激光熔覆工艺参数对铅青铜熔覆层微观组织及性能影响

程慧敏　李先芬　沈虎　张雅婷　赵玙璐　张涛

关键词：激光熔覆；42CrMo钢；激光功率；扫描速率；微观组织及性能

0 引言

本研究根据实际需求，采用激光熔覆技术在42CrMo钢表面制备一层铅青铜涂层，探究不同工艺参数对铅青铜熔覆层宏观形貌、显微组织、硬度和耐磨性的影响，从而确定合适的工艺参数、实现激光熔覆制备高性能铅青铜熔覆层的目的。

1 试验材料及性能检测

1.1 熔覆层制备

采用42CrMo钢为基体材料，尺寸Φ150 mm×14 mm。熔覆层粉末为Cu-10Pb-10Sn，其化学成分见表1。粉末颗粒直径分布范围是100～150μm。采用LWS-1000型Nd：YAG激光器制备Cu-10Pb-10Sn熔覆层，在熔覆过程中通入气流量为10 L/min的氩气进行保护。为保障熔覆层质量，需在铺置粉末前对基体进行打磨并抛光，再进行超声波清洗。将适量酒精溶液加入Cu-10Pb-10Sn合金粉末中充分搅拌至粘稠状并置于42CrMo钢表面，用刮刀将预置层厚度控制为250μm。将预制好的粉末层与基体一起放入干燥箱中，在100℃下干燥1 h。具体试验参数见表2。

1.2 熔覆层形貌观察及性能检测

将制备好的熔覆层切成为尺寸为10 mm×10 mm×14 mm的块状，之后进行打磨、抛光处理至镜面。采用三氯化铁盐酸溶液进行金相腐蚀，采用蔡司Stemi305型体视镜观察熔覆层的表面形貌，采用江南MR5000金相显微镜观察熔覆层的横截面组织形貌，采用Regulus8230型扫描电子显微镜在高倍率下观察试样微观组织，采用XPert PRO MPD型X射线衍射仪对熔覆层组织进行物相分析，采用VTD401数显显微维氏硬度计测量激光熔覆层横截面的显微硬度，载荷为100 g，加载时间为15 s。采用推力垫圈试验机进行摩擦磨损试验，载荷为35 N，摩擦线速度为25 mm/s，测试时间为30 min，磨损量的测量精度为10-4 g。

2 结果与分析

2.1 宏观形貌和显微组织

不同工艺参数下熔覆层表面宏观形貌如图1所示。对A组、B组和C组整体观察和比较可知，不同扫描速度下的熔覆层表面形貌区别较大。A组的扫描速度为3 mm/s，且A组熔覆层表面鱼鳞状纹路明显，但局部烧蚀发黑严重，这是由于扫描速度较小，粉末吸收热量较大，易发生氧化烧蚀；B组的扫描速度为5 mm/s时，此时单位时间热输入较小，粉末吸收的激光能量适宜，熔覆层整体成形质量良好，表面鱼鳞状纹路明显；C组的扫描速度为7 mm/s，此时扫描速度较快，粉末吸收的激光能量较少，熔覆层粉末不足以完全融化，此时熔覆层表面无金属光泽、凹凸不平，表面还残留有未融化的粉末颗粒。

由图1（a）～图1（d）可知，A组中，熔覆层表面开裂严重。当激光功率增加至300 W时，熔覆层表面发黑严重，整体凹凸不平，这主要是由于当扫描速度较小时，增大激光功率会导致焊接热输入增大，熔覆层与基板发生氧化烧蚀现象，破坏了熔覆层的成形；从图1（e）～图1（h）可以看出，在B组中，当激光功率分别为180 W和240 W时，熔覆层表面成形良好，熔覆层表面较为平整，呈现清晰且规则的鱼鳞状纹路；在C组中，如图1（i）～图1（l）所示，此时扫描速度较快，熔覆层整体成形质量较差，当激光功率增加时，焊接热输入增大，熔覆层表面鱼鳞状纹路逐渐清晰，表面逐渐平整。

