超聲振動輔助激光熔覆3540Fe/CeO2涂層實驗及分析

王玉玲 劉善勇 張翔宇 劉永武 李榮超

青島理工大學機械與汽車工程學院，青島，266520

0 引言

激光熔覆是一種新型材料表面改性處理技術，可根據(jù)零部件工況要求對涂層進行成分設計，在價格低廉的鋼材上制得具有高性能的涂層，從而延長零部件的服役壽命，因此該技術備受國內外學者的關注[1-2]。然而，與焊接過程相類似，激光熔覆是快速熔化及迅速凝固的過程，由于極大的冷卻速度和溫度梯度，該過程極易產生裂紋或氣孔缺陷，進而影響熔覆層性能。目前，將物理場作用于熔池，以改善涂層組織，提高熔覆層各項性能的輔助激光熔覆技術，成為研究激光熔覆技術的新思路。

超聲振動技術作為激光熔覆過程中的輔助技術時，具有工藝簡單、無污染的特點，其應用范圍廣，在材料熔凝過程中引入超聲振動，較易在安全節(jié)能的條件下得到組織細化、元素分布均勻的涂層，因此超聲振動輔助激光熔覆技術隨著激光熔覆技術的迅猛發(fā)展也得到了越來越多的關注。文獻[3]將超聲振動施加到焊接板材中,得到了不存在未混合區(qū)的焊縫，提高了焊接接頭強度，延長了板材使用壽命。文獻[4]將超聲振動與激光熔覆相結合，通過對熔覆材料結晶過程的影響機理研究，證明了超聲振動的空化效應能使熔池溫度變化更加均勻化，能有效降低涂層裂紋率，細化組織晶粒，得到高性能涂層。文獻[5-6]在研究超聲振動輔助激光熔覆BT20鈦合金的過程中發(fā)現(xiàn)，振動施加后涂層的晶粒尺寸越小，涂層氣孔率越低。盡管上述研究都為超聲激光復合加工技術的發(fā)展作出了貢獻，但實驗均以對基體施加超聲振動的單一施加方式為主，而實際生產應用則需考慮更加靈活的加工方式。研究表明，在空氣中對熔覆區(qū)施加超聲振動的方式，同樣可制備高性能熔覆層，且該方式可在工件任意處對熔覆區(qū)直接施加振動，不會因工件尺寸或工作臺過大而可能出現(xiàn)超聲振動衰減、振動分布不均的情況，具有更強的適應性和實用性。

本文在確定了最優(yōu)工藝參數(shù)及粉末配比的基礎上引入超聲振動，進行超聲振動輔助激光熔覆制備3540Fe/CeO2高性能熔覆層的實驗研究。分析了有無超聲振動及施加不同角度超聲振動對熔覆層宏觀形貌、微觀組織、物相組成及力學性能的影響，最終確定最佳超聲振動施加角度，得到性能優(yōu)異且滿足要求的熔覆層。

1 實驗

1.1 實驗材料

實驗選用熔覆粉末材料為3540Fe基合金粉末，粒度為150～300目，其化學成分見表1。由于稀土元素具有細化晶粒、減少氣泡、改善熔覆層形貌的作用，因此在激光熔覆實驗研究中，常加入稀土元素提高熔覆層性能。為了制備更高性能的粉末材料同時便于觀察比較，本文選擇在3540Fe基合金粉末中添加CeO2稀土元素?；w材料選用42CrMo鋼，尺寸為150 mm×80 mm×15 mm，基體材料經(jīng)等溫正火—滲碳淬火—回火的熱處理后，表面硬度達到260 HV左右，其化學成分見表2。

1.2 實驗設備及方法

實驗采用德國Rofin公司生產的FL020型光纖激光器，其最大激光輸出功率為2 000 W，激光波長為950～1 100 nm，光斑直徑最小為1 mm，保護氣體為氬氣。采用自制的機構對熔覆層直接施加超聲振動，與傳統(tǒng)接觸式間接超聲振動存在很大差別，施加方式如圖1所示。超聲波與工件掃描方向垂直，激光熔覆方式采用“S”形熔覆路徑，保證超聲振動作用于熔池，且對靠近熔池的熔融態(tài)材料起到振動作用，以確保振動的時效性及均勻性。

表13540Fe基粉末化學成分表(質量分數(shù))

