脈沖寬度對激光熔覆FeSiB涂層組織與硬度的影響

龔玉兵，王善林，李宏祥，柯黎明，陳玉華，馬 彬

(1 南昌航空大學 輕合金加工科學與技術國防重點學科實驗室，南昌 330063；2 北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室，北京100083)

Fe基非晶合金是一種具有極高的強度和硬度、良好的耐磨抗腐性能、突出的軟磁性等優點的新型材料，被廣泛應用于電力系統、電子器件等領域，然而其相對較低的玻璃形成能力和斷裂脆性制約了工程應用[1-4]。激光熔覆技術具有冷卻速率快、光束位置靈活變動、熱輸入小及工件變形小等優點，所得涂層與基體形成良好的冶金結合[5-8]。激光熔覆制備Fe基非晶合金涂層不僅可以解決脆性和尺寸問題，還能將Fe基非晶合金推廣應用，涂層的成功制備將推動整個材料界及制造業的迅速發展。近年來，國內外研究者采用激光熔覆非晶粉末制備了鐵基非晶涂層，涂層由非晶相與結晶相組成，涂層硬度高、熱穩定性好，能改善材料表面耐磨耐蝕性能，然而，粉末狀結構疏松，涂層極易出現未熔顆粒及孔洞缺陷，導致涂層結構致密性差[9-12]。此外，熔覆過程中，粉末易堵塞噴槍，使用的黏結劑產生煙塵、效率低，將顯著影響涂層的質量。研究表明，激光工藝參數對涂層的質量具有重要影響，如王彥芳等[13]研究發現掃描速率的增加使得樹枝晶細化，且外延生長區寬度變小，顯微硬度增大。符寒光等[14]的研究結果表明，增加激光功率，涂層稀釋率提高，顯微硬度減小，且改變掃描速率與其效果一樣。侯紀新等[15]的研究表明掃描速率和激光功率分別為180mm/min,1.5kW時，涂層性能較高。由上述可見，目前研究主要集中在激光功率、掃描速率方面，而脈沖寬度對激光熔覆涂層質量的研究卻鮮有報道。針對以上問題，本工作以鐵基非晶帶材代替非晶粉末，采用脈沖激光熔覆法在低碳鋼表面制備低成本、高致密度非晶涂層，研究脈沖寬度對非晶涂層形貌、顯微組織及力學性能的影響。

1 實驗材料與方法

實驗所采用的熔覆材料是商業化的Fe78Si9B13非晶帶材(牌號：1k101)，試樣尺寸為40mm×15mm×25μm，基體材料為2mm厚的Q235鋼。熔覆前將基材表面打磨至平整光潔，然后去油并干燥備用，采用SL-80型Nd:YAG脈沖激光焊機。利用自制的預壓式裝置，按圖1形式將10層Fe-Si-B非晶帶材疊加，激光熔覆制備鐵基非晶涂層。設定熔覆速率0.3mm/s、光斑直徑0.4mm、脈沖功率19.2W、脈沖頻率4Hz、搭接率50%，熔覆時采用氬氣(流量為10L/min)進行保護，脈沖寬度t分別為2.8,3.0,3.2,3.4,3.6ms，對應的脈沖能量E分別為4.2,4.5,4.8,5.0，5.2J，能量密度為脈沖能量與光斑面積的比值。

圖1 激光熔覆FeSiB非晶帶材示意圖Fig.1 Appearance diagram of FeSiB amorphous strip by laser cladding

涂層制備后，沿涂層厚度方向截取試樣，打磨、拋光，采用5%的硝酸酒精溶液腐蝕6～8s；采用MR5000倒置顯微鏡觀察涂層截面形貌；采用X射線衍射儀(XRD)對涂層進行物相分析；采用S3400環境掃描電鏡(SEM)分析涂層組織及微觀結構；采用HVS-50型顯微硬度儀對試樣進行顯微硬度測試，測定方法為沿涂層的熔深方向，即從熔覆區到基材區，點距為0.05mm，加載載荷為0.98N，加載時間為10s，每次測量3次，取平均值；用金相顯微鏡中的測量工具測量涂層的平均厚度H、基材被熔覆平均深度h，如圖2所示，并計算出稀釋率D，其中：D=h/(h+H)×100%[16]。

