面向盾構機密封跑道修復的激光熔覆Fe基涂層制備工藝

盧慶亮， 王 靜， 戚小霞， 李燕樂， 李方義

(1. 濟南重工集團有限公司， 山東 濟南 250109；2. 山東大學 機械工程學院 高效潔凈機械制造教育部重點實驗室， 山東 濟南 250061)

盾構機主軸承是主驅動系統中精密、高值的關鍵部件，其運轉狀況的優劣直接影響整個主機的工作壽命。盾構機在地下推進過程中，由于外力的擠壓，泥沙或巖漿等硬質顆粒難免會進入盾構殼密封位，在密封跑道表面留下不同深度的磨損凹槽。凹槽達到一定程度時，密封唇口的密封壓縮量無法補償磨損量，將嚴重威脅主驅動系統的正常運轉[1-2]。近年來，隨著地下空間開發利用的蓬勃發展，盾構機的需求量逐年增加，同時前期投入使用的盾構機也逐漸出現閑置和報廢的現象。利用激光熔覆等高效修復手段對損傷的盾構機密封跑道進行再制造修復，能夠更快地滿足市場對盾構機需求，還能大量地節省資源、能源，因此盾構機再制造修復研究具有重要的應用意義。

送粉式激光熔覆克服了預置式激光熔覆預置效率低、厚度誤差大、表面質量差等缺點，能使熔覆材料與基體材料同時加熱，易于達到冶金結合，具有送粉速率可控、熔覆材料燒損少、涂層成形好等優點。作為一種表面改性工藝方法，激光熔覆技術常用于制備耐磨、耐蝕、抗氧化等性能涂層[3-4]。在航空航天[5]、汽車船舶[6-7]、礦山深井[8-9]等機械設備核心零部件修復方面具有重要地位。鐵基自熔合金來源廣泛、成本低廉，且具有良好的耐蝕性和耐磨損性能。為進一步提高鐵基涂層使用性能，Wang等[10]將韌性較好的鎳基和鐵基合金粉末添加到Cr含量較高的自熔FeCrBSi合金粉末中，降低了涂層裂紋傾向，實現了相鄰熔覆道間無宏觀氣孔和裂紋的光滑包層。Chen等[11]以自制的Fe55球形自熔合金粉末為原料，在Q235鋼表面獲得了硬度為基體4倍、耐磨性為基體27倍的高鉻鐵基涂層。激光熔覆工藝參數的選擇對涂層成形及性能影響較大，為更好地實現激光熔覆鐵基涂層應用，諸多學者進行了熔覆工藝研究。郭衛等[12]基于鐵基合金的液壓立柱激光熔覆工藝，研究了不同搭接率和功率下的涂層硬度和磨損機理。Partes等[13]從基材散熱角度研究分析了功率對激光熔覆單線跡形狀(高度、寬度、熔深、熔面積和焊縫角度)的影響。Lei等[14]利用非線性擬合模型和全因素試驗探究了激光功率、粉末厚度和熔覆速率等工藝參數對熔寬、熔深及熔池面積的影響。

為探究FeCrBSi(Fe55)熔覆層對盾構機密封跑道磨痕的再制造修復效果，本文在42CrMo鋼板表面熔覆制備了多層多道Fe55涂層。基于正交試驗，分析研究了激光功率、熔覆速率及搭接率對熔覆涂層橫截面特征參數(熔面積、稀釋率)、顯微組織、硬度、磨損性能等的影響規律及作用機理，為激光熔覆制備無氣孔、裂紋等缺陷的高硬度FeCrBSi涂層提供參考。

1 試驗材料與方法

1.1 涂層制備

以盾構機主軸承同質材料42CrMo鋼作為激光熔覆的基體，尺寸為50 mm×50 mm×10 mm。在激光熔覆前用丙酮和無水乙醇清洗基體材料以去除表面油污和鐵銹。涂層材料為Fe55自熔合金粉末，具體化學成分如表1所示，粉末粒度為50～100 μm，在烘干箱中經120 ℃干燥2 h后的形貌如圖1所示。采用L16(43)正交試驗進行激光熔覆，如表2所示。采用ZKZM-RF-2000型2 kW光纖激光器進行激光熔覆處理，光斑直徑為φ3 mm，送粉器轉速為4 r/min，熔覆過程采用氬氣保護，每個試樣左邊熔覆3道單層，右邊熔覆3道3層，層與層之間停光時間為5 min，以減緩層間熱應力。

表1 Fe55粉末的化學成分(質量分數，%)

