Cr12MoV鋼表面激光熔覆稀土改性鐵基復(fù)合涂層的性能

董曉傳， 潘高峰， 李 洋， 吳潤謀， 周 正， 張曉艷

(1. 天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué) 汽車模具智能制造技術(shù)國家地方聯(lián)合工程實驗室， 天津 300222；2. 天津市天鍛壓力機有限公司， 天津 300402)

在經(jīng)歷近30年的持續(xù)增長之后，汽車產(chǎn)業(yè)逐步邁進(jìn)輕量化、網(wǎng)聯(lián)化及智能化的競爭新時代，同時對汽車模具也提出了更高的標(biāo)準(zhǔn)與要求。傳統(tǒng)汽車模具沖壓次數(shù)一般為50萬次，但在實際使用中，往往由于載荷分布不均等問題，導(dǎo)致模具局部出現(xiàn)嚴(yán)重磨損或變形，造成結(jié)構(gòu)早期失效，進(jìn)而影響生產(chǎn)進(jìn)度，增加了生產(chǎn)成本[1-3]。激光熔覆技術(shù)是解決該類問題的有效方法之一，其與熱噴涂技術(shù)相比，具有熱影響區(qū)小、熔覆層組織致密、冷卻速度快等優(yōu)點。該工藝通過在模具關(guān)鍵位置增加激光熔覆涂層，從而達(dá)到增強模具基體強度、提高硬度及耐磨性的目的。因此，激光熔覆技術(shù)受到越來越多學(xué)者的關(guān)注。

薛鵬等[4]研究了稀土氧化物CeO2對TC4+Ni45材料體系激光熔覆層微觀組織及力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著CeO2的加入，熔覆層的硬度先增大后減小，當(dāng)添加CeO2的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0和1%時，磨損機制主要表現(xiàn)為磨粒磨損和黏著磨損，當(dāng)添加CeO2的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%時，磨損機制主要為磨粒磨損。張光耀等[5]在6063Al合金表面利用激光熔覆技術(shù)制備了添加不同含量La2O3的Ni60合金熔覆層。結(jié)果表明，加入適量的La2O3能有效減少熔覆層中的氣孔和裂紋，熔覆層的生成相分布均勻，晶粒細(xì)化作用明顯。任仲賀等[6]研究了不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)納米TiO2和CeO2的Ni基激光熔覆層，研究表明TiO2和CeO2兩種納米顆粒共同作用可綜合發(fā)揮兩者的性能，增強熔覆層的耐蝕性。Weng等[7]研究表明，CeO2對鈦合金表面制備的多相增強Co基熔覆層的相組成沒有顯著影響，但對其顯微組織、顯微硬度和抗磨損性能改善明顯。Zhang等[8]采用激光熔覆技術(shù)在TC4合金表面原位制備了Y2O3顆粒增強Ni/TiC涂層，結(jié)果表明，Y2O3顆粒均勻分布于整個重熔層中，涂層最高顯微硬度可達(dá)1380 HV。Zhu等[9]研究了Y2O3的加入對激光熔覆Al-Cu涂層顯微組織的影響，結(jié)果表明，添加Y2O3的Al-Cu涂層顯微硬度、耐磨性和耐蝕性有了很大的提高。傅耀坤等[10]研究稀土氧化物對6063Al合金表面Ni基激光熔覆層組織結(jié)構(gòu)、硬度及摩擦磨損性能的影響。研究表明，添加不同稀土氧化物的Ni60熔覆層呈現(xiàn)細(xì)密的、均勻分布的枝晶，無明顯氣孔，其晶粒較不含稀土的Ni60熔覆層明顯細(xì)化，硬度提高，且磨損面磨損程度減小。

通過上述研究不難發(fā)現(xiàn)，熔覆層中添加適量的特殊元素及其氧化物可以改善其組織與性能，對提高基體使用壽命和降低生產(chǎn)成本有著重要的作用[11-14]。然而，目前針對鐵基粉末中稀土氧化物的加入對常用汽車模具鋼熔覆層的研究鮮見報道。本文采用激光熔覆方法在Cr12MoV鋼模具材料基體上，熔覆加入了稀土氧化物CeO2的Fe基粉末，研究不同含量CeO2對涂層顯微組織、顯微硬度及耐磨性的影響規(guī)律，為實際生產(chǎn)中汽車模具材料的局部修復(fù)提供理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

本文熔覆基體材料為汽車覆蓋件模具中常用的Cr12MoV合金，尺寸為100 mm×100 mm×10 mm。熔覆材料為CMC-P Magic2鐵基合金粉，粉末粒徑53～150 μm，成分如表1所示。選擇的稀土氧化物為納米CeO2，純度99.9%，納米CeO2的含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))分別設(shè)置為0%、0.25%、0.5%、0.75%及1%。