不同工艺参数下的熔覆层横截面宏观形貌如图2所示。由图2可知，C组试样的熔覆层整体厚度较小，这是由于当扫描速度较快时，熔覆层单位面积吸收的能量减少，熔覆过程中粉末飞溅增加；而A组试样扫描速度最慢，因此，相同功率下A组试样的热输入较大，对比A组试样，发现不同激光功率下的熔覆层出现了不同程度的裂纹，当激光功率增加至240 W及以上时，熔覆层局部出现塌蚀，随着激光功率的增大，激光冲击作用增强，熔覆层塌蚀加剧。

B组试样在不同激光功率下的熔覆层厚度测量结果见表3，由表3可知，激光功率在一定范围内增加时，熔覆层厚度也随之增加；激光功率分别为180 W和240 W时，熔覆层截面厚度均匀、成形好、缺陷少；当激光功率增加至300 W时，可能由于热输入高，蒸发烧损有所增加，熔覆层厚度有所降低，裂纹也有所增加。由表3可知，当激光功率分别为180 W、240 W时，激光熔覆层的厚度已远超预设粉末的厚度。由于预设的粉末厚度是恒定的，熔覆层厚度的增加意味着稀释率的增加。熔深越大，说明激光熔覆过程中熔入熔覆层的基体元素越多，因此熔覆层成分变化就越大，从而使熔覆层的成分和力学性能也发生变化。

激光功率为180 W、240 W的熔覆层SEM形貌如图3所示，图中黄色线段为EDS线扫描能譜分析的路径，由图3可知，当激光功率为180 W时，台阶左侧（即熔覆层内）已含有大量的Fe元素，随着激光功率增加，熔覆层侧的Fe元素含量增加，Cu、Pb、Sn的比例降低，这是因为当激光功率增加时，基体逐渐熔化，越来越多的Fe元素从基体中进入熔覆层，从而增大了熔覆层的稀释率，同时使熔覆层的成分发生变化。

综上所述，在扫描速度为5 mm/s、激光功率为240 W的条件下，可以制备出成形较为良好的铅青铜熔覆层，虽然此时稀释率较高，但熔覆层缺陷少、与基体结合情况良好。

2.2 熔覆层力学性能分析

2.2.1 硬度分析

不同工艺参数下熔覆层截面的平均硬度如图4所示，由图4可知，B组试样的熔覆层平均硬度明显高于A组和C组。这是因为A组试样的扫描速度较慢，熔覆层吸收热量较多，熔覆层易出现较多裂纹与塌蚀，导致熔覆层结构不致密，硬度较低；而C组试样的扫描速度较快，熔覆层吸收热量较少，熔覆层熔覆不均匀且内部缺陷较多，导致其熔覆层硬度较低。对于B组试样，随着激光功率的增加，熔覆层平均硬度先增大后减小，当功率为120 W时，由于热输入较小，粉末熔化不均匀，熔覆层硬度较低；当功率为300 W时，粉末发生烧蚀氧化，熔覆层的硬度也较低；当激光功率由180 W增加至240 W时，熔覆层显微硬度由277.7HV0.1增大至334.3HV0.1。在相同的扫描速度下，激光功率越大，熔覆层厚度便越大，基体中的Fe元素逐渐融入熔覆层，大量的Fe元素在铅青铜熔覆层中形成硬质相马氏体，因此，当激光功率为240 W时，熔覆层的显微硬度最高。

2.2.2 耐磨性测试

对不同工艺参数下的熔覆层进行摩擦磨损性能测试。由于A组和C组试样的熔覆层表面出现了气孔、裂纹和氧化烧蚀，且熔覆层表面不平整，因此不进行摩擦磨损性能测试。对B组熔覆层表面进行研磨抛光，通过试样磨损失重、熔覆层表面磨损形貌来评价其摩擦磨损性能。

