激光熔覆工藝參數對鉛青銅熔覆層微觀組織及性能影響*

2023-05-26 08:32:56程慧敏李先芬張雅婷趙玙璐

焊管 2023年5期

程慧敏，李先芬，沈虎，張雅婷，趙玙璐，張濤

（合肥工業大學材料科學與工程學院，合肥 230009）

0 前言

隨著現代機械系統在航空航天、制造業和食品工業中的應用，許多摩擦副零部件在高溫、重載、流體污染、真空和易腐蝕等極其惡劣的環境下服役。在這些服役環境下，許多傳統甚至先進的合成潤滑劑會因密封、運輸等因素而受到使用限制[1-3]。在這些特定情況下，液體潤滑劑無法發揮其作用，需要另一種解決方案來改善設備零部件之間的摩擦磨損。金屬基自潤滑材料憑借其良好的潤滑性能、高穩定性、高承載能力等優點逐漸被應用到工業生產中[4]。其中，由于鉛青銅含有軟金屬Pb、Sn，且易軟化，可降低摩擦阻力和摩擦系數，因此被廣泛用于對耐磨性要求較高的軸承和軸套。但是，鉛青銅的力學性能較差，作為整體軸承使用時，很難滿足強度要求[5]，因此，通常采用表面處理技術在材料表面制備鉛青銅涂層來提高產品的力學性能。目前已有多種表面處理技術可用于制備自潤滑耐磨復合涂層，如化學氣相沉積法（CVD），物理氣相沉積（PVD），熱噴涂處理[6-8]等，PVD 和CVD 鍍膜技術可能需要超過1 000 ℃的沉積溫度范圍，高溫會導致基體性能損失，從而限制了熱處理和低熔點合金的成功鍍膜[7]，而通過熱噴涂工藝制備的涂層與基體之間結合強度較低，會導致涂層和基體在摩擦過程中分層失效[6]。與其他表面工藝方法相比，激光熔覆具有熱影響區小、結構緊湊、熔覆層力學性能好、污染少等優點，因此，采用激光熔覆工藝制備金屬基自潤滑減磨層成為近年來的研究熱點。Yan 等[9]利用激光熔覆技術在Cu-0.9Cr-0.26Zr 銅合金表面制備了Ni-Cr/TiB2/CaF2復合涂層，當激光功率為385 W、脈沖持續時間為0.5 ms、運行速度為5 mm/s 時，復合涂層的摩擦系數為0.24，明顯低于銅合金基體的摩擦系數0.47。Chen 等[10]利用激光熔覆技術在Cr12MoV 模壓鋼基體上制備了鎢鉻鈷合金、NbC 和h-BN 混合粉末的自潤滑涂層，發現鎢鉻鈷合金/NbC/ h-BN 復合涂層的顯微硬度和摩擦性能明顯優于模具鋼基體，試驗結果表明，h-BN 作為潤滑劑可降低涂層的摩擦系數，在室溫干摩擦條件下，涂層的摩擦系數為0.422，涂層的磨損形式為磨粒磨損和黏著磨損。

然而在這些研究中，對采用激光熔覆工藝制備鉛青銅合金的研究卻較少。本研究根據實際需求，采用激光熔覆技術在42CrMo 鋼表面制備一層鉛青銅涂層，探究不同工藝參數對鉛青銅熔覆層宏觀形貌、顯微組織、硬度和耐磨性的影響，從而確定合適的工藝參數、實現激光熔覆制備高性能鉛青銅熔覆層的目的。

1 試驗材料及性能檢測

1.1 熔覆層制備

采用42CrMo鋼為基體材料，尺寸Φ150 mm×14 mm。熔覆層粉末為Cu-10Pb-10Sn，其化學成分見表1。粉末顆粒直徑分布范圍是100～150 μm。采用LWS-1000 型Nd：YAG 激光器制備Cu-10Pb-10Sn熔覆層，在熔覆過程中通入氣流量為10 L/min 的氬氣進行保護。為保障熔覆層質量，需在鋪置粉末前對基體進行打磨并拋光，再進行超聲波清洗。將適量酒精溶液加入Cu-10Pb-10Sn 合金粉末中充分攪拌至粘稠狀并置于42CrMo 鋼表面，用刮刀將預置層厚度控制為250 μm。將預制好的粉末層與基體一起放入干燥箱中，在100 ℃下干燥1 h。具體試驗參數見表2。

表2 激光熔覆試驗工藝參數

1.2 熔覆層形貌觀察及性能檢測

將制備好的熔覆層切成為尺寸為10 mm×10 mm×14 mm 的塊狀，之后進行打磨、拋光處理至鏡面。采用三氯化鐵鹽酸溶液進行金相腐蝕，采用蔡司Stemi305型體視鏡觀察熔覆層的表面形貌，采用江南MR5000 金相顯微鏡觀察熔覆層的橫截面組織形貌，采用Regulus8230 型掃描電子顯微鏡在高倍率下觀察試樣微觀組織，采用X'Pert PRO MPD 型X 射線衍射儀對熔覆層組織進行物相分析，采用VTD401 數顯顯微維氏硬度計測量激光熔覆層橫截面的顯微硬度，載荷為100 g，加載時間為15 s。采用推力墊圈試驗機進行摩擦磨損試驗，載荷為35 N，摩擦線速度為25 mm/s，測試時間為30 min，磨損量的測量精度為10-4g。