表2 正交試驗工藝參數

圖1 Fe55粉末形貌

1.2 表征與測試方法

用電火花線切割機切取金相試樣和摩擦磨損試樣，金相試樣經打磨、拋光后用4%硝酸酒精溶液侵蝕120 s，采用QUANTAFEG250型場發射掃描電鏡(SEM)觀察熔覆涂層橫截面顯微組織，并用Image J軟件測量橫截面特征參數。采用INCAEnergyX-MAX-50型X射線能譜儀(EDS)對熔覆涂層截面進行微觀形貌和元素分布分析。采用Smartlab型多功能X射線衍射儀(XRD)分析熔覆區的物相組成，其中掃描速率為10°/min，掃描范圍為20°～80°。采用UMT-2型球盤往復摩擦磨損試驗機測試涂層的摩擦磨損性能，摩擦副為直徑φ10 mm的Al2O3球，硬度大于95 HRC，所加法向載荷為20 N，往復距離為10 mm，摩擦時間為60 min。摩擦后用掃描電鏡觀察磨損形貌，用WYKO NT9800/9300 PROFILER白光干涉儀測得磨損體積和磨痕的三維形貌。采用MH-6顯微硬度計從涂層表面到基體區域每隔0.1 mm測量涂層截面上的顯微硬度，其中法向載荷砝碼500 g，保壓時間15 s。根據同一水平上4個壓痕的測量數據，確定各深度的平均顯微硬度。

2 試驗結果與討論

2.1 涂層表面形貌分析

圖2為1～8號樣Fe55熔覆涂層的表面形貌，其中每個試樣左側為單層熔覆涂層，右側為3層熔覆涂層。由圖2(a～d)可以看出，當功率為1400 W時，隨熔覆速率的增加，涂層邊緣的42CrMo鋼基體熱影響區覆蓋面積減小，涂層厚度和表面光滑度下降；隨搭接率增加，涂層表面愈加平整。由圖2(e～h)可以看出，當功率為1600 W，隨熔覆速率增加，涂層表面的光滑度先增加后降低，這是因為當熔覆速率較低時，單位時間內涂層材料獲得的熱量最高，部分熔渣和燒損材料上浮在涂層表面，增大了涂層的表面粗糙度，當熔覆速率過大時，部分上表面熔覆材料未完全熔融，也增大了涂層表面粗糙度。通過對比相同熔覆速率的各組試樣可以看出，隨著激光功率的增大，激光束的能量密度增加，擴大了涂層邊緣的基體熱影響區。

圖2 不同試樣Fe55熔覆涂層的表面形貌

2.2 涂層橫截面特征形貌分析

圖3(a，b)為1號樣Fe55熔覆涂層的截面形貌。可以看出，Fe55涂層與42CrMo鋼基體間均存在較寬的白色亮帶，表明涂層與基體間呈冶金結合。單層和3層熔覆涂層的厚度分別為0.582 mm和1.55 mm，3層熔覆涂層的厚度約為單層的2.66倍，說明在多層熔覆過程中層間存在一定的材料稀釋，保證了涂層間具有較好的結合強度。與多層熔覆相比，單層熔覆涂層的內部存在微小氣孔，致密度較低，而基體熔化區及其下方的基體熱影響區較大，對涂層和基體本身的性能影響較大，且涂層厚度太小，不能滿足后續加工及修復使用需求。因此，本文重點分析激光功率、熔覆速率等工藝參數對3層熔覆的影響。由圖3(b～e)可以看出，隨著搭接率的增加，道間更加緊湊，涂層表面更加平整。

圖3 不同試樣Fe55熔覆涂層的截面形貌

在激光高能量密度束的作用下，基體表面一薄層熔化并與熔覆涂層形成冶金結合。稀釋率是表征基體對涂層材料稀釋程度的一個重要參量，對熔覆涂層的結合強度及熔覆質量起著關鍵作用[15]。稀釋率過小，涂層與基體結合效果差，涂層易脫落；稀釋率過大，基體材料對涂層材料稀釋程度大，影響了熔覆涂層本身的性能，使涂層成分和熔覆質量具有不確定性。因此，在涂層與基體呈冶金結合的前提下盡量小的稀釋率較為合理。稀釋率大小可通過公式(1)進行計算[16-17]：

1.1.2 排除標準為具有以下任意一項者:①患有梗阻性疾病;②急性腹瀉患者;③其他短期內會改變排便情況的疾病;④精神障礙者;⑤不愿參加本次研究。

(1)

