激光熔覆EA4T鋼熱影響區組織轉變及力學性能研究

羅 鋒，陳文靜，羅照洋，吳誼彬

1.中國核工業二三建設有限公司，北京 順義 101300

2.西華大學 材料科學與工程學院，四川 成都 610039

0 前言

EA4T鋼為低碳合金鋼，具有強度高、韌性和抗疲勞強度性能好等優點，是目前高速列車空心車軸廣泛采用的一種低碳高合金鋼材料。車軸材料要求具有較高的強度、塑性和良好的抗疲勞性能，國內外目前仍將C、Mn含量較高或含Cr、Mo的合金鋼材料作為車軸材料的首選。由于隨著C含量的增加，合金鋼的屈服強度和抗拉強度增加，但塑性和韌性相對降低，因此C在車軸鋼中的含量至關重要，國外用于車軸的優質碳素鋼中C含量基本控制在0.4%左右。在性能方面，多種合金元素的聯合加入可以使材料由單一性能到具有優良的綜合性能，從而滿足車輛在不同受負荷狀態下的工況需要［1-5］。空心車軸作為高速列車的關鍵性零部件，在服役過程中長期承受多種應力載荷和介質腐蝕作用，車軸會出現損傷，若直接選擇報廢處理，運營成本大幅增加。若將激光熔覆運用于車軸修復工程領域，可以有效降低車軸更換比例和維護成本，對發展循環經濟戰略、建設綠色環保型社會具有重要的工程實用價值和意義。

激光熔覆技術是利用高能激光沖擊材料表面，使基體表面薄層與熔覆材料共同熔化并快速凝固，形成冶金結合層，有效修復損傷，改善疲勞性能，是維修和冶金行業的研究重點。激光熔覆是一個極快速的動態熔化與結晶過程，因此在基體熔化邊界處，熔覆層組織在部分熔化的基體金屬上非均質形核，熔覆層中的元素易產生稀釋作用，導致結合界面缺陷、力學性能匹配困難等問題［6-8］。由于熔覆材料和基體之間主要為異質合金結合，對基體和熔覆層的匹配性存在要求，不合理匹配將會出現裂紋、氣孔等缺陷。本研究采用光纖激光器在EA4T鋼表面熔覆Fe314合金粉末，探究熔覆試樣熱影響區微觀組織轉變和界面特性，并分析其作用機理，為工程應用提供一定的理論基礎。

1 試驗設備、材料和方法

試驗用激光熔覆系統如圖1所示，由4 kW光纖激光器、冷水機組系統、四軸聯動數控平臺、送粉器和保護氣組成。激光器采用IPG公司生產的YLS-4000型光纖激光器，波長為1 070 nm，激光焦距為300 mm，離焦量0 mm，激光在焦點處形狀為圓形光斑，光斑直徑4.0 mm，出光模式為連續出光。數控平臺攜帶激光頭按照設定程序完成光斑行走軌跡。試驗采用同軸同步送粉的方式進行粉末輸送，粉末在氣流作用下通過送粉管到達送粉噴嘴，實現了激光熔覆的自動送粉過程。送粉器粉盤由電機帶動旋轉，可以在送粉器上通過調整送粉電壓控制送粉量。試驗中采用氬氣保護，純度為99.999%。

圖1 試驗用激光熔覆系統Fig.1 Cladding equipment

對于一定的基體材料，選擇適當的熔覆材料是獲得良好表面、內在質量以及優異性能熔覆層的關鍵。從熔覆層成形和應力控制角度來說，熔覆材料與基體材料的熱膨脹系數應相近，以減小熱應力和開裂；熔點相近，可以減小稀釋率，保證冶金結合，避免熔點過高或過低造成熔覆層表面粗糙、氣孔和夾雜；熔覆材料對基體材料應有良好的潤濕性，可改善熔覆層成形。從滿足性能要求的角度來說，應該根據零件工作條件選擇具有相應性能的材料，包括耐磨、耐蝕、抗氧化和高硬度等。基于以上要求，本研究選用北礦新材料有限公司生產的適合激光熔覆且熱膨脹系數與EA4T車軸鋼相近的Fe314合金粉末（見表1），該粉末具有韌性好、抗開裂性好的特點［9］。粉末的顆粒形貌如圖2所示，粉末呈較規則的球形，大小分布較均勻，粒度為45～150 μm，粉體流動性為30.78 g/s，松裝密度為4.537 g/cm3。EA4T鋼和Fe314合金粉末化學成分如表2所示。激光熔覆工藝參數如表3所示。