B组试样摩擦磨損试验前后试样的质量变化及失重率见表4。从表4可知，当激光功率为120 W时，质量损失最小，这是因为此时功率较小，热输入较小，铅青铜粉末无法充分熔化，融入熔覆层的基体元素较少，此时熔覆层内铜铅比例较高，在摩擦过程中易被挤出形成自润滑涂层，从而降低摩擦过程中的质量损失；与激光功率为180 W时相比，当激光功率为240 W时，试样的磨损量及失重率较低，这主要是由于随着激光功率的增大，基体元素不断融入熔覆层，导致熔覆层硬度增大，耐磨性增强，磨损量降低；当激光功率为300 W时，熔覆层裂纹较多，试样的磨损量及失重率变大。B组试样表面磨损形貌如图5所示，由图5可知，当激光功率为120 W时，熔覆层表现出黏着磨损，熔覆层组织在磨损过程中发生剥落，并在法向载荷和摩擦热影响下黏着在熔覆层表面；当激光功率≥180 W时，熔覆层表面均出现了犁沟形貌，同时可以观察到熔覆层表面有剥离现象，熔覆层的磨损类型为磨粒磨损和粘着磨损的复合磨损类型；当激光功率由180W增大至240 W时，熔覆层表面的犁沟变浅，粘着物减少，这是因为当激光功率为240 W时，熔覆层内部结构致密无缺陷，熔覆层硬度更高，具有更高的耐磨性。

2.3 熔覆层物相分析

对激光功率为240 W、扫描速度为5 mm/s的铅青铜熔覆层表面进行EDS面扫描能谱分析，扫描的结果如图6所示，EDS分析结果见表5。根据图6和表5可知，Fe、Cu、Sn、Pb均出现在熔覆层内部，且各元素在熔覆层内部分布均匀，熔覆层内部Fe元素含量最高，Pb与Sn含量较少。产生这种现象的原因一方面是因为Pb和Sn元素熔点较低，激光束能量密度高，在熔覆过程中，Pb和Sn易被烧损；另一方面是由于42CrMo基体被激光熔化了一部分，导致稀释率提高，使熔覆层中的Fe元素含量增大。

对激光功率为240 W、扫描速度为5 mm/s的铅青铜熔覆层进行XRD分析，结果如图7所示，由图7可知，Cu-10Pb-10Sn熔覆层主要由马氏体、α-Cu、Pb、CrMo3S4组成。激光熔覆过程中，基体与熔覆层之间发生冶金结合，元素在两者之间互相迁移，基材中的Fe元素被稀释到熔覆层中，根据铜铁相图，铁和铜在固态时有限互溶，在液态时无限互溶，激光熔覆过程中会形成熔池，这使得铁在铜中的固溶量增大。因此，基材中的铁熔化进入铅青铜熔覆层后，在熔融量较少时以固溶形式存在，超过铜的固溶量以后则以独立的富铁相形式存在，使得熔覆层由单一的α-Cu固溶体变为α-Cu+钢的双相组织。此外激光熔覆时熔覆层冷却速度较快，故富铁相易转变为马氏体，可发现有CrMo3S4相的生成，这进一步说明了稀释率过大而导致基材元素进入熔覆层形成化合物。

3 结论

（1）通过对比不同工艺参数条件下熔覆层表面成形和截面成形质量，当激光功率为240 W、扫描速度为5 mm/s时，熔覆层性能最优。

（2） 激光功率为240 W、扫描速度为5 mm/s时，熔覆层平均硬度最高，磨损试验的试样失重率较低，铅青铜熔覆层的磨损类型为黏着磨损和磨粒磨损的复合磨损形式。熔覆层的显微组织主要由马氏体、α-Cu固溶体、CrMo3S4、Pb相组成。

本文摘自《焊管》2023年第5期