表1 CMC-P Magic2合金粉的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the CMC-P Magic2 alloy powder (mass fraction, %)

試驗前將熔覆基體材料的待熔覆區(qū)域采用砂紙打磨，然后用丙酮清理。采用IPG激光器對試樣進(jìn)行熔覆，選取激光功率為1500 W，掃描速度為15 mm/s，激光光斑直徑為φ2.5 mm，送粉速度為0.6 r/min，同軸送粉的氬氣流量約為5 L/min，并采用氬氣對熔池進(jìn)行保護(hù)，流量約為2 L/min，多道搭接率為50%。

采用線切割將5種不同CeO2質(zhì)量分?jǐn)?shù)的熔覆試樣根據(jù)不同試驗要求，切制成相應(yīng)尺寸的試塊，然后依次進(jìn)行光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡及EBSD觀察，顯微硬度及摩擦磨損試驗。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 微觀組織

圖1為通過Axio蔡司光學(xué)顯微鏡獲得的單道熔覆層與基體結(jié)合的形貌。由圖1可知，由于熔覆過程中，基體各處對激光輻射能量的吸收率不同，導(dǎo)致熔覆層與基體的結(jié)合處呈現(xiàn)弧形結(jié)構(gòu)，且熔覆層的高度一般在1042 μm左右。

圖1 單道熔覆試樣截面形貌Fig.1 Cross section morphology of the single track clad specimen

采用蔡司Sigma 300場發(fā)射掃描電鏡分析截取試樣熔覆層、熔合區(qū)及基體的微觀組織結(jié)構(gòu)。圖2為不同CeO2含量的熔覆試樣截面微觀形貌。從圖2中不難發(fā)現(xiàn)，沿著熔覆截面能夠清晰分辨出熔覆層、熔合區(qū)、熱影響區(qū)及基體區(qū)域，其中，熔覆區(qū)晶粒尺寸較大，熔合區(qū)晶粒細(xì)小。當(dāng)熔覆粉末中未添加CeO2時，熱影響區(qū)寬度約為167 μm，而加入0.25%CeO2之后，熱影響區(qū)寬度增大了58.7%，達(dá)到265 μm，并且隨著CeO2含量的增加，熱影響區(qū)的寬度也有所增加，但增加幅度不大。同時，由于單道熔覆時，受到光斑直徑的影響，熔合區(qū)中部吸收了更多的能量，兩側(cè)能量密度低、溫度也低，從而導(dǎo)致熔合區(qū)中部呈現(xiàn)外凸形狀。

圖2 不同CeO2含量的熔覆試樣截面形貌Fig.2 Cross section morphologies of the clad specimen with different contents of CeO2(a) 0%; (b) 0.25%; (c) 0.5%; (d) 0.75%; (e) 1%

圖3為不同CeO2含量的熔覆層截面晶粒取向圖。由圖3可知，熔覆層處晶粒取向各異，沒有明顯一致方向，各晶粒呈細(xì)長狀，且指向清晰，均由熔合區(qū)指向熔覆層中心位置，這是由于熔覆時，激光輻射的能量沿著鐵基粉末傳遞到基體材料，導(dǎo)致晶粒呈現(xiàn)細(xì)長放射狀。此外，隨著CeO2含量的增加，晶粒尺寸有所減小，晶粒結(jié)構(gòu)中等軸晶的占比有所增加。

圖3 不同CeO2含量的熔覆試樣熔覆層晶粒取向圖Fig.3 Grain orientation diagrams of clad layer of the clad specimen with different contents of CeO2(a) 0%; (b) 0.25%; (c) 0.5%; (d) 0.75%; (e) 1%

圖4為不同CeO2含量熔覆試樣的熔合區(qū)截面晶粒取向圖。由圖4可知，相比熔覆層及基體組織結(jié)構(gòu)，該區(qū)域的晶粒尺寸更小，為1.6～1.8 μm，這是因為熔覆過程中激光熔化的液滴遇到常溫的基體，具有較大的過冷度，生成了針狀馬氏體。

圖4 不同CeO2含量的熔覆試樣熔合區(qū)晶粒取向圖Fig.4 Grain orientation diagrams of fusion zone of the clad specimen with different contents of CeO2(a) 0%; (b) 0.25%; (c) 0.5%; (d) 0.75%; (e) 1%

2.2 顯微硬度分析

顯微硬度是熔覆層的重要性能指標(biāo)之一。本文通過HXD-1000TMC/TD顯微硬度計分析研究不同CeO2含量的熔覆試樣的硬度，截取硬度試樣尺寸為25 mm×25 mm×10 mm，載荷砝碼200 g，加載時間10 s。以熔合區(qū)中心處為起點，沿著試樣的厚度方向每間隔100 μm，依次向熔覆層和基體處打點測量顯微硬度，測量結(jié)果如圖5(坐標(biāo)負(fù)值為熔覆層側(cè)，正值為基體側(cè))所示。由圖5可知，5種不同CeO2含量的試樣均呈現(xiàn)類似的硬度分布趨勢，即硬度數(shù)值在熔合區(qū)中心處最大，向兩側(cè)硬度數(shù)值降低，且熔覆層一側(cè)的硬度值降幅較小，而向基體一側(cè)延伸的硬度值下降幅度較大。