式中：A1為基體上部的涂層區(CZ)面積；A2是基體熔化區(MZ)面積，如圖4所示。表3為正交試驗所得1～16號樣橫截面各部分的面積及根據公式(1)計算所得稀釋率。

圖4 熔覆涂層試樣示意圖

表4為涂層區面積(A1)的極差分析結果。可以看出：A1隨著激光功率P增加而增加，增加幅度分別為18.8%、22.7%、12.0%；隨熔覆速率V增加而減小，減小幅度分別為28.2%、20.3%、20.7%；隨搭接率ε增加而增加，增加幅度分別為3.2%、3.4%、8.2%。根據極差分析結果可知，3種工藝參數對涂層區面積的影響程度為熔覆速率>搭接率>激光功率。

表3 正交試驗結果

表4 涂層區面積極差分析結果(mm2)

在送粉速率一定的條件下，涂層區面積的增加一方面表明粉末沉積率增大，另一方面表明涂層的厚度增大(表3所示熔寬無明顯變化)。根據激光能量密度公式E=P/DV(式中P為激光功率，D為光斑直徑，V為熔覆速率)，增加激光功率或減小熔覆速率都能增加激光能量密度。激光能量密度增加，單位時間內激光束能量越大，基體表面的熔覆材料熔化更加充分。因此，通過調控激光功率和熔覆速率在一定范圍內增大能量密度，可有效增大熔覆材料的沉積率和涂層厚度。

基體熔化區(MZ)是熔覆材料與基體的混合區域，即涂層與基體的結合區，其面積越大，涂層結合強度越高，但基體對涂層的稀釋作用會影響涂層本身性能，同時一定程度上擴大了對基體的熱影響。因此，基體熔化區面積大小對涂層結合強度和涂層性能有重要影響。

表5為基體熔化區面積(A2)的極差分析結果。可以看出：A2隨激光功率增加而增加，增加幅度分別為25.7%、26.9%、25.6%；隨熔覆速率增加而減小，減小幅度分別為21.0%、10.4%、18.1%；隨搭接率增加而增加，增加幅度分別為4.2%、9.3%、7.0%。根據極差分析結果可知，3種工藝參數對基體熔化區面積的影響程度為激光功率>熔覆速率>搭接率。

表5 基體熔化區橫截面面積極差分析結果(mm2)

隨激光功率的增加，激光束單位時間內輸出的熱量增多，從而增加了對涂層材料和基體的熱輸入，能夠增大涂層區和基體熔化區的面積。隨熔覆速率增大，激光束在基材表面停留時間縮短，部分熔覆材料來不及熔化形成涂層，所以，增大熔覆速率會降低粉末沉積率和對基體的熱輸入，即降低涂層區和基體熔化區的面積。

表6為稀釋率(η)的極差分析結果。可以看出：η隨激光功率和熔覆速率的增加而逐漸增大；隨搭接率增加呈先增大后減小趨勢。3種工藝參數對稀釋率的影響程度為熔覆速率>搭接率>激光功率，涂層稀釋率優化參數為P=1400 W，V=300 mm/min，ε=28%。

表6 稀釋率極差分析結果(%)

2.3 XRD物相分析

圖5為Fe55熔覆涂層的XRD圖譜。可以看出，涂層主要物相為體心立方結構(BCC)的α-Fe和α-(Fe，Ni)固溶體，還存在Fe9.7Mo0.3、Fe-Cr-Ni等化合物，以及Cr7C3陶瓷硬質相，說明在高溫熔池中Cr原子與C原子發生了原位反應，這有利于在涂層中產生硬質相強化作用，提高涂層強度和硬度。

圖5 Fe55熔覆涂層的XRD圖譜

2.4 涂層顯微組織分析

圖6所示為1號樣Fe55熔覆涂層的顯微組織。由于涂層稀釋率較高，層間結合區域不明顯，表明層間有較強的結合強度。從42CrMo鋼基體至Fe55涂層表面的涂層增長方向上，凝固組織形貌依次為平面晶、胞狀晶、柱狀晶和等軸晶[18]。如圖6(c)所示，經過激光束和高溫熔池的加熱，基體相當于經歷了一次淬火處理，與涂層相鄰基體轉化成馬氏體組織。基體與涂層接觸界面為平面晶區，由于熔池較小且其底部與基體接觸，底部熱量通過冷基體傳出，具有很大的溫度梯度(GL)，而熔覆過程中該區域的瞬時凝固速率(R)幾乎為零，使凝固界面GL/R比值趨于無窮大且無成分過冷現象，此時凝固組織以平面晶方式外延生長[19-20]。

