高錳鋼表面高速激光熔覆Ni60 涂層組織與性能

史強，馬欣，鮑思齊，高虹，黃勇

(1.新疆工程學院，烏魯木齊 830023；2.激光智能制造與再制造工程技術研究中心，烏魯木齊 830023)

0 前言

高錳鋼在受到沖擊載荷作用下，近表面內部會產生大量位錯塞積，造成顯著的加工硬化，而內部保持一定的韌性，因而具備良好的表面耐磨性及整體韌性[1-2]，被廣泛應用于礦山機械中的破碎錘加工制造中，具備不可替代的作用。錘頭在長時間的工作過程中，因受到水、礦石等腐蝕與沖擊作用，易產生一側偏磨，形成尺寸超差，需停機更換或進行修復影響生產效率。因高錳鋼碳當量高，焊接性較差，特別是在焊接過程中熱影響區熔合線附近因碳化物析出易造成裂紋，使得高錳鋼很難采用傳統的堆焊方法進行修復，需采用熱輸入小、強迫冷卻、二次水韌等方法進行堆焊修復，技術難度大，對修復人員技術要求高[3-5]。也可采用不銹鋼焊條電弧焊打底，堆焊焊條蓋面的方式，但生產效率低、后續機加工工作量大，提高了零部件修復成本，降低了企業生產效率[6]。

高速激光熔覆技術主要特點是通過改變激光光束與金屬粉末的作用位置，使粉末在飛行空間熔化，在基體表面僅形成微溶池，在保證冶金結合的前提下進一步降低了熔覆過程的熱輸入。同時熔覆層厚度可控性好，稀釋率小于1%，表面粗糙度低，能夠大大減少熔覆后零件的機加工量[7]，為高錳鋼的修復提供了新思路和新方法。目前，對于高速激光熔覆技術，國內外研究者開展了一系列的研究。徐一飛等學者[8]采用高速激光熔覆在45 鋼表面制備了高質量的鐵基合金涂層，結果表明：高速激光熔覆工藝制備的鐵基涂層的整體枝晶組織更加細小、晶間成分差異更小、晶粒分布更加均勻。Lampa 等學者[9]通過研究得出了激光功率、送粉速率、搭接率對熔覆層厚度的函數關系。郭永明等學者[10]對高速激光熔覆技術國內外研究現狀進行了綜述，總結了熔覆各工藝參數與熔覆層組織結構和性能之間的構效關系，并指出高速激光熔覆高的冷卻速度導致涂層中應力升高，開裂傾向增加，因此需通過預熱或后熱處理減緩溫度梯度、降低涂層開裂傾向。

目前，針對高錳鋼表面高速激光熔覆研究較少，文中以某礦山破碎機錘頭用材料ZGMn13 為研究對象，利用高速激光熔覆系統在其表面熔覆Ni60 粉末，通過設計熔覆工藝的正交試驗并進行極差分析，獲得最佳工藝參數，可為各礦山企業采用高速激光熔覆技術修復高錳鋼提供一定工藝參數依據。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料選用經水韌處理后的ZGMn13 鋼板，化學成分見表1。鋼板經銑床加工成200 mm × 100 mm ×10 mm 試樣，試樣上下兩表面采用磨床加工到Ra1.6，其余四表面不做粗糙度要求。采用丙酮、乙醇分別擦拭試樣待熔覆上表面進行去油去脂處理并吹干。熔覆層選用45～106 μm 的Ni60 自熔性合金粉末，其化學成分見表1。熔覆前需將粉末送入烘干箱在150 ℃下烘干1 h，去除粉末中所含水分，防止粉末簇團，保證熔覆過程中送粉的均勻連續性。

表1 ZGMn13 及Ni60 粉末的化學成分（質量分數，%）

1.2 試驗方法

采用ZKZM-2000 高速激光熔覆設備進行熔覆試樣制備，采用單層6 道工藝，制備了面積為40 mm ×10 mm，厚度為1.5～2.0 mm 的Ni60 涂層。以激光功率、掃描速度、送粉速率為影響因素，設計了3 因素3 水平的L9(33)正交試驗，具體見表2。為避免熔覆過程中出現裂紋及過大內應力，熔覆前對試樣進行預熱，在150 ℃下預熱保溫1 h，完成預熱后迅速按照表3 試驗參數進行熔覆試驗。激光光斑直徑1.5 mm，搭接率60%，離焦量15 mm，采用氬氣為送粉及保護氣體。