圖5 不同CeO2含量的熔覆試樣顯微硬度分布Fig.5 Microhardness distribution of the clad specimen with different contents of CeO2

同時注意到，5種不同CeO2含量的試樣硬度曲線規(guī)律又不盡相同。首先，隨著CeO2含量的增加，試樣的硬度也隨之增大，在融合區(qū)中心處，相比于未添加CeO2時相比，CeO2含量為1%時的硬度提高了22.2%，達(dá)到了622 HV0.2；其次，在熔覆層一側(cè)，無CeO2添加的試樣，其硬度基本保持在380 HV0.2左右，未出現(xiàn)明顯變化，且隨著CeO2含量的增加，熔覆層區(qū)域硬度波動幅度也逐漸增大，其中CeO2含量1%的試樣波動最為劇烈；同時，未添加CeO2時，熔覆層區(qū)域的平均硬度為381.23 HV0.2，添加CeO2含量為1%時的平均硬度為461.62 HV0.2，平均硬度增幅達(dá)到22.1%；最后，在基體側(cè)，不同CeO2含量試樣的硬度降幅不同，亦即熱影響區(qū)的寬度不同，CeO2含量越高，基體處硬度下降越緩慢，該規(guī)律亦可從圖2的熔覆試樣截面形貌得以反映。

究其原因，一方面，鐵基粉末中的Cr、C、V等合金元素，經(jīng)過激光加熱，迅速擴(kuò)散在熔池之中，形成新的化合物并作為硬質(zhì)點，同時，CeO2分解后產(chǎn)生的Ce原子會在晶界、位錯等處擴(kuò)散和偏聚，以降低體系的吉布斯自由能，從而導(dǎo)致晶粒生長的驅(qū)動力減弱，進(jìn)而細(xì)化熔覆層組織，晶粒越細(xì)小，單位體積內(nèi)的晶粒邊界越多，晶粒邊界對位錯的阻礙作用越顯著，硬度越高[15]，因此CeO2含量越高，熔覆層的硬度越大；另一方面，曲線中的峰值位置位于熔合區(qū)附近，該處屬于完全淬火區(qū)，無回火過程，且靠近基體，Cr、C等元素含量更高，與其反應(yīng)生成高熔點化合物，成為新的形核質(zhì)點，故此處硬度值最大，且隨著加入的CeO2含量的升高，Ce原子在晶界及位錯的偏聚更為劇烈，致使硬度分布也不均勻[16]。

2.3 熔覆層的摩擦磨損分析

通過Bruker UMT-2摩擦磨損試驗機，采用搭接率為50%的多道熔覆層試樣，研究不同CeO2含量的熔覆試樣的耐磨性及摩擦因數(shù)，摩擦方式采用常溫下的線性往復(fù)運動，測試時間1 h，測試載荷30 N，測試速度50 mm/s，摩擦行程為12 mm。

圖6為不同CeO2含量熔覆試樣的摩擦因數(shù)。由圖6可知，各試樣進(jìn)入摩擦穩(wěn)定階段之后，不同CeO2含量試樣的摩擦因數(shù)均隨著摩擦?xí)r間的增加而增大，但增幅不盡相同。在未添加CeO2的熔覆試樣中，隨著摩擦?xí)r間的延長，摩擦因數(shù)緩慢升高，到60 min 時，增長約為24.1%；而隨著0.25%CeO2的加入，摩擦因數(shù)前期增長緩慢，在摩擦試驗進(jìn)行約13 min后，摩擦因數(shù)迅速升高，到60 min時，增幅達(dá)到58.7%；隨著CeO2含量的進(jìn)一步增多，摩擦因數(shù)的增幅隨著CeO2含量的增加而減緩，CeO2含量為1%的試樣，摩擦因數(shù)增幅僅25.5%。

圖6 不同CeO2含量的熔覆試樣的摩擦因數(shù)Fig.6 Friction coefficient of the clad specimen with different contents of CeO2

