趙萬新1,周正,1,黃杰1,楊延格2,杜開平3,賀定勇1

激光熔覆憑借其綠色、高效的工藝特點以及優異的涂層質量和性能，引起了工程材料表面防護與再制造領域極大的關注[1]。相比于傳統的堆焊工藝，激光束具有極高的能量密度，可以快速熔化熔覆材料，大幅提高生產效率；極低的稀釋率可保證熔覆材料的高效利用及預期性能；對基體熱影響相對較低，可減少加工變形；另外，極大的冷卻速率易形成過飽和固溶體、微晶、納米晶甚至非晶相等非平衡凝固組織，顯著提升熔覆層性能[2~4]。而相比于熱噴涂技術，激光熔覆層消除了涂層孔隙等缺陷，其涂層內部及與基體之間均為典型焊接組織的冶金結合，在重載磨損或強腐蝕工況環境中具有熱噴涂涂層無法比擬的優勢[5,6]。近年來，隨著大功率激光器的不斷普及，熔覆加工效率有了進一步提升，同時工藝技術與裝備成熟度日趨完善，從而使施工成本得到了有效控制。因此，激光熔覆技術的應用領域正在不斷擴大，市場份額也穩步提升。

但在激光熔覆材料方面，目前針對性的設計開發尚顯不足，工程中大量沿用熱噴涂或噴焊等技術所使用的成熟粉體材料，包括鐵基、鎳基、鈷基合金粉末，以及NiCrBSi/WC等金屬陶瓷粉末[7~9]。其中，馬氏體不銹鋼粉末所制備的激光熔覆層由于兼具了較好的耐磨、抗蝕綜合性能，以及顯著的成熟原料和低成本優勢，獲得了施工企業與用戶單位的廣泛青睞。然而在實際工程中，迫于提高施工效率的需求，往往希望單道熔覆即可實現大厚度涂層的制備。但采用現有常規馬氏體不銹鋼粉末進行熔覆時，熔體凝固過程中馬氏體相變的高應力在大厚度熔覆層中難以協調，經常導致涂層開裂等現象，嚴重影響了施工穩定性及涂層使用性能，尤其是在一些重載或環境條件變化的情況下更易過早失效[10]。因此，本工作在前期材料設計基礎上對431馬氏體不銹鋼進行了適當的成分調整，在優化工藝條件下制備了單層厚度超過2 mm的激光熔覆層，著重研究熔覆層微觀組織結構形成特征及其在不同加載條件下的摩擦磨損行為，以期為激光熔覆專用不銹鋼粉體材料的設計提供實驗依據，并系統評價熔覆層磨損性能及失效機制，為拓展其應用領域積累基礎數據。

1實驗方法

熔覆材料為FeCrNiMo合金粉末，采用氣霧化法制得，其名義成分(質量分數，%)為：Cr 15.0~17.0，Ni 1.0~2.0，Mo 1.0~2.0，Si 0.5~1.0，Mn 0.5~1.0，C 0.1~0.2，Fe余量，篩選粒徑在75~95 μm范圍內的粉末用于制備熔覆層。基體選用27SiMn鋼，尺寸為150 mm × 100 mm × 10 mm，熔覆前表面經砂紙打磨后用丙酮擦拭干凈待用。為制備單道大厚度的熔覆層，采用預置粉末式激光熔覆方法，鋪粉厚度約為2.5 mm。熔覆設備為YLS-6000型光纖激光器，輸出激光波長(1075 ± 5) nm。在優化的工藝參數條件下制備所需熔覆層，激光功率2500 W，掃描速率5 mm/s，搭接率50%，Ar氣流量12 L/min。