表2 正交試驗參數

采用宏觀形貌觀察及著色滲透探傷檢測熔覆層表面有無裂紋、氣孔等缺陷。采用電火花線切割在每組試樣中心部位截取20 mm × 20 mm × 10 mm 試塊進行金相組織觀察及顯微硬度測試。將試塊截面打磨拋光，表面除油，熱風機吹干后，用濃鹽酸（HCl）、濃硝酸（HNO3）和蒸餾水按體積比3∶1∶6 配制腐蝕液，采用脫脂棉蘸取腐蝕液擦拭試樣表面進行腐蝕，采用北京時代TMR1700 倒置式金相顯微鏡進行試樣截面金相組織觀察。采用HVS-1000Z 維氏顯微硬度計測量表面及截面顯微硬度，從距試樣表面0.1 mm為啟始測量點向試樣內部方向測量，每間距0.1 mm測量1 點，平行測量5 點取平均值，測量熔覆層、熱影響區、基材的顯微硬度變化，顯微硬度計壓頭載荷0.98 N，保持時間10 s。采用X 射線多晶衍射（XRD）對熔覆層表面進行物相分析；采用日本-SU5000 型設備對熔覆層截面進行BSE 觀察；采用UMT 型高速往復摩擦磨損測試設備對熔覆層表面進行耐磨性測試，摩擦磨損時間30 min，測試載荷50 N，選用直徑6 mm的SiN 陶瓷球，測試頻率10 Hz，摩擦為干摩擦。

2 試驗結果分析與討論

2.1 預熱處理對熔覆層表面質量的影響及熔覆層宏觀形貌觀察

通過著色滲透探傷法探究預熱處理對熔覆層表面質量的影響，結果如圖1 所示。在激光熔覆前未對試樣進行預熱處理時，激光功率為1 200 W 時，熔覆層表面呈現織網狀裂紋；激光功率為1 400 W 時，熔覆層表面出現縱向分支貫穿裂紋；激光功率為1 600 W時，熔覆層表面出現縱向裂紋，并且隨著激光功率的增大裂紋逐漸減少。分析原因為在激光熔覆過程中，熔池快速冷卻過程中的不均勻收縮產生較大的內應力，殘余壓應力使熔覆層出現裂紋，殘余拉應力也促進了裂紋的萌生和擴展，因此產生了熔覆層表面橫向及縱向裂紋。采用控制熔覆層冷卻速度的工藝措施，能有效降低熔覆層冷卻速度，釋放內應力，減小裂紋產生趨勢。先對試樣在150 ℃預熱溫度下保溫1 h 后進行熔覆再進行保溫緩冷。試樣在預熱保溫緩冷后熔覆層未出現裂紋，且熔覆層成形良好。

圖1 預熱處理對不同激光功率熔覆層表面的滲透探傷影響

9 組正交試驗的試樣均進行預熱處理后進行不同激光熔覆工藝參數下的熔覆試驗，熔覆后試樣的宏觀形貌及著色滲透探傷結果如圖2 所示。從圖2中可以看出，9 組試樣表面均無裂紋產生，說明預熱處理對激光熔覆的影響效果顯著。其中2 號、5 號、8 號和9 號試樣表面光滑且成形質量良好，說明在掃描速度為4 mm/s 下進行激光熔覆時，試樣表面宏觀質量較好，而1 號、3 號、4 號、6 號和7 號試樣表面較為粗糙且凹凸不平的現象較為明顯。

圖2 激光熔覆后試樣的宏觀形貌及滲透探傷結果（去掉邊框）

2.2 激光淬火正交試驗極差分析及硬度分析

圖3 為1 號～9 號試樣的截面顯微硬度分布情況，從圖中可以看出，各組試樣截面硬度變化明顯，從高到低依次為熔覆層硬度，熱影響區硬度和基材硬度，其中熔覆層硬度相對于基材均有不同程度的提升；其中，1 號、2 號、5 號和7 號試樣硬度值均在700 HV以上，其顯微硬度是基材硬度的2.5 倍左右；其中，2號試樣熔覆層平均顯微硬度為768.81 HV，且熔覆層硬度變化較平穩，熱影響區平均硬度為319.71 HV，基材平均顯微硬度為285.26 HV。從圖中還可看出從熔覆層到熱影響區的平均硬度直線下降，基材到熔覆層硬度有明顯提升，這是因為激光熔覆的過程同時也是對基材進行激光淬火的過程，提升了熱影響區的硬度。

圖3 激光熔覆試樣截面顯微硬度分布

為獲得影響熔覆層硬度的最佳工藝參數組合，對不同工藝參數下的熔覆層硬度進行極差分析，見表4。經極差分析可得影響熔覆層硬度的參數由主到次分別為：B（掃描速度）、C（送粉速率）、A（激光功率），且最佳工藝參數組合為A1B2C3，即激光功率1 200 W，掃描速度4 mm/s，送粉速率7.5 g/min。