2 結果與分析

2.1 脈沖寬度對涂層成形的影響

圖3為不同脈沖寬度下涂層的橫截面形貌。當脈沖寬度為2.8ms時，基體材料不容易被熔化，只是熔覆材料之間熔化且部分未熔透，熔覆材料與基材之間存在明顯間隙，且出現脫落現象，如圖3(a)所示。脈沖寬度為3.0,3.2ms時，非晶薄帶層及涂層與基材之間界面結合良好，結構致密，未發現明顯孔洞、未熔等缺陷，且呈良好的冶金結合，如圖3(b), (c)所示。但隨脈沖寬度繼續增加，裂紋增多，且裂紋源不僅在涂層表面，還萌生于界面處，如圖3(d)所示。當脈沖寬度增加至3.6ms，涂層存在氣孔缺陷，如圖3(e)所示。表1為不同脈沖寬度下涂層的橫截面相關尺寸及計算出的稀釋率。由表1可發現，脈沖寬度為2.8ms時，基材未熔；脈沖寬度從3.0ms依次增加到3.6ms，得到涂層的稀釋率分別為13.4%，23.2%，39.2%，47.3%，隨著脈沖寬度的增加，基材被熔深度增大，涂層稀釋率隨之升高。脈沖寬度從3.2ms增加到3.4ms時，基材被熔深度由63μm增加到121μm，涂層稀釋率由23.2%增至39.2%，增大了近1倍。

圖3 不同脈沖寬度下涂層的橫截面形貌(a)t=2.8ms;(b)t=3.0ms;(c)t=3.2ms;(d)t=3.4ms;(e)t=3.6msFig.3 Cross-section morphologies of coating with different pulse widths(a)t=2.8ms;(b)t=3.0ms;(c)t=3.2ms;(d)t=3.4ms;(e)t=3.6ms

Samplet/msH/μmh/μmD/%12．82480-23．02263513．433．22086323．243．418812139．253．619317347．3

脈沖寬度表征的是脈沖能量的持續時間，脈沖寬度越大，即單個脈沖作用在涂層上的時間增加，光斑直徑不變，相應的能量密度增加[17]。顯然，其他參數一定，脈沖寬度過小，激光對涂層的加熱時間過短，能量過低，即加熱時間低于2.8ms，相應的脈沖能量低于4.2J時，激光所提供的能量達不到熔化基材所需的能量，結果只是非晶帶材熔化，熔覆材料與基材未產生冶金結合。隨脈沖寬度增加，單位時間涂層吸收的能量提高，熔覆過程產生的熱應力增大，使裂紋傾向增加。脈沖寬度增加，相應的能量密度增大，有利于涂層與基材間的冶金結合，使得熔深增大，稀釋率隨之提高。脈沖寬度由3.2ms增加到3.4ms，相應的脈沖能量由4.8J增加到5.0J，基材受熱過度，使得基材被熔深度增加，結果稀釋率變化最明顯。加熱時間大于3.6ms，相應的脈沖能量超過5.2J時，脈沖寬度過大，能量過高，金屬氣化加重，產生小孔效應，導致氣體來不及逸出，形成氣孔。

2.2 涂層的組織特征

圖4為不同脈沖寬度下涂層表面的XRD圖譜。由圖4可以發現，不同脈沖寬度下涂層中都出現結晶相，但衍射峰的強度不同，標定出結晶相主要為α-Fe,Fe2B和Fe3Si；隨著脈沖寬度增加，結晶相峰值提高，且含量增多。當脈沖寬度為3.0,3.2ms時，在40°～50°之間有較寬化漫散射峰出現，說明涂層中含有一定的非晶相，同時也存在晶化相；而脈沖寬度提高到3.4ms時，晶化峰更加尖銳，且數量增加。脈沖寬度增加，脈沖激光在涂層上的作用時間增加，高溫停留時間長，使涂層降溫時間延長，導致冷卻速率降低；另一方面，脈沖寬度增加，單位時間涂層所吸收的能量增加，使涂層過熱及基材被熔深度增大，涂層稀釋率升高，涂層成分與非晶帶材之間存在差異，導致涂層非晶形成能力越低，從而晶化程度更加明顯。