利用D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)對熔覆層相結構進行分析。通過GX-51型光學顯微鏡(OM)和Quanta 450型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察熔覆層的顯微組織，應用SEM附帶的能譜儀(EDS)分析樣品的成分。熔覆層顯微硬度采用HVS-1000型Vickers顯微硬度計測得，加載載荷200 g，保壓時間15 s。通過MRH-3W型高速環-塊式摩擦磨損試驗機測試不同載荷下熔覆層的室溫摩擦磨損行為，轉速為200 r/min，對磨副為調質態GCr15鋼，測試時間60 min，施加載荷分別設置為50、150和300 N，由系統自帶軟件采集實時摩擦系數。不同溫度下熔覆層表面洛氏硬度(HRA)采用HTHT-R型高溫硬度計進行測試，溫度點分別設定為25、150、300、450和600℃，各溫度條件下分別隨機測試5個點取平均值。利用MFT-1000型球盤式摩擦磨損試驗機測試不同溫度下熔覆層的摩擦磨損行為，往復行程8 mm，頻率5 Hz，施加載荷100 N，測試時間20 min，對磨副為Si3N4陶瓷球，實驗溫度分別設置為25、300和600℃。采用SEM觀察熔覆層磨損后的表面形貌特征，采用OLS-4100型激光共聚焦顯微鏡統計熔覆層表面磨損體積，并通過式(1)計算其磨損率[11]：

$?=?/(?\times ?)$(1)

其中，W代表磨損率；V代表磨損體積，mm3；S代表磨損距離，m；L代表施加載荷，N。

2實驗結果與分析

2.1熔覆層微觀組織結構

圖1為熔覆層表面的XRD譜。熔覆層呈現出單一的α-Fe結構特征，無明顯奧氏體相殘留。這主要得益于激光熔覆高冷卻速率的工藝特點促進了凝固過程中的馬氏體轉變，從而有利于保證所制備熔覆層具有高硬度和較好耐磨性。圖2a為熔覆層截面的整體形貌，可見熔覆層組織致密，無明顯氣孔和裂紋等缺陷，厚度均勻且保持在2 mm以上，滿足生產實踐中對于熔覆層缺陷控制及單道厚度的成形要求。同時，熔覆層與基體結合良好且顯示出極低的稀釋率，主要是由于鋪粉式的熔覆工藝使絕大部分激光能量作用于粉末，傳導至基體的熱量得到了較好的控制，從而有效降低了基體對熔覆層的稀釋作用。這對于生產過程中粉體材料的高效利用，以及發揮所設計合金材料的優異性能均具有重要的促進意義。

圖1

圖1熔覆層表面XRD譜

Fig.1XRD spectrum of the cladding layer

圖2

圖2熔覆層沿厚度方向的微觀組織

Fig.2Microstructures of the cladding layer along the thickness direction, in terms of integral cross-section (a), top section (b), middle section (c), and bottom section (d) (H—thickness, DR—dendritic region, IDR—inter-dendritic region)

進一步剖析熔覆層沿厚度方向的凝固組織特征，圖2b~d分別對應于熔覆層頂部(A區)、中部(B區)和底部(C區)的形貌?？梢钥闯觯鄹矊颖憩F出典型的由溫度梯度(G)和生長速率(R)控制的凝固組織[12,13]。其頂部組織為相對細小均勻的等軸晶，晶粒尺寸為8~10 μm，主要受空氣對流冷卻形成極大的溫度梯度所致；中部區域凝固時具有相對較小的溫度梯度，導致組織呈樹枝晶生長，二次枝晶臂較為發達，尺寸約為15 μm；底部區域在基材的傳熱冷卻作用下，凝固溫度梯度有所增加，因此形成胞狀晶組織，晶粒尺寸約為12 μm[14]。

此外，不同區域熔覆層組織的枝晶內區域(DR)與枝晶間區域(IDR)均存在明顯的衍射襯度差異，對此進行EDS分析，結果如表1所示。對比發現，Cr、Mo元素在枝晶間濃度相對較高，符合鐵素體優先形核規律。在類似合金熔體的凝固過程中，富含Cr元素的δ-鐵素體一般會優先形核，隨著溫度的下降，液相(L)和δ-鐵素體向奧氏體(γ-Fe)轉變，Cr在奧氏體中為有限固溶，此時δ-鐵素體中多余的Cr元素被向外排出[15]。在隨后的快速冷卻過程中，奧氏體向馬氏體轉變，從而形成了枝晶內馬氏體(M)和晶間鐵素體(F)雙相組織[16]。而塑韌性較好的鐵素體能夠有效協調馬氏體相變的高應力，在保持高硬度的同時，能夠避免大厚度熔覆層易開裂的問題。