圖6 1號樣Fe55熔覆涂層的顯微組織

隨著凝固區向外推進，熔池的熱量先傳遞給平面晶，再由熱基體傳出至熔覆涂層，使溫度梯度降低，凝固速率逐漸增加，界面GL/R比值逐漸減小。在熔池中下部靠近平面晶區的窄成分過冷區間，結晶凸起的側面出現溶質富集現象，降低了凸起側面的熔點，抑制其側面生長速度。同時，由于成分過冷區較窄，凸起前端生長受到限制，組織生長發展成胞狀晶，如圖6(c)所示。在熔池中上部GL/R進一步減小，胞狀晶界面前方的成分過冷區域逐漸加寬，胞狀晶生成柱狀枝晶，如圖6(b)所示。柱狀枝晶的生長方向受熱流方向和晶體本身的擇優取向控制，只有取向與熱流反方向一致或相近的晶體才能擇優生長。在熔池上部，凝固速度最大，溫度梯度趨于零，凝固界面GL/R最小，凝固界面前沿的成分過冷最大值大于熔池非均勻形核所需過冷度且溶質富集程度降低，柱狀枝晶凝固界面前方的熔體內形核質點增多，最終形成如圖6(a)所示，無明顯方向性且尺寸相近的等軸晶。

圖7為2～4號樣Fe55熔覆涂層中部的顯微組織，與圖6(b)對比可以發現，隨著熔覆速率增加，涂層組織越來越細小。熔覆速率的增加加快了熔池凝固，使熔覆組織來不及長大，因此增大熔覆速率有利于細化涂層組織。

圖7 不同試樣Fe55熔覆涂層中部的顯微組織

采用EDS對13號Fe55熔覆涂層中部的Cr、Fe和C元素進行定性分析，結果如圖8所示。可以看出，Cr主要分布在枝晶晶界，Fe主要分布在晶內，C在枝晶晶界處也有一定程度的偏聚，整體分布較均勻。Cr作為強碳化物形成元素，其在枝晶間偏聚一定程度上促進了C元素在枝晶間的聚集。在熔池熔融金屬開始凝固時，液相中出現形核質點并通過固液界面逐漸將多余的溶質原子向液相排出，使多數溶質原子存在于后凝固的晶界，因此晶界處的雜質原子較多[21]。

圖8 13號樣Fe55熔覆涂層中部的EDS分析

圖9為5號、9號和13號樣Fe55熔覆涂層上部的顯微組織。與圖6(a)相比，在相同熔覆速率下，激光功率的增加使熔覆涂層中的晶粒尺寸和柱狀樹枝晶的數量占比略微增加，主要原因是激光功率提高了熔池的溫度，延緩了熔覆涂層凝固時間，易形成粗大晶粒，且凝固界面的GL/R數值減小速度變緩，增加了熔池中柱狀樹枝晶的數量。

圖9 不同試樣Fe55熔覆涂層上部的顯微組織

2.5 涂層顯微硬度

表7為1～16號樣Fe55熔覆涂層的硬度，其極差分析結果如圖10所示。由表7可以看出，12號樣熔覆涂層的平均硬度最大(723.6 HV0.5)，較基體42CrMo鋼的硬度(230 HV0.5)約提高2.15倍。由圖10(a)可知，隨激光功率增加涂層的硬度先增加后降低，當激光功率為1800 W時硬度最高。當激光功率較小時，涂層單位時間內接收的激光能量較少，熔化不完全，因此在一定范圍內增大激光功率有利于提高涂層的硬度。但功率過大時會使涂層過度熔融、晶粒粗化，擴大了對基體的熱影響甚至產生熔覆涂層過燒現象，導致涂層硬度下降。

由圖10(b)可以看出，隨著熔覆速率增加，涂層硬度逐漸增加，當熔覆速率為600 mm/min時硬度最大。當熔覆速率較小時，激光束在基體表面停留時間較長，造成熔覆涂層顯微組織粗大，硬度值較低。增大熔覆速率會促進晶粒細化，涂層中的枝晶間距也相對減小。晶粒細化使晶界數量增多、面積增大，起到強化晶界的作用。由于晶界是原子排列較紊亂的區域，位移或裂紋穿過晶界后改變方向次數增多，需要更大的能量才能在晶粒間傳遞變形和擴展裂紋，因此晶粒細化提高了涂層的變形抗力并能有效抑制裂紋擴展，有利于涂層強韌性和硬度的提高。但過大的熔覆速率會使涂層材料熔化不充分，因此熔覆速率存在一個最優值，不能無限增大[22]。