Tab.1 Chemical composition of 3540Fe(mass fraction) %

表2 42CrMo鋼化學成分表(質量分數(shù))

圖1 超聲輔助激光熔覆掃描工件方式示意圖Fig.1 Scan artifact mode of ultrasonic assisted laser cladding

進行熔覆實驗前，提前開啟超聲振動設備，以保證作用效果，同時有助于波形的穩(wěn)定。實驗完成后，延遲關閉超聲振動設備，增加附加振動時間。

實驗選用離焦量30 mm，掃描速度4 mm/s，搭接率50%，以超聲振子端部中心線與熔池水平面之間的夾角α為超聲振動施加角度，分別選取α為0°、30°、45°、60°、90°進行超聲振動實驗，并得到最佳超聲振動施加角度。

2 結果與分析

2.1 超聲振動施加角度對涂層宏觀形貌的影響

圖2為施加不同角度超聲振動所得到的熔覆層宏觀形貌，可以看出，無超聲振動的熔覆試樣的首道熔覆層較厚，同時基板端部的熔覆層表面凹凸不平、厚度不均。這是預置粉末法激光熔覆難以避免的，由于首道熔覆層熔覆時的粉末最多，周圍未形成熔池，而從第二道熔覆層熔覆開始,粉末逐漸流向前一道熔池，從而導致熔覆層的高度降低?；宥瞬亢穸炔痪彩峭瑯拥牡览?。

(a)無超聲振動 (b)0°超聲振動

(c)30°超聲振動 (d)45°超聲振動

(e)60°超聲振動 (f)90°超聲振動圖2 不同角度超聲振動激光熔覆涂層宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphology of different angles of ultrasonic vibration laser cladding coating

由圖2可以看出，與無超聲振動的熔覆試樣相比，加入超聲振動后的各試樣熔覆層整體厚度均勻，首道熔覆層與隨后各道熔覆層的高度差減小，基板端部熔覆層形貌凹凸不平的現(xiàn)象得到了極大改善。其中,當超聲施加角度為0°、30°和60°時，熔覆試樣的熔覆層在基板端部存在或多或少凹凸不平的現(xiàn)象，這是由于在豎直和水平方向的振幅大小不同，熔覆層受到的振動合力不均造成了基板邊緣與內部振幅差值較大，進而使得熔池在激光熔覆端部的形態(tài)不穩(wěn)定。在超聲振動的劇烈作用下，處于非穩(wěn)態(tài)的熔池迅速凝固形成了凹凸不平的端面形貌。而當超聲施加角度為45°和90°時，熔覆試樣的熔覆層宏觀形貌最為平整均勻，振動合力在豎直和水平方向分力的均衡以及豎直單一方向的振動，保證了作用于熔池的振幅穩(wěn)定。由此可知，施加不同角度超聲振動時要盡量保證作用于熔池的振幅均勻及穩(wěn)定，以制備出宏觀形貌均勻平整的激光熔覆涂層。

2.2 超聲振動輔助激光熔覆3540Fe/CeO2涂層組織分析

超聲振動輔助激光熔覆3540Fe/CeO2涂層的組織分布圖見圖3。由圖3a可以看出，無稀土、無超聲輔助的熔覆層雖有組織生成，但組織由多數(shù)粗大的胞狀晶和少量生成的樹枝晶構成，粗細分布極其不均勻，且產生大量氣孔。由圖3b可以看出,添加稀土后組織得到細化，組織多為樹枝晶及胞狀晶相間分布在γ(Fe,Ni)相中，涂層氣孔消失。而由圖3c和圖3d可以看出，施加超聲振動后涂層組織得到明顯細化，相比只添加稀土、無超聲輔助的涂層組織，其晶體結構更加細致均勻，且同樣無氣孔產生。由此可知，超聲振動的施加確實對激光熔覆層的顯微組織起到很好的細化作用，對涂層性能有很大的提升作用。這是由于超聲波的空化效應起了作用，空化泡形成瞬間產生的高壓會增加合金熔體的整體過冷度，進而使得涂層結晶力增大，促進熔體形核，提高了形核率，從而細化組織晶粒。同時，空化泡的破裂瞬間產生的高溫使得已經(jīng)形核的晶粒重新熔化并二次生長，變成更加細小的晶粒組織。此外，超聲波的熱效應也起到關鍵的作用，在合金熔體的結晶過程中，超聲波的熱效應對熔池產生攪拌作用，該攪拌作用使涂層中的溶質元素快速聚集于生成的枝晶根部，進而使得枝晶根部頸縮后斷裂形成更加細小的等軸晶。