表1 Fe314合金粉末與EA4T鋼熱膨脹系數對比Table 1 Comparison of thermal expansion coefficient between Fe314 alloy powder and EA4T steel

圖2 Fe314合金粉末顆粒形貌Fig.2 Morphology of Fe314 alloy powder

表2 熔覆層和基體化學成分（質量分數，%）Table 2 Chemical composition of cladding layer and substrate（wt.%）

表3 激光熔覆工藝參數Table 3 Process parameters of laser cladding

采用FeCl3（5 g）+HNO3（10 mL）+HCl（3 mL）+無水乙醇（87 mL）對熔覆后試樣進行深度腐蝕，采用SN3400型掃描電子顯微鏡觀察其組織形貌，利用D2500型X射線衍射儀（XRD）對試樣進行物相和半定量化分析，測試前磨平、拋光試樣，以保證測試數據的可靠性，采用CuKa靶材，步長為0.03°/s，角度為20°～100°。

為了研究熔覆后試樣的界面特性，采用微型剪切試驗方法對基體和熔覆層之間的結合強度進行評價。剪切試樣的進給量由端部固定的螺旋測微儀推進，剪切間距可精確控制到0.01 mm，剪切速度設置為1 mm/min。微剪切試驗試樣尺寸為1.5 mm×1.5 mm×50 mm，如圖3所示。由于熔覆試樣的各個微區都很狹窄，而雷斌隆［10］等發現在同一個試樣上可剪切多個微區，但剪切間距應不小于0.6 mm。因此選擇3個試樣為一組，采用變起點法測試熔覆試樣不同微區的剪切性能。每組熔覆試樣測試3組數據，取平均值得到各個微區的剪切強度和壓入率，能很好地表征界面的結合強度。

圖3 帶熔覆層的微型剪切宏觀試樣形狀及尺寸Fig.3 Shape and size of macro shear sample with cladding layer

對剪切試樣的表面精細拋光，然后采用4%硝酸酒精腐蝕，在體視顯微鏡下測量出結合區的位置，結合區距離熔覆層表面2.8 mm。熱影響區寬度通過硬度試驗確定。

2 試驗結果分析

2.1 能量密度對熔覆成形的影響

激光能量密度和稀釋率是影響熔覆層成形質量的重要因素。能量密度采用激光功率和掃描速度共同表征，其表達式為［11-12］：

表4為激光熔覆工藝參數和熔覆層尺寸的測量值，圖4為激光功率和掃描速度對熔覆層高寬比和深寬比柱狀圖。從圖中可以看出，激光功率2 400 W時，隨著掃描速度的增加，激光能量密度降低，激光束與粉體材料和基體之間的作用時間變短，熔池存在時間縮短，使熔道變窄，熔覆層的高寬比減小，深寬比增大，見圖4a、4b；當掃描速度為5.0 mm/s時，隨著激光功率的增加，激光的能量密度增加，熔覆層的高寬比增大變緩，變化不明顯，深寬比增加較明顯，見圖4c、4d。由此可見激光功率和掃描速度對熔覆層成形的主要作用不同，激光功率對熔深（h）起主要作用；掃描速度與激光線能量成反比關系，對熔覆厚度（H）起主要作用。因為激光功率在對送入熔池的粉末進行充分熔化后，在送粉量保持不變的情況下，隨著激光功率的進一步增加，粉末的熔入量基本保持不變，基體的熔化面積顯著增加，因此進一步增加激光功率對熔覆層的高寬比影響不大。但如果激光功率過小，在相同的掃描速度下，即激光的線能量小，則會使熔覆層和基體界面處出現未熔合等缺陷，特別在大面積激光熔覆情況下，如果線能量過小則在搭接部位更容易形成未熔合缺陷。因此激光熔覆應在保證熔覆層成形良好的基礎上采用較小的線能量。

圖4 激光功率和掃描速度對高寬比和深寬比的影響Fig.4 Effects of laser power and scanning speed on aspect ratio and depth-width ratio

表4 激光熔覆工藝參數和熔覆層尺寸Table 4 Laser cladding process parameters and cladding layer size

2.2 微型剪切試驗

微型剪切強度可以用來表征熔覆區與基體的結合強度。載荷-位移曲線上的載荷峰值雖然從一定程度上反映試樣的抗剪切能力，但是由于每個試樣在加工和細磨后，其橫截面尺寸存在差異，所以引入剪切強度能夠更加準確地表征熔覆層每個微區的抗剪切能力。在微型剪切中引入剪切截面壓入率α來表征材料的塑性變形能力［13-14］。試樣材料塑性越好，剪切變形越大；反之，試樣材料脆性越大，剪切變形越小，甚至無法觀察。