圖10 硬度極差分析結果

激光熔覆道間的搭接區存在二次加熱，先熔覆的一道相當于經歷了部分區域的激光重熔，搭接率越大，重熔區占比越大。由圖10(c)可以看出，涂層硬度隨搭接率的增加先增加后降低，說明一定范圍內由搭接率貢獻的熱量能提高涂層硬度，原因是搭接區的二次加熱使未完全熔化的材料更好地熔覆到涂層表面，但進一步增加搭接率會擴大已熔覆道層的熱影響，使涂層組織粗化，導致硬度降低。

根據圖10，激光功率、熔覆速率、搭接率對涂層硬度影響程度大小關系為激光功率>熔覆速率>搭接率。針對涂層硬度和力學性能，最優參數為P=1800 W，V=600 mm/min，ε=32%。但對于熔覆涂層平整度、厚度等不同的需求，需對工藝參數進行適當調整。根據涂層表面形貌和橫截面特征形貌，搭接率對表面平整度影響較大，雖然搭接率為32%時涂層的硬度最大，但搭接率為40%時的表面平整度和成形質量較好，且與最大硬度(搭接率為32%)相比下降較小。綜合考慮，搭接率選擇40%更為合適。

2.6 涂層摩擦磨損性能分析

圖11為12號樣Fe55熔覆涂層與42CrMo鋼基體的摩擦因數和磨痕深度對比。由圖11(a)可以看出，在磨損穩定階段，熔覆涂層與基體的摩擦因數分別約為0.6388和0.7351，說明熔覆涂層能顯著提高試樣的抗磨損性能。由圖11(b)可計算得出基體與熔覆涂層的磨損體積分別為4.53×10-2mm3和3.44×10-2mm3，即熔覆涂層的磨損體積較基體降低1.09×10-2mm3。這與摩擦因數結果相對應，即摩擦因數越小磨損體積越小，涂層耐磨性能越好。

圖11 42CrMo鋼基體與12號樣Fe55激光熔覆涂層的摩擦因數(a)和磨痕深度(b)對比

圖12為12號樣Fe55熔覆涂層與42CrMo鋼基體表面磨痕的三維形貌和顯微形貌。由圖12(a, c)可以看出，經過與Al2O3磨球往復摩擦，在基體和涂層表面磨出截面為弧形的磨痕，在摩擦方向上分布較多連續細長犁溝，這是典型的磨粒磨損特征。與基體磨痕相比，涂層的磨痕窄而淺。進一步觀察圖12(b, d)可以發現，由于剝落的磨屑在反復摩擦過程成為硬度較大的顆粒，在Al2O3磨球反復擠壓和往復摩擦作用下在涂層表面留下較多溝壑狀犁溝，因此主要磨損機制為磨粒磨損。此外，由于疲勞裂紋的擴展和合并使部分摩擦區域出現了表面薄層的大塊脫落，為典型的疲勞磨損特征。

圖12 12號樣磨痕的三維形貌(a, c)和表面形貌(b, d)

3 結論

基于L16(43)正交試驗，在盾構機主軸承密封跑道材料42CrMo鋼表面激光熔覆制備了多層多道Fe55涂層，分析了激光功率、熔覆速率和搭接率對熔覆涂層表面形貌、橫截面特征參數、顯微組織、硬度和耐磨性的影響規律及作用機理，得出以下結論：

1) 隨激光功率和熔覆速率的增加，涂層厚度和表面光滑度下降；隨搭接率增加，涂層表面愈加平整。激光功率和熔覆速率分別為基體熔化區和涂層區面積的主要影響因素，使涂層稀釋率隨激光功率和熔覆速率的增加逐漸增大。

2) Fe55涂層主要物相為BCC結構的α-Fe和α-(Fe,Ni)固溶體，還存在Fe9.7Mo0.3、Fe-Cr-Ni和Cr7C3硬質相。從基體至涂層表面的涂層增長方向上，凝固組織形貌依次為平面晶、胞狀晶、柱狀晶和等軸晶，隨著熔覆速率增加，涂層組織越來越細小。

3) 3種工藝參數對涂層硬度的影響程度為激光功率>熔覆速率>搭接率，最優參數下的硬度約為基體的2.15倍。Fe55涂層的摩擦因數較基體明顯降低，其磨損體積較基體降低1.09×10-2mm3，涂層主要磨損機制為磨粒磨損和疲勞磨損。