表1圖2中熔覆層微區EDS結果 (mass fraction / %)

Table 1EDS results for micro-area of the cladding layer in Fig.2

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2.2不同載荷下熔覆層的摩擦磨損行為

通常情況下，硬度對于熔覆層磨損性能的評價具有較好的指示意義。對熔覆層沿截面厚度方向的顯微硬度進行測試，統計結果如圖3所示，其平均值可達632.5 HV，約為基體的2.4倍，顯示出較好的表面強化效果。盡管熔覆層不同區域的組織形態有所差別，但反應在硬度分布方面并不顯著，均保持了馬氏體組織高硬度的特點。當然，熔覆層頂部在細晶強化作用下，表現出相對較高的硬度；而中部區域相對粗大的枝晶組織導致其硬度略有下降。

圖3

圖3熔覆層沿厚度方向的顯微硬度

Fig.3Microhardness of the cladding layer along the thickness direction

圖4為熔覆層在不同載荷條件下的摩擦系數曲線。在低載荷50 N條件下，熔覆層摩擦系數曲線十分平穩，均值保持在0.54左右，且幾乎未見明顯波動，說明磨損狀態相對穩定。但隨著載荷加大，摩擦系數明顯升高，在300 N重載時其均值已達0.89左右，且表現出劇烈的起伏特征，說明磨損狀態較不穩定。統計計算相應的磨損體積與磨損率，結果如圖5所示。與常規理解相符，隨著載荷加大，熔覆層在同樣測試周期內的磨損體積顯著增加；但其增加幅度低于載荷增大的比例，導致磨損率呈現出相反的下降趨勢。在一定程度上可以說明所制備熔覆層對載荷變化具有較低的敏感性，以及其較為有效的重載磨損抗力[17,18]。

圖4

圖4不同載荷下熔覆層摩擦系數-時間曲線

Fig.4Frictional coefficients as a function of time for the cladding layer under different loads

圖5

圖5不同載荷下熔覆層磨損體積與磨損率

Fig.5Wear volumes and wear rates of the cladding layer under different loads

圖6所示為不同載荷條件下摩擦磨損測試后的表面磨損形貌?？梢钥闯?，施加載荷為50 N時(圖6a)，熔覆層表面沿著滑動方向形成明顯的犁溝痕跡，同時還附著有少量的金屬碎屑氧化物。當載荷增加到150 N時(圖6b)，犁溝深度與分布密度均有一定程度的增加，附著氧化物比例也相應提高。而當施加載荷達到300 N時(圖6c)，熔覆層表面除犁溝和氧化物外，還出現了大量層片狀剝離現象。

圖6

圖6熔覆層在不同載荷下表面磨損形貌

Fig.6Worn morphologies of the cladding layer under 50 N (a), 150 N (b), and 300 N (c) loads