圖4 不同脈沖寬度下涂層的XRD圖譜Fig.4 X-ray diffraction patterns of coating with different pulse widths

圖5為脈沖寬度3.2ms涂層橫截面顯微組織形貌，其中圖5(b)為圖5(a)中A區的放大圖。涂層結構致密，未見孔洞缺陷，涂層與基材之間結合緊密，界線清晰，未見氣孔與間隙，如圖5(a)所示。涂層熔覆區存在白色顆粒狀的結晶相、部分無明顯組織特征的非晶相以及連續微小的晶粒，晶粒尺寸約為0.5μm，如圖5(b)所示。圖6為不同脈沖寬度下涂層橫截面線掃描，線掃描方向沿涂層指向基材。從圖6可以發現，Si元素含量在涂層底部的過渡處變化一致，均為逐漸降低；而在涂層中部，當脈沖寬度為3.0ms時，Si元素含量變化差值為30，脈沖寬度為3.2ms時，其變化差值為20。脈沖寬度為3.0,3.2ms時，在Si元素降低后的相應位置，C元素增加近1倍；而脈沖寬度為3.4ms時，C元素含量驟然增加近5倍，且相比其他脈沖寬度，Si元素含量降低近1/2。圖7為不同脈沖寬度下涂層界面顯微組織形貌。顯然，涂層橫截面分為不同區域：基材、重結晶區、熔合區和熔覆區，熔覆區組織到基材變化明顯。當脈沖寬度為3.0ms時，基材晶粒粗大，靠近重結晶區晶粒逐漸減小，重結晶區與熔合區之間存在明顯的平面晶，逐漸轉變為外延生長的柱狀晶，到熔覆區幾乎為無明顯組織特征的非晶相。隨脈沖寬度增加，平面晶有增加趨勢，熔合區明顯變寬，柱狀晶沿外延生長更寬；脈沖寬度為3.4ms時，熔覆區結晶相含量最高，且重結晶區出現微裂紋缺陷。

在激光束熱傳導作用下，脈沖寬度為3.0～3.4ms時，非晶帶材與基材表層之間發生冶金反應，兩者緊密結合。受冶金反應影響，非晶帶材中的Si元素擴散到基材重結晶區，基材中的C元素擴散到界面處。脈沖寬度由3.0ms增加到3.2ms，即加熱時間延長，涂層受熱充分，因此Si元素分布更加均勻，涂層致密度高。脈沖寬度繼續增加至3.4ms，加熱時間較長，液體金屬冷卻速率降低，晶化程度增加，析出Si的結晶相增多，導致涂層中Si元素含量下降。脈沖寬度由3.2ms增至3.4ms時，基材被熔深度由63μm增加到121μm，升高明顯，非金屬元素擴散時間長、距離遠，密度較小的C元素受熔池攪動的作用加劇，擴散量增大，導致界面處C元素含量驟增。基材表層受熱，溫度升高，為原本粗大的鐵素體向奧氏體轉化提供了條件，但高溫停留時間短，冷卻速率快，奧氏體來不及長大，最后形成細小的鐵素體。激光束熱傳導速率快，高溫熔化的非晶帶材與基材表層間形成急冷，使得兩者結合處溫度梯度G較大，而結晶速率R較小，有利于界面的穩定，并以平面態生長。從熔合區邊界到熔覆區，G/R的比值逐漸降低，出現成分過冷，使凝固方式向枝晶態轉變，因靠近結合處，晶粒易以原始晶面為形核中心，形成外延生長的柱狀晶組織[10]。其他參數一定，增加脈沖寬度，受涂層成分變化與冷卻速率影響，導致涂層非晶形成能力下降及晶化程度提高，造成熔合區晶核生長未及時受到抑制，柱狀晶不斷沿外延生長，直到成分均勻，無異質形核核心，柱狀晶停止生長。脈沖寬度較大時，涂層受熱過高，殘余熱應力過多，易引發裂紋，對界面結合會有一定影響。離熔合區越遠，冷卻速率越高，成分均勻性越好，熔覆區呈均勻形核，形成晶粒后來不及長大，最終形成細小而密集的晶粒。