(a)無稀土無超聲 (b)加稀土無超聲

(c)45°超聲加稀土 (d)90°超聲加稀土圖3 不同角度超聲振動激光熔覆涂層顯微組織Fig.3 Microstructure of different angles of ultrasonic vibration laser cladding coating

比較圖3c和圖3d可以看出，在相同熔覆工藝參數(shù)下，施加45°超聲振動的熔覆層組織比施加90°超聲振動的熔覆層組織更加細化。90°超聲振動制備的熔覆層組織分布均勻，多為細化的枝晶組織；而45°超聲振動制備的熔覆層組織多為枝晶組織細化后生成的等軸晶和細小針狀枝晶，呈垂直熔池方向豎向排列，且涂層表面析出黑色硬質相。根據(jù)物相檢測結果，硬質相中含有Fe、Cr、Ni及少量Ce元素，推測在熔覆過程中，共晶組織溶解后在超聲作用下不斷上浮，使得涂層表面出現(xiàn)硬質相，該硬質相不僅有利于氣孔的排除，對涂層表面性能也有很好的強化作用。通過上述分析可知，在相同熔覆工藝參數(shù)條件下，45°超聲振動制備的熔覆層顯微組織更為理想。

2.3 超聲振動輔助激光熔覆3540Fe/CeO2涂層物相結構分析

采用X射線衍射(X-ray diffraction，XRD)進行物相分析，圖4為無超聲振動及分別施加45°和90°超聲振動后的激光熔覆3540Fe/CeO2涂層XRD物相分析圖譜，可以看出，無論是施加45°還是90°超聲振動，熔覆層物相結構均未發(fā)生改變，仍然由γ(Fe，Ni)、Cr13Ni5Si2、Cr7C3等相組成。此結果與文獻[7]結果類似。

1.γ(Fe,Ni) 2.Cr13Ni5Si2 3.Cr7C3圖4 不同角度超聲振動激光熔覆涂層XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of different angles of ultrasonic vibration laser cladding coating

根據(jù)冶金學理論，相的組成主要受成分及冷卻條件的影響。超聲振動輔助激光熔覆時，在對熔池施加振動的過程中,并未引入其他元素改變原本的化學反應而改變熔覆層成分。同時，超聲振動的聲波在熔池中進行傳播時產生空化效應及熱效應，在熔覆過程中有利于減小熔池的溫度梯度。本研究所用的熔覆材料為Fe基合金，在結晶過程中，合金元素在晶界上的含量比其在晶內的含量高得多，降低了MF(完全馬氏體化)點溫度，在熔池從高溫降至室溫的過程中，基本不發(fā)生相的轉變，主要為馬氏體，只有晶界上殘留有部分奧氏體，在物相檢測中顯現(xiàn)不出也是合理的。但韌性良好的奧氏體能吸收熔覆層中的應力，可防止裂紋產生，是實驗樣品未觀測到裂紋的重要原因[8]。

2.4 超聲振動輔助激光熔覆3540Fe/CeO2涂層顯微硬度分析

圖5為有無超聲振動作用下激光熔覆層橫截面顯微硬度分布示意圖，可以看出，施加超聲振動的熔覆層顯微硬度要明顯高于未施加超聲振動的熔覆層顯微硬度。從圖5中實驗數(shù)據(jù)可求得未施加超聲振動的熔覆層平均顯微硬度為708 HV；而施加90°超聲振動的熔覆層平均顯微硬度為1 052 HV,較未施加超聲振動的熔覆層硬度提高了48%左右；施加45°超聲振動的熔覆層平均顯微硬度為1 148 HV,較未施加超聲振動的熔覆層硬度提高了62%左右，提高效果最為明顯。由此可見，超聲振動的施加對提高熔覆層的顯微硬度有很大的幫助，原因在于施加超聲振動產生的空化效應及熱效應能細化熔覆層組織和晶粒，晶粒尺寸減小使得晶界數(shù)量增多，當載荷作用于等軸晶區(qū)時硬度提高，使得合金層的韌性得到提高。同時，超聲波的施加使得CeO2稀土元素在熔覆層中的分布更加均勻，表面載荷作用于熔覆層時被均勻地分攤，熔覆層單位面積承受的壓力變小，熔覆層整體的抗變形能力就得到了提高，進而總體性能得到了強化。此外，施加45°超聲振動的熔覆層顯微硬度整體要高于施加90°超聲振動的涂熔覆顯微硬度，施加45°超聲振動的熔覆層由于振動力在水平和豎直方向上的均勻性，使得熔覆層的晶粒更加細化，組織更加均勻，能更好地均布熔覆層中的CeO2稀土元素，從而得到更高表面硬度的涂層。