為解釋不同載荷條件熔覆層摩擦磨損行為，繪制了熔覆層磨損機制隨載荷增加逐步演變的示意圖，如圖7所示。圖7a為環-塊磨損實驗模型，圖7b~d則分別對應于不同載荷條件下熔覆層磨損形貌以及相應磨損機制的演化過程。其總體呈現出典型的磨粒磨損特征[19]，根據EDS分析結果(表2所示)，說明測試過程中樣品表面伴隨著氧化磨損，其形成主要是由于摩擦熱所導致的金屬磨屑氧化。在所有熔覆層表面，均可以清晰看見沿滑動方向形成的犁溝痕跡，這是由于高硬度的氧化物顆粒夾雜于對磨副接觸界面，使得原本的兩體磨損局部轉變為三體磨損，對熔覆層表面產生了嚴重的塑性切削作用，使熔覆層表面體現為犁溝形貌[20,21]。而隨著載荷提高(圖7c)，磨痕面積逐漸擴大且深度增加，更高的摩擦熱導致氧化程度加強，即氧化物含量也相應提高。氧化物壓入熔覆層的深度即切削作用更強，因此促使犁溝深度與分布密度均有一定程度的增加。當施加載荷達到300 N時(圖7d)，熔覆層表面出現大量層片狀剝落形貌特征，明顯區別于相對低載荷狀態下的磨損表面形貌。剝落坑底部較為光滑，為典型的黏著磨損導致的撕裂特征，表明在重載條件下熔覆層與對磨副間的黏著磨損傾向加劇[22]。而隨著黏著磨損的出現，使得重載時熔覆層的磨損機制更為復雜化，一方面大量的層片剝落增加了熔覆層的磨損量，另一方面剝落時局部卸載會導致摩擦系數發生明顯跳動，這與前文摩擦系數監測結果呈現出較好的對應一致性。由不同載荷條件下FeCrNiMo激光熔覆層的磨損機制可知，熔覆層主要以磨粒磨損和輕微氧化磨損機制為主。但在重載條件下，熔覆層與對磨副接觸間隙減小，易發生局部焊合，導致黏著磨損趨勢增大，成為主要磨損機制之一。

圖7

圖7熔覆層磨損機制隨載荷增加演變示意圖

(a) test model (b) 50 N (c) 150 N (d) 300 N

Fig.7Schematics for demonstrating wear mechanism evolution of cladding layer with increased loading

表2圖6中磨損表面各點EDS分析 (mass fraction / %)

Table 2EDS results for typical regions of worn surface in Fig.6

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2.3不同溫度下熔覆層的摩擦磨損行為

圖8為所制備的FeCrNiMo熔覆層在不同溫度下的摩擦系數曲線。可見在室溫往復式磨損條件下，熔覆層摩擦系數相對較高，且呈現出明顯的不穩定波動特征；而隨著環境溫度升高，摩擦系數則逐漸平穩，且顯著降低。這與不同載荷條件下摩擦系數的變化規律相反，主要是由于不同摩擦形式與測試條件共同作用的結果。室溫時，磨損產生的磨屑在往復式摩擦形式下無法及時排出表面，對磨球運動會形成不規則的阻礙作用，導致摩擦系數呈現出較大的波動特征[23,24]。而環境溫度升高卻有利于表面連續氧化膜的生成，起到穩定磨損過程并降低摩擦系數的作用。與此同時，隨著溫度升高，熔覆層磨損體積也呈增加趨勢，如圖9所示。另一方面，計算的磨損率結果表現出與不同載荷條件下磨損率相反的變化，說明該熔覆層磨損抗力對溫度更為敏感，即服役溫度升高會導致磨損率的顯著增大。為了更好地解釋這一現象，對熔覆層表面硬度受溫度影響的規律進行了測試表征，結果如圖10所示。顯然，隨著溫度的升高，FeCrNiMo熔覆層發生了明顯的軟化現象，而同等條件下作為對磨副的Si3N4陶瓷球依然可以保持極高的硬度。因此，熔覆層抵抗塑性變形的能力在高溫下明顯降低，導致了磨損率的增加。

圖8

圖8不同溫度下熔覆層摩擦系數-時間曲線

Fig.8Frictional coefficient as a function of time for the cladding layer under different temperature conditions

圖9

圖9不同溫度下熔覆層磨損體積與磨損率

Fig.9Wear volumes and wear rates of the cladding layer under different temperature conditions

圖10

圖10熔覆層表面硬度隨溫度變化規律

Fig.10Surface hardnesses of the cladding layer in relationship with elevating temperature