剪切強度為：

式中Fmax為斷裂時的最大剪力；A0為試樣原始橫截面積。

剪切截面壓入率為：

式中A0為原始橫截面積；A1為斷裂后最小截面積。

基體和Fe314粉末再制造試樣的載荷-位移曲線如圖5所示，圖5a為基體的載荷-位移曲線，圖5b為3個試樣經過變起點法得到的載荷-位移曲線?？梢钥闯觯谖⒓舻某跏茧A段，隨著刀刃前進的位移增加，載荷呈線性增加，在EA4T車軸材料上出現了彈性變形階段，當彈性階段載荷達到峰值時，曲線開始平緩下降；在Fe314粉末激光熔覆試樣中，當彈性階段載荷達到峰值后，熔覆層、基體/熔覆層界面曲線出現了載荷陡降的情況，最后載荷降至零，熔覆區在斷裂前只發生了彈性變形，曲線上面幾乎不存在屈服階段。結合區曲線中均存在平直上升的塑性變形階段、斷裂前的屈服階段和裂紋的形成及擴展階段。在熱影響區出現一小段載荷突降，最后載荷未降到零。

圖5 基體和熔覆試樣的微剪載荷-位移曲線Fig.5 Microshear load-displacement curves of matrix and remanufactured samples

Fe314熔覆試樣熔覆層的剪切強度和壓入率如圖6所示?？梢钥闯?，結合區剪切強度最高，熔覆區與熱影響區的剪切強度基本相當，基體剪切強度最低，熔覆區平均剪切強度為704 MPa，結合區平均剪切強度802 MPa，熱影響區平均剪切強度654 MPa，基材平均剪切強度為555 MPa。但結合區的壓入率最低，平均值為3%，熔覆區和基體的壓入率基本相當，因此可以看出界面的結合強度高，但抗塑性變形能力相對較差。

圖6 F314粉末再制造試樣熔覆層的剪切強度和壓入率Fig.6 Shear strength and pressureability of F314 powder remanufactured sample cladding layer

2.3 熱影響區連續冷卻組織轉變

測量熱影響區和結合區的熱循環溫度所用測溫系統由熱電偶和USB-9211A數據采集模塊組成。首先在待熔覆工件的背面采用儲能式點焊機將鎳鉻-鎳硅熱電偶的一端點焊固定，然后通過自動采集模塊采集基體熱影響區、結合區在激光熔覆過程中的溫度變化，并進行數據處理，熱循環曲線如圖7所示，圖中曲線1為結合區（A區）的熱循環曲線，曲線2和3為基體熱影響區（B、C區）熱循環曲線。由圖可知，在加熱階段，熱影響區溫度在極短時間內（3.938 s）達到峰值，A區最高溫度達到1 308℃，粗晶區溫度達到950℃，且在峰值溫度停留時間很短，由于激光能量密度高，高溫停留時間短，試樣升溫過程中少部分的回火索氏體不能全部奧氏體化，奧氏體的均質化過程和碳化物的溶解都不充分。降溫過程中，析出相進一步長大，其彌散程度略有降低，基體中的固溶度降低，最終導致熱影響區的強度增加而韌性降低，馬氏體轉變溫度升高。

圖7 熱影響區和結合區的熱循環曲線Fig.7 Thermal cycle curve of heat affected zone and binding zone

2.4 熱影響區的微觀組織結構

熱影響區分為粗晶區、細晶區和基體，其微觀組織如圖8所示。圖8a為界面部分微觀形貌，可以看到界面處出現了厚約20 μm的白亮帶，熔覆層和界面之間無裂紋、氣孔等缺陷。在結合界面處觀察到了清晰的組織轉變［15-16］，熔覆層和基體之間存在一薄層的平面晶過渡組織，隨后熔覆層底部的柱狀晶沿基體外延生長。圖8b～8d為熱影響區微觀形貌，圖8b中區域離界面最近，板條特別粗大，在激光熔覆的開始階段，由于基體側的溫度很低，液固界面前沿具有很大的溫度梯度，基體表面被作為非均勻形核的基底，熔覆層金屬在基體熔化邊界處部分熔化的基體金屬上非均質形核，然后在結合區界面位置新晶粒沿著熱量流失速率最大的反方向外延生長；圖8c中原始析出相基本溶解，在激光熔覆過程中，該區發生完全的奧氏體化，冷卻后又經歷馬氏體相變，晶粒長大傾向較小，形成較細小的奧氏體晶粒，但由于高溫停留時間很短（僅0.11 s），因此一部分回火索氏體來不及轉變將繼續長大，在隨后的快速冷卻過程中，形成細小的板條狀馬氏體和部分來不及轉變的索氏體組織；圖8d基體部分峰值溫度較低，基本保留了基體原始顯微組織，為板條馬氏體和索氏體組織。