按照最優工藝參數組合進行10 號試樣的熔覆試驗，試樣宏觀表面形貌及截面硬度分布情況如圖4 所示。從圖4a 可以看出，熔覆層宏觀質量好，且表面無裂紋和氣孔等缺陷，從圖4b 可以看出，10 號試樣熔覆層平均硬度為811.41 HV，熱影響區平均硬度360.07 HV，基材平均硬度280.34 HV，熔覆層硬度為基材硬度的2.8 倍，且從基材、熱影響區到熔覆層平均硬度直線上升，各區域熔覆層變化平穩。

圖4 10 號試樣激光熔覆層宏觀形貌及顯微硬度分布

2.3 熔覆層顯微形貌及物相分析

圖5 為10 號試樣截面的金相組織分布情況，圖5a從上到下依次為熔覆層、過渡區、熔合線和基材，圖5b和圖5c 分別為熔覆層上部和熔合線中上部顯微組織局部放大圖。從圖5a 可以看出，在熔合線處熔覆層與基材達到了冶金結合，熔合線上方的由于溫度梯度的減小，凝固速度長大，凝固組織以密集排布的蜂窩狀晶體為主。遠離熔合線的熔覆層組織由于溫度梯度不斷減小，凝固組織由蜂窩狀轉變為明顯的樹枝晶，如圖5c 所示。在熔覆層上部，由于凝固速率進一步增大，凝固過程中產生的樹枝晶更加短小密集，如圖5b 所示。

圖5 熔覆層截面金相組織分布情況

圖6 為10 號試樣熔覆層X 射線多晶衍射圖譜，從圖中可以看出，在2θ為43°，46°，54°和66°左右有較強的衍射峰，而在其他位置衍射效果不明顯。通過對特征峰的比對分析，可以大致推斷出熔覆層主要的物相組成為γ-Ni 枝晶、CrB，Cr7C3和Cr23C6型碳化物和一些無法識別的物相。

圖6 熔覆層X 射線多晶衍射圖譜

高速激光熔覆相較于傳統激光熔覆相比，一個顯著的特點是熔覆層非常薄，因此傳統的通過幾何方式計算熔覆層稀釋率的辦法無法使用[11-12]，通過查閱文獻可知，高速激光熔覆稀釋率均在1%以下[7]。

圖7 為熔覆層截面的BSE 形貌觀察結果。圖7a為截面整體微觀形貌分布情況，從圖中可以看到各部分形貌分布較為明顯，且在中間區域有一條較為明顯的冶金結合帶，說明熔覆層與基材冶金結合良好，結合區無氣孔等缺陷。圖7b 為熔覆層上部形貌，從中可以很明顯的看到有樹枝晶交叉分布，這是由于此區域的溫度梯度離基材較遠且由熔合線往上逐漸減小，造成成分過冷，從而形成樹枝晶，且從圖中可以看到在熔覆層中彌散分布有黑色和灰色硬質相。將其進一步放大后如圖7c 和圖7d 所示，可以看到微區內分布有黑色花狀形貌的區域，結合XRD 分析及相關文獻的報道[13-14]可知，黑色花狀硬質相為CrB，而在其周圍分布有灰色硬質相主要為Cr7C3，少量為Cr23C6。綜合以上分析可知，熔覆層主要由γ-Ni 的枝晶、樹枝晶、花狀硬質硼化物相CrB 和灰色硬質碳化物相Cr7C3和Cr23C6組成，這些硬質相一定程度上會提高熔覆層的耐磨性。

圖7 熔覆層截面背散射電子像

2.4 熔覆層摩擦磨損分析

激光熔覆前后試樣在室溫下的摩擦系數及磨損量變化情況如圖8 所示。從圖8a 可以看出，基材ZGMn13 的平均摩擦系數為0.589，而Ni60 熔覆層的平均摩擦系數為0.367，其摩擦系數相較于基材下降37.7%，耐磨性提高1.6 倍。從圖8b 可以看到，相較于基材的磨損量，熔覆層的磨損量明顯減少，約為基材的38%，通過摩擦系數和磨損量的對比分析，說明通過激光熔覆后熔覆層耐磨性高于基材。

3 結論

（1）著色滲透探傷測試表明，在預熱溫度150 ℃下保溫1 h 后再進行高速激光熔覆試驗時，熔覆層表面成形質量較好，無裂紋和氣孔等缺陷產生。

（2）正交試驗極差分析及熔覆試樣測試結果表明，ZGMn13 材料上熔覆Ni60 粉末的最佳工藝參數為激光功率1 200 W、掃描速度4 mm/s 和送粉速率7.5 g/min，在此種條件下，硬度可達811.41 HV，約為基材的2.8倍，摩擦系數為0.367，相較于基材下降37.7%，耐磨性提高1.6 倍，磨損量約為基材的38%。

（3）通過OM，XRD 和BSE 綜合分析可知，熔覆層主要由γ-Ni 枝晶、樹枝晶、花狀硬質硼化物相CrB 和灰色硬質碳化物相Cr7C3和Cr23C6組成，以上硬質相提高了熔覆層的耐磨性。