圖11所示為熔覆層在不同溫度條件下表面磨損形貌，特征區域的EDS分析結果列于表3。室溫條件下，如圖11a所示，磨屑氧化物沿磨球運動方向被碾壓附著于熔覆層表面，并且呈不連續的間斷分布。隨著溫度的提升(圖11b)，熔覆層表面形成了較為連續的氧化物覆蓋層。當溫度升至600℃時，氧化物覆蓋面積已擴大至整個磨痕區域(圖11c)，此外，熔覆層表面出現大量裂紋擴展所導致的層片狀剝離特征。

圖11

圖11熔覆層在不同溫度下表面磨痕形貌

Fig.11Worn morphologies of the cladding layer under 25oC (a), 300oC (b), and 600oC (c) conditions

表3圖11中磨損表面各點EDS分析 (mass fraction / %)

Table 3EDS results for typical regions of worn surface in Fig.11

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為了解釋不同溫度下熔覆層摩擦磨損行為，繪制了熔覆層磨損機制隨溫度升高逐步演變的示意圖，如圖12所示。圖12a是球盤磨損實驗模型，圖12b~d則分別對應于不同溫度條件下熔覆層磨損形貌以及相應磨損機制的演化過程。由于摩擦形式與加載條件存在較大的區別，此時的磨痕形貌特征及磨損機制也與圖7中有著明顯不同。室溫時，由于滑動速率不同以及氧化物的塞積附著，如圖12b所示，使磨痕表面的犁溝特征較圖7中明顯減輕。而熔覆層表面的氧化附著物與金屬熔覆層在材料性質和硬度等方面均存在顯著差別，導致磨球往復運動時接觸表面的摩擦系數會發生不規則的波動，這也與之前摩擦系數的監測結果相吻合[25]。而隨著環境溫度升高(圖12c)，熔覆層發生熱軟化，導致磨痕面積逐漸擴大且深度增加。同時在摩擦熱的輔助作用下，磨屑的氧化程度加劇，熔覆層表面也發生明顯氧化，從而促進了連續氧化物覆蓋層的形成。因此，磨損過程逐漸變得平穩，體現在摩擦系數的波動明顯降低。同時，這些以Fe為主的氧化物具有較好的潤滑性，也使得摩擦系數均值大幅下降。當環境溫度升至600℃時，往復摩擦運動所帶來的交變應力導致大量疲勞裂紋的產生，逐步擴展結合后造成熔覆層表面層片剝落的形貌，如圖12d所示。尤其是隨著溫度升高熔覆層軟化加劇，抵抗塑性變形能力降低，更易于亞表層裂紋向表層擴展；且氧化層增厚，脆性的氧化物抵抗疲勞磨損性能較差，使得這一失效行為更加嚴重[26]。總結在不同溫度條件下FeCrNiMo激光熔覆層的磨損機制可知，熔覆層主要以氧化磨損和疲勞磨損機制為主。隨溫度逐步升高，2種磨損失效形式均明顯加劇，但磨損率的大幅增加主要來源于疲勞磨損所導致的層片剝落。

圖12

圖12熔覆層磨損機制隨溫度升高演變示意圖

(a) test model (b) 25oC (c) 300oC (d) 600oC

Fig.12Schematics for demonstrating wear mechanism evolution of cladding layer with elevating temperature

3結論

(1) 成功制備了組織致密、無裂紋、單層厚度超過2 mm的FeCrNiMo激光熔覆層。熔覆層組織總體由枝晶內馬氏體及晶間富Cr、Mo元素的鐵素體構成，而從表面沿厚度方向依次為等軸晶、樹枝晶和胞狀晶組織。

(2) 在環-塊單向摩擦磨損形式下，隨著施加載荷加大，摩擦系數升高，熔覆層磨損量逐漸增加，但磨損率呈下降趨勢。低載荷時，熔覆層以磨粒磨損和氧化磨損機制為主；而高載荷時，熔覆層黏著磨損傾向增大。

(3) 在球盤往復摩擦磨損形式下，隨著環境溫度升高，摩擦系數降低，熔覆層發生熱軟化，磨損量與磨損率均明顯增大。熔覆層以氧化磨損和疲勞磨損機制為主，且隨溫度升高，其失效趨勢逐漸增強。

來源--金屬學報