圖8 激光熔覆熱影響區的微觀組織Fig.8 Microstructure of laser cladding heat-affected zone

4 討論

在激光熔覆時，熱影響區升降溫速率普遍較高，高溫停留時間短，因此，熱影響區組織特征主要受熱循環最高溫度影響，它決定熱影響區馬氏體是否發生奧氏體相變，微觀組織和析出相是否長大，是否溶解，晶粒取向等，最終決定熱影響區的性能。激光熔覆EA4T鋼后其界面的剪切強度增加但是壓入率減小，激光熔覆后界面的抗塑性變形能力降低。文獻［17-18］研究表明，由于界面是基體材料和熔覆材料的混熔區，受熱循環的影響，熔池中液態金屬的對流行為將影響結合界面成分分布的均勻性。沿熔覆層與基體結合界面垂直方向進行成分的線掃描，掃描結果如圖9所示，Fe、Cr、Ni三種主要元素在界面兩側變化較明顯，Fe元素在熔覆層100 μm范圍內分布較多，且呈遞減趨勢，這是因為在凝固的初始階段，熔池的對流作用使得基體稀釋的Fe元素擴散至熔覆層一定深度；而Cr、Ni元素在界面處基體一側含量極少，并未擴散入基體，這是由于熔覆時的能量輸入較小，Cr、Ni元素分布于熔池的固液界面前沿，并未進入基體，因此界面處元素分布存在突變，導致結合區的強度增加，但韌性降低。

圖9 結合區域線掃描Fig.9 Combine zone line scan

另一方面，激光熔覆過程冷卻速率極快，故元素過飽和度越大，缺陷密度越大，熱影響區強度均增加，塑韌性略有降低。對樣品同一位置采用EBSD取向成像技術進行觀察，熔覆層和界面的EBSD測試結果如圖10所示，可以看出，基體部位各種顏色的晶粒分布比較均勻，說明基體的擇優取向不明顯，而在熔覆層中可看到柱狀晶中藍色和綠色較多，且分布不均勻，說明具有一定的擇優取向，熔覆區大部分的晶粒取向集中在［111］方向。這主要是因為在凝固過程中，受溫度場的影響，熔覆區晶粒主要以柱狀晶和樹枝晶的形式生長，但其長大趨勢各不相同，有些晶粒一直長到熔覆區中部，有些卻長到一定距離就停止生長，與最大溫度梯度平行的方向最有可能成為固液界面的生長方向，在不同的晶系中晶粒的擇優生長方向不同，在立方體系中晶粒的擇優生長方向主要是［100］方向。在界面附近未完全熔化的基體其晶粒取向是隨機的，所以當晶粒為非外延生長時，晶粒最易生長的條件是當［100］方向與最大溫度梯度方向平行［19-20］。本次熔覆過程中熔覆區大部分晶粒取向都集中在［111］方向，這主要是熔覆過程中，道與道之間的搭接部位由于固-液界面的方向發生變化，最大溫度梯度也發生連續不斷的變化，但是始終保持與固-液界面相垂直，因此在凝固過程中，與瞬時最大溫度梯度平行的［111］方向的晶粒在固液界面處得到擇優取向生長，使得熔覆區中柱狀晶具有一定方向性的向熔覆區中心生長，在熱影響區由于溫度場的影響導致晶粒取向明顯，因此結合界面處的強度增加而韌性降低。

圖10 界面部位EBSDFig.10 EBSD for interface parts

5 結論

（1）隨著掃描速度的增加，激光能量密度降低，熔覆層的高寬比減小，深寬比增大；隨著激光功率的增加，激光能量密度增加，熔覆層的高寬比變化不再明顯，深寬比增加較明顯。激光熔覆應在保證熔覆層成形良好的基礎上采用較小的線能量。

（2）激光熔覆EA4T鋼熱影響區組織均為板條馬氏體組織，在接近界面區域奧氏體勻質化和碳化物的溶解過程也很不充分，晶粒粗大；在熱影響區的細晶區，其微觀組織主要由馬氏體和少量的索氏體組織組成，且呈一定的方向性。

（3）激光熔覆工藝條件下，EA4T鋼熱影響區經歷的最高溫度對組織及力學性能演變起決定性的作用，在結合區位置合金元素出現突變，晶粒取向明顯，結合界面處的強度增加而韌性降低，熱影響區的抗剪切強度增加，壓入率降低。