Y2O3可以显著提升熔覆层的硬度,其效果达到了优化熔覆层机械性能的目的。对比图4(a)和4(c)可知,硬度的提高主要得益于适量Y2O3导致的细晶强化效应,晶粒越细,则晶界面积越大。对于多晶体而言,晶界两侧的位错取向各不相同,一侧的位错无法直接穿过晶界进入另一侧的晶粒,只有当晶界处由于位错引起的应力集中积累到一定程度后,才能激发相邻晶粒中的位错运动产生滑移,晶界起到了阻碍位错运动的作用[25]。另一方面,晶粒的细化使得晶粒的体积减小,导致一定体积内位错密度上升,由此产生了更为密集的位错网络,使位错运动受到阻碍[26]。位错运动受到阻碍会使熔覆层硬度上升。然而,当Y2O3的含量继续增加后,硬度不升反降。添加1.5 %Y2O3和2 %Y2O3的熔覆层硬度分别为700 HV1.0、660 HV1.0。对比图4(c)和4(e)可知,这是熔覆层组织粗化,即细晶强化作用下降造成的。另外,在距离熔覆层表面0.85～1.25 mm区域内,硬度下降明显。结合图1可知,这是由于添加Y2O3后,稀释率增大,使较软的45钢熔化进入熔池,导致该阶段的硬度出现下降。

图5 添加不同含量Y2O3的熔覆层硬度折线图

3.5 耐磨性能分析

图6为添加不同含量Y2O3熔覆层的摩擦系数和磨痕宽度图。不添加Y2O3的熔覆层摩擦系数约为0.4,磨痕宽度为0.406 mm。随着Y2O3含量的增加,熔覆层的摩擦系数和磨损宽度总体上均先降后升。当Y2O3的添加含量为1 %时,熔覆层的耐磨性能最优,其摩擦系数下降至0.3,磨痕宽度仅为0.322 mm。结合图5的分析可知:更高的硬度赋予了熔覆层更为优异的耐磨性。此外,根据张天刚等人的研究可知:偏聚于晶界的Y2O3也能起到降低晶界脆性的作用[27],这也有利于提升熔覆层的耐磨性能。当Y2O3的添加含量超过1 %时,摩擦系数和磨痕宽度不降反升。并且在Y2O3的添加含量为2 %时,摩擦系数增大至0.43,且存在一定的波动,磨痕宽度增大至0.401 mm。结合图1(e)可知,当Y2O3过量时由于夹杂物的形成和聚集使熔覆层中存在微小气孔,气孔的存在会显著降低熔覆层的耐磨性能。

(a)摩擦系数

图7为不同Y2O3含量的熔覆层磨痕表面SEM照片。当不添加Y2O3时,熔覆层中存在一些脱落颗粒以及由脱落的硬质颗粒犁削出的较浅的沟槽,此时摩擦系数相对较大,熔覆层的磨损形式为磨粒磨损。当添加1 %Y2O3时,磨损表面未发现明显沟槽,但仍残留少许脱落颗粒,磨损表面较为光滑整洁,结合图4和图5分析可知,由于Y2O3在熔覆层中起到了细晶强化的作用,有效减轻了摩擦副对熔覆层的塑性剪切作用,此时摩擦系数也相对较小,呈现轻微的磨粒磨损形式。当过量添加Y2O3时,使熔覆层硬度的下降,摩擦副与磨损表面易发生金属粘着,磨损表面出现了较多的粘着磨屑,摩擦系数也增大,此时熔覆层的磨损形式为粘着磨损。