此外，由圖6中還能發(fā)現(xiàn)，未添加CeO2的熔覆層摩擦因數(shù)最低，加入不同含量的CeO2后，熔覆層的摩擦因數(shù)均較未添加CeO2的熔覆層的摩擦因數(shù)大，且隨著CeO2含量的增大，摩擦因數(shù)逐漸減小，直到含量達(dá)到1%時，摩擦因數(shù)與無CeO2的熔覆層相近。這表明，CMC-P Magic2鐵基熔覆層加入少量的CeO2后，會使熔覆層的摩擦因數(shù)有所增大，但隨著CeO2含量的進(jìn)一步提高，摩擦因數(shù)呈現(xiàn)減小的趨勢。其原因是，第一，熔覆層在接觸載荷作用下，遭受長時間反復(fù)摩擦作用，產(chǎn)生大量摩擦熱，致使接觸區(qū)域溫度升高，進(jìn)而增強了Fe、C、Cr等元素的化學(xué)活性，從而易于在接觸表面形成相應(yīng)的氧化物，不利于摩擦因數(shù)的降低，因此隨著接觸作用的持續(xù)進(jìn)行，摩擦因數(shù)隨之逐漸升高[17]；第二，CeO2的加入能夠降低晶體形核時所需的臨界形核功，增加形核率，細(xì)化晶粒的同時，也在熔覆層中形成眾多硬質(zhì)點[18]，相較未添加CeO2的鐵基粉末，提高了接觸運動中的摩擦因數(shù)，然而隨著CeO2含量的提高，CeO2通過拖拽晶界進(jìn)一步限制晶粒長大，使得晶粒細(xì)小，提高界面塑性，減小摩擦因數(shù)，因此又導(dǎo)致后續(xù)CeO2含量高的試樣摩擦因數(shù)有所降低。

采用OLS5000型3D測量激光顯微鏡對上述5種試樣進(jìn)行磨損檢測，結(jié)果如圖7所示，獲得不同CeO2含量的熔覆層磨損形貌云圖及磨損截面輪廓，進(jìn)而得到相應(yīng)的磨損體積。

圖7 不同CeO2含量的熔覆試樣熔覆層磨損形貌云圖及磨損截面輪廓Fig.7 Cloud images of clad layer wear morphologies and profiles of worn section of the clad specimen with different contents of CeO2(a) 0%; (b) 0.25%; (c) 0.5%; (d) 0.75%; (e) 1%

通過對比可知，其中磨損體積最多的為未添加CeO2的熔覆層，其數(shù)值為17 549.2 μm3，與之相對應(yīng)的，磨損體積最小的是1%CeO2含量的熔覆層，其數(shù)值為9887.9 μm3，0.25%、0.5%和0.75% CeO2含量的熔覆層磨損體積依次為14 836.1、11 284.9和10 118.2 μm3。不難發(fā)現(xiàn)，隨著CeO2含量的增大，熔覆層磨損體積降低，表明CeO2的加入有利于提高熔覆層材料的耐磨性。這是由于，根據(jù)Archard理論[19]，當(dāng)摩擦載荷和摩擦距離一定時，磨損量與熔覆層硬度成反比，因此熔覆層硬度越高，其耐磨性就越好；另外，添加CeO2后，有利于熔覆層組織結(jié)構(gòu)的形核，使得CeO2含量越多的試樣獲得的組織也更為細(xì)化、均勻，由霍爾-佩奇公式[20]可知，當(dāng)熔覆層晶粒細(xì)化之后，在提高熔覆層強度及硬度的同時，也增強了熔覆層金屬的塑性與韌性，從而使得試樣在受到摩擦磨損時，不易出現(xiàn)大量的剝落現(xiàn)象，因此進(jìn)一步提高了熔覆層的耐磨性能，且偏聚于晶界的CeO2在阻礙晶界移動的同時，能夠降低晶界脆性，從而增強熔覆層的耐磨性[21]，這也是導(dǎo)致圖7(e)的磨損輪廓較為平滑的主要原因。

綜上，適量CeO2的加入有利于提高Cr12MoV鋼表面熔覆層的強度、硬度及耐磨性，有利于提高汽車模具關(guān)鍵部位的工作壽命。

3 結(jié)論

1) 隨著CeO2的加入，CMC-P Magic2鐵基合金粉與Cr12MoV鋼的熱影響區(qū)寬度較未添加CeO2的試樣寬度顯著增加，且隨著CeO2含量的增加，熱影響區(qū)的增幅很小。此外，不同CeO2含量試樣的熔覆層及熔合區(qū)中的晶粒取向各異，沒有明顯一致方向。

2) CeO2含量越高，熔覆試樣的硬度也越大，當(dāng)CeO2含量為1%時，試樣熔覆層的平均硬度較未添加CeO2的試樣提高了22.1%，硬度數(shù)值波動也越劇烈，且熱影響區(qū)的寬度也越大，基體處硬度下降越緩慢。

3) CeO2含量低于1%時，熔覆層的摩擦因數(shù)均高于未添加CeO2的熔覆層結(jié)構(gòu)。當(dāng)CeO2含量達(dá)到1%時，其熔覆層摩擦因數(shù)與未添加CeO2的熔覆層相當(dāng)，但耐磨效果有明顯提升，磨損體積相對減小了43.66%。