2 結果與分析

2.1 宏觀形貌和顯微組織

不同工藝參數下熔覆層表面宏觀形貌如圖1所示。對A組、B組和C組整體觀察和比較可知，不同掃描速度下的熔覆層表面形貌區別較大。A組的掃描速度為3 mm/s，且A組熔覆層表面魚鱗狀紋路明顯，但局部燒蝕發黑嚴重，這是由于掃描速度較小，粉末吸收熱量較大，易發生氧化燒蝕；B組的掃描速度為5 mm/s時，此時單位時間熱輸入較小，粉末吸收的激光能量適宜，熔覆層整體成形質量良好，表面魚鱗狀紋路明顯；C 組的掃描速度為7 mm/s，此時掃描速度較快，粉末吸收的激光能量較少，熔覆層粉末不足以完全融化，此時熔覆層表面無金屬光澤、凹凸不平，表面還殘留有未融化的粉末顆粒。

圖1 不同激光熔覆工藝參數下熔覆層表面宏觀形貌

由圖1（a）～圖1（d）可知，A組中，熔覆層表面開裂嚴重。當激光功率增加至300 W 時，熔覆層表面發黑嚴重，整體凹凸不平，這主要是由于當掃描速度較小時，增大激光功率會導致焊接熱輸入增大，熔覆層與基板發生氧化燒蝕現象，破壞了熔覆層的成形；從圖1（e）～圖1（h）可以看出，在B 組中，當激光功率分別為180 W 和240 W 時，熔覆層表面成形良好，熔覆層表面較為平整，呈現清晰且規則的魚鱗狀紋路；在C 組中，如圖1（i）～圖1（l）所示，此時掃描速度較快，熔覆層整體成形質量較差，當激光功率增加時，焊接熱輸入增大，熔覆層表面魚鱗狀紋路逐漸清晰，表面逐漸平整。

不同工藝參數下的熔覆層橫截面宏觀形貌如圖2 所示。由圖2 可知，C 組試樣的熔覆層整體厚度較小，這是由于當掃描速度較快時，熔覆層單位面積吸收的能量減少，熔覆過程中粉末飛濺增加；而A組試樣掃描速度最慢，因此，相同功率下A組試樣的熱輸入較大，對比A組試樣，發現不同激光功率下的熔覆層出現了不同程度的裂紋，當激光功率增加至240 W及以上時，熔覆層局部出現塌蝕，隨著激光功率的增大，激光沖擊作用增強，熔覆層塌蝕加劇。

圖2 不同激光熔覆工藝參數下熔覆層橫截面宏觀形貌

B 組試樣在不同激光功率下的熔覆層厚度測量結果見表3，由表3 可知，激光功率在一定范圍內增加時，熔覆層厚度也隨之增加；激光功率分別為180 W 和240 W 時，熔覆層截面厚度均勻、成形好、缺陷少；當激光功率增加至300 W時，可能由于熱輸入高，蒸發燒損有所增加，熔覆層厚度有所降低，裂紋也有所增加。由表3可知，當激光功率分別為180 W、240 W 時，激光熔覆層的厚度已遠超預設粉末的厚度。由于預設的粉末厚度是恒定的，熔覆層厚度的增加意味著稀釋率的增加。熔深越大，說明激光熔覆過程中熔入熔覆層的基體元素越多，因此熔覆層成分變化就越大，從而使熔覆層的成分和力學性能也發生變化。

表3 B組試樣在不同激光功率下的熔覆層厚度

激光功率為180 W、240 W 的熔覆層SEM 形貌如圖3所示，圖中黃色線段為EDS線掃描能譜分析的路徑，由圖3 可知，當激光功率為180 W時，臺階左側（即熔覆層內）已含有大量的Fe 元素，隨著激光功率增加，熔覆層側的Fe元素含量增加，Cu、Pb、Sn 的比例降低，這是因為當激光功率增加時，基體逐漸熔化，越來越多的Fe 元素從基體中進入熔覆層，從而增大了熔覆層的稀釋率，同時使熔覆層的成分發生變化。