圖6 不同脈沖寬度下涂層橫截面Si元素(1)與C元素(2)線掃描(a)t=3.0ms;(b)t=3.2ms;(c)t=3.4msFig.6 Line scanning of Si (1) and C (2) of the coatings cross-section with different pulse widths(a)t=3.0ms;(b)t=3.2ms;(c)t=3.4ms

2.3 涂層的顯微硬度

圖8為不同脈沖寬度下沿涂層厚度方向的顯微硬度值分布曲線。由圖8可見，不同脈沖寬度下涂層的顯微硬度值分布基本呈“臺階狀”，表現為涂層表層硬度值偏低，熔覆區中部硬度值較高，由熔覆區過渡到基材硬度值陡降；而脈沖寬度高于3.4ms時，界面過渡處的硬度值相對較高。脈沖寬度從3.0～3.6ms，涂層的平均顯微硬度值依次為1038,1192,989,841HV；隨脈沖寬度的增加，顯微硬度先增加后降低。脈沖寬度為3.2ms時，涂層的平均顯微硬度1192HV約為基材硬度110HV的10倍，顯微硬度值最高達到1400HV，表明涂層具有較高的耐磨性能[9,12]。

涂層由FeSiB非晶帶材熔覆而成，該材料中含有過飽和的非金屬元素Si和B。B密度小，受熱熔化后，易從金屬液體中漂浮到表層，導致表層硬度偏低。在激光重熔作用下，熔覆區中部成分均勻，晶粒更細；而熔覆區底部靠近界面，受基材的稀釋影響，該區成分偏離原始狀態，結果熔覆區中部硬度值比底部高。基于激光熔覆快冷的特征，涂層快熱急冷，晶粒細小，且產生了硬脆的硅化物Fe3Si和硼化物Fe2B，使得涂層顯微硬度遠高于基材[18]。脈沖寬度為3.0ms時，激光束對涂層的加熱時間較短，其中高熔點Si元素來不及均勻混合，就已經凝固，導致顯微硬度偏低。當脈沖寬度增加到3.2ms時，涂層受熱充分，成分均勻，Si元素含量增加，非晶形成能力提高，涂層顯微硬度升高[11]。脈沖寬度繼續增加，激光束對涂層的加熱時間延長，液體金屬冷卻速率降低，涂層內的晶化量增加，晶粒變粗；同時，涂層中非金屬元素擴散量增多，即涂層非金屬元素含量較低，如Si元素含量降低近1/2，因此，涂層整體硬度降低。脈沖寬度較大時，即t高于3.4ms，涂層稀釋率較高，非金屬元素擴散時間長、距離遠，基材中C元素擴散到界面處，導致該處硬度相對升高。

3 結論

(1)隨脈沖寬度增大，涂層稀釋率升高，裂紋增多，且裂紋萌生傾向增大，涂層底部存在氣孔缺陷，硬度表現為先升高后降低趨勢。脈沖寬度為3.2ms時，涂層結構致密，未見孔洞缺陷，界面呈良好的冶金結合，涂層平均顯微硬度最高，約1192HV，遠高于基材的110HV，顯微硬度值最高達1400HV。

(2)由于激光作用時間長及涂層稀釋率高，冷卻速率降低，涂層成分不均，其非晶形成能力降低，涂層產生晶化，晶化相為α-Fe,Fe2B和Fe3Si。涂層截面由重結晶區向熔覆區過渡，隨脈沖寬度增加，熔合區明顯變寬，柱狀晶沿外延生長更遠。

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