圖5 有無超聲振動熔覆層顯微硬度對比Fig.5 Microhardness with or without ultrasonic vibration cladding layer

2.5 超聲振動輔助激光熔覆3540Fe/CeO2涂層耐磨性分析

作為標定熔覆層耐磨性的重要參數(shù)，熔覆層的摩擦磨損性檢測必不可少。研究表明，對于一定材料，其摩擦因數(shù)及磨損量是材料及各種外界因素綜合作用的結果，而非材料自身的固有特征，因此為了研究超聲振動對涂層耐磨性的影響,在同一實驗環(huán)境下，對無超聲振動及分別施加45°和90°超聲振動的激光熔覆層的摩擦磨損性進行了實驗研究。

圖6為無超聲振動及分別施加45°和90°超聲振動熔覆層的摩擦因數(shù)曲線對比圖，可以看出，摩擦初期由于表面粗糙度較小，三者的初始摩擦因數(shù)均較小，隨著摩擦時間的增加，三者表面粗糙度的不同使得曲線發(fā)生變化，在經(jīng)歷了磨合期后，摩擦因數(shù)逐漸趨于穩(wěn)定，并進入穩(wěn)定磨損階段。其中，無超聲振動的熔覆層磨合期最長，施加90°超聲振動的熔覆層磨合期次之，而施加45°超聲振動的熔覆層最快達到穩(wěn)定磨損階段。由此可知，相比較未施加超聲振動的熔覆層，施加超聲振動的熔覆層磨合期明顯縮短。實驗結果表明，未施加超聲振動的熔覆層平均摩擦因數(shù)約為0.49，曲線波動較大；施加90°超聲振動的熔覆層平均摩擦因數(shù)約為0.37，摩擦曲線波動最小，摩擦過程最為平穩(wěn)；施加45°超聲振動的熔覆層的摩擦因數(shù)最小，是未施加超聲振動的熔覆層摩擦因數(shù)的一半，約為0.27，雖然摩擦曲線峰谷差值較大，但中間值總體較為平穩(wěn)，可能是變幅桿端面橫向振幅與縱向振幅施加不同步，造成了振幅峰谷值差異較大。

圖6 有無超聲振動熔覆層摩擦因數(shù)曲線對比Fig.6 Friction coefficient curve with or without ultrasonic vibration cladding layer

圖7為無超聲振動及分別施加45°和90°超聲振動的熔覆層磨損量對比圖，可以看出，未施加超聲振動的熔覆層磨損量最大，平均值為6.23 mm3；施加90°超聲振動的熔覆層磨損量平均值為4.68 mm3；而施加45°超聲振動的熔覆層磨損量最小，平均值為3.02 mm3，減磨效果最為明顯。這一結果與圖6對應的摩擦因數(shù)結果相吻合，摩擦因數(shù)小的熔覆層耐磨性較好，從而磨損量相對較小。

圖7 有無超聲振動熔覆層磨損量對比Fig.7 Abrasion loss with or without ultrasonic vibration cladding layer

為了更加深入地研究超聲振動對激光熔覆涂層耐磨性的影響，系統(tǒng)探究涂層磨損機理，用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)對各磨損試樣的磨痕表面進行觀察研究，見圖8。

(a)基體 (b)無超聲振動

(c)45°超聲振動 (d)90°超聲振動

(e)基體放大圖 (f)無超聲振動放大圖

(g)45°超聲振動放大圖 (h)90°超聲振動放大圖圖8 有無超聲振動熔覆層磨痕形貌SEM圖Fig.8 SEM of grinding crack topography with or without ultrasonic vibration cladding layer