圖3 不同激光功率條件下的熔覆層截面SEM形貌及線掃描能譜

綜上所述，在掃描速度為5 mm/s、激光功率為240 W的條件下，可以制備出成形較為良好的鉛青銅熔覆層，雖然此時稀釋率較高，但熔覆層缺陷少、與基體結合情況良好。

2.2 熔覆層力學性能分析

2.2.1 硬度分析

不同工藝參數下熔覆層截面的平均硬度如圖4 所示，由圖4 可知，B 組試樣的熔覆層平均硬度明顯高于A 組和C 組。這是因為A 組試樣的掃描速度較慢，熔覆層吸收熱量較多，熔覆層易出現較多裂紋與塌蝕，導致熔覆層結構不致密，硬度較低；而C組試樣的掃描速度較快，熔覆層吸收熱量較少，熔覆層熔覆不均勻且內部缺陷較多，導致其熔覆層硬度較低。對于B組試樣，隨著激光功率的增加，熔覆層平均硬度先增大后減小，當功率為120 W時，由于熱輸入較小，粉末熔化不均勻，熔覆層硬度較低；當功率為300 W時，粉末發生燒蝕氧化，熔覆層的硬度也較低；當激光功率由180 W 增加至240 W 時，熔覆層顯微硬度由277.7HV0.1增大至334.3HV0.1。在相同的掃描速度下，激光功率越大，熔覆層厚度便越大，基體中的Fe 元素逐漸融入熔覆層，大量的Fe 元素在鉛青銅熔覆層中形成硬質相馬氏體，因此，當激光功率為240 W時，熔覆層的顯微硬度最高。

圖4 不同工藝參數下熔覆層的平均硬度

2.2.2 耐磨性測試

對不同工藝參數下的熔覆層進行摩擦磨損性能測試。由于A 組和C 組試樣的熔覆層表面出現了氣孔、裂紋和氧化燒蝕，且熔覆層表面不平整，因此不進行摩擦磨損性能測試。對B 組熔覆層表面進行研磨拋光，通過試樣磨損失重、熔覆層表面磨損形貌來評價其摩擦磨損性能。

B 組試樣摩擦磨損試驗前后試樣的質量變化及失重率見表4。從表4 可知，當激光功率為120 W 時，質量損失最小，這是因為此時功率較小，熱輸入較小，鉛青銅粉末無法充分熔化，融入熔覆層的基體元素較少，此時熔覆層內銅鉛比例較高，在摩擦過程中易被擠出形成自潤滑涂層，從而降低摩擦過程中的質量損失；與激光功率為180 W 時相比，當激光功率為240 W 時，試樣的磨損量及失重率較低，這主要是由于隨著激光功率的增大，基體元素不斷融入熔覆層，導致熔覆層硬度增大，耐磨性增強，磨損量降低；當激光功率為300 W時，熔覆層裂紋較多，試樣的磨損量及失重率變大。B 組試樣表面磨損形貌如圖5所示，由圖5可知，當激光功率為120 W時，熔覆層表現出黏著磨損，熔覆層組織在磨損過程中發生剝落，并在法向載荷和摩擦熱影響下黏著在熔覆層表面；當激光功率≥ 180 W 時，熔覆層表面均出現了犁溝形貌，同時可以觀察到熔覆層表面有剝離現象，熔覆層的磨損類型為磨粒磨損和粘著磨損的復合磨損類型；當激光功率由180 W增大至240 W時，熔覆層表面的犁溝變淺，粘著物減少，這是因為當激光功率為240 W時，熔覆層內部結構致密無缺陷，熔覆層硬度更高，具有更高的耐磨性。

圖5 B組試樣熔覆層表面摩擦形貌

表4 B組試樣鉛青銅熔覆層的磨損量及失重率

2.3 熔覆層物相分析

對激光功率為240 W、掃描速度為5 mm/s的鉛青銅熔覆層表面進行EDS 面掃描能譜分析，掃描的結果如圖6 所示，EDS 分析結果見表5。根據圖6和表5可知，Fe、Cu、Sn、Pb均出現在熔覆層內部，且各元素在熔覆層內部分布均勻，熔覆層內部Fe 元素含量最高，Pb 與Sn 含量較少。產生這種現象的原因一方面是因為Pb 和Sn元素熔點較低，激光束能量密度高，在熔覆過程中，Pb 和Sn 易被燒損；另一方面是由于42CrMo 基體被激光熔化了一部分，導致稀釋率提高，使熔覆層中的Fe元素含量增大。

圖6 熔覆層能譜分析圖

表5 EDS元素分析結果 %

對激光功率為240 W、掃描速度為5 mm/s的鉛青銅熔覆層進行XRD 分析，結果如圖7 所示，由圖7可知，Cu-10Pb-10Sn熔覆層主要由馬氏體、α-Cu、Pb、CrMo3S4組成。激光熔覆過程中，基體與熔覆層之間發生冶金結合，元素在兩者之間互相遷移[11]，基材中的Fe 元素被稀釋到熔覆層中，根據銅鐵相圖，鐵和銅在固態時有限互溶，在液態時無限互溶，激光熔覆過程中會形成熔池，這使得鐵在銅中的固溶量增大[12-13]。因此，基材中的鐵熔化進入鉛青銅熔覆層后，在熔融量較少時以固溶形式存在，超過銅的固溶量以后則以獨立的富鐵相形式存在，使得熔覆層由單一的α-Cu固溶體變為α-Cu+鋼的雙相組織。此外激光熔覆時熔覆層冷卻速度較快，故富鐵相易轉變為馬氏體[14-15]，可發現有CrMo3S4相的生成，這進一步說明了稀釋率過大而導致基材元素進入熔覆層形成化合物。