由圖8a可以看出，基體磨損嚴重，塑性變形較大，磨損形式為嚴重的粘著磨損和疲勞磨損，并伴有微量磨料磨損，磨痕寬度最大，約為582 μm。這是由于對磨材料為Al2O3陶瓷球，其硬度遠高于基體材料42CrMo鋼的硬度，基體在磨損過程中所受循環(huán)變應力較大，進入穩(wěn)定磨損階段后超過其疲勞極限，從而出現(xiàn)疲勞破壞并在表面形成麻坑，同時隨著摩擦過程的持續(xù)進行，基體表面溫度不斷升高，對磨偶件與基體因高溫產生局部焊合，焊合區(qū)域在相對運動的作用下不斷撕裂后從基體表面凸起并形成粘著。局部放大后，由圖8e可以看到基體磨損面的粘著狀表面，且表面分布有大量氣孔。圖8b為未施加超聲振動的熔覆層磨損形貌，可以看出磨損形態(tài)有所減輕，磨損表面較為光滑，磨痕寬度減小，約為480 μm，磨損形式為粘著磨損并伴有微量磨料磨損，磨損表面有大塊的熔覆層脫落及輕微犁溝出現(xiàn)，但沒有凹坑和凸起，局部放大后，圖8f表現(xiàn)地更加直觀。這是因為與基體相比，3540Fe/CeO2熔覆層的硬度要高很多，對磨偶件硬質相的變應力相對熔覆層的變應力減小，但隨著磨損過程的進行，熱應力使得Al2O3陶瓷易于粘結熔覆層，從而使得熔覆層脫落。

圖8c和圖8d分別為施加不同角度超聲振動的熔覆層磨損形貌，可以看出，施加超聲振動的涂層比未施加超聲振動的涂層在磨損程度上減輕許多，其磨損表面更為光滑。其中，施加45°超聲振動的熔覆層磨損形貌(圖8c)更為理想，磨痕淺而細，磨痕寬度約為236 μm；施加90°超聲振動的熔覆層(圖8d)磨痕寬度約為372 μm，磨痕較寬。比較兩者的磨損機理可以發(fā)現(xiàn)，施加超聲振動后熔覆層的磨損形式表現(xiàn)為磨料磨損和粘著磨損。施加45°超聲振動的熔覆層磨損形式主要為磨料磨損，并伴有輕微的粘著磨損，涂層磨損表面為輕微的豎向細小劃痕，局部放大后，從圖8g中可以看到，磨痕呈豎向規(guī)則排列，無明顯溝槽，這一方面是由于Al2O3陶瓷球對表面存在犁削作用，另一方面是由于脫落的磨屑對涂層表面形成顯微切削作用，但該過程并未形成較深的犁溝，只有小面積的涂層剝落，磨損表面形貌最為理想。而施加90°超聲振動的熔覆層磨損形式為粘著磨損與磨料磨損相間，對磨偶件的硬質點反復刮擦熔覆層表面，形成了輕微的犁溝，同時Al2O3陶瓷球對涂層表面也存在犁削及顯微切削作用，使得涂層表面有不規(guī)則的小片狀剝落，局部放大后，從圖8h中可以看到，涂層表面有剝落現(xiàn)象，但痕跡較淺，更多的是犁溝形成的犁皺。

3 結論

在確定了最優(yōu)工藝參數(shù)和粉末配比的基礎上，引入超聲振動來輔助激光熔覆3540Fe/CeO2實驗研究，選擇超聲波與工件掃描方向垂直的輔助方式，采用“S”形掃描路徑進行輔助熔覆實驗。通過分析熔覆層的微觀組織、物相組成和力學性能發(fā)現(xiàn)：

(1)超聲振動的施加使得熔覆層組織由粗大的胞狀晶和樹枝晶向細小的等軸晶和針狀枝晶轉化，組織細化效果明顯。

(2)在硬度和耐磨性方面，超聲振動的施加使得涂層平均硬度提高50%～60%，耐磨性提升明顯；但XRD分析發(fā)現(xiàn)熔覆層組織并未因超聲波的作用而產生新相。

(3)超聲振動施加角度為45°時得到的熔覆層性能更為優(yōu)異，此時熔覆層表面成形質量和微觀組織形貌良好，無裂紋及氣孔等缺陷，涂層平均顯微硬度最高，耐磨效果最為顯著。