引 言

H13鋼具有優良的耐磨性、抗熱疲勞、熱強度,除在壓鑄模、熱沖裁模、熱鍛模、熱擠壓模中得到了廣泛應用,也在飛機、火箭等耐熱400～500℃工作溫度的結構零件上應用[1,2],有些飛機結構零件應用[1,2],有些飛機結構零件除承受較大的沖擊載荷、工作介質的沖蝕、高溫氧化以及劇烈的冷熱循環引起的熱應力外,還承受機械磨損[3,4],提高耐熱鋼表面耐磨性能,在特定應用環境具有迫切的需求。

激光熔覆工藝作為一種表面改性技術,其特點是將合金粉末等熔覆材料用不同的添加方式置于基體材料表面。利用高能密度的激光使基體材料與熔覆層材料一起熔化,熔覆材料與基體形成良好的冶金結合,提高了基體材料表面的硬度、耐磨性等特點。因此,可利用激光熔覆技術在H13鋼基體材料表面熔覆涂層,在修復零件失效區域的同時提高基體材料的表面性能,延長零件的使用壽命,節約生產成本。近年來激光仿生強化提高零件表面性能的研究引起了大量國內學者的重視。金屬零件表面仿生強化技術是從仿生角度出發,在金屬制品表面形成抗疲勞、耐磨損的仿生結構,改善零件的耐磨損、抗熱疲勞及減粘性能,從而提高金屬零件的使用壽命。

本文利用小功率激光器將SiC陶瓷顆粒熔覆在H13鋼表面,研究不同工藝參數下試樣熔覆層的宏觀形貌及組織結構特點,并對行激光熔覆陶瓷仿生結構耐磨性能進行分析,為零件表面進一步仿生耐磨工藝實驗提供前期理論研究基礎。

1 實驗方法及材料

1.1 實驗材料

本文實驗中選用的基體材料為H13鋼,牌號4Cr5MoSiV1。其熱處理狀態為1 020～1 050℃淬火540～650℃回火,H13鋼的化學成分如表1所示。

表1 H13耐熱鋼化學成分(質量分數/%)

從表1能夠看出H13鋼的碳含量屬于中碳鋼的范圍,實驗中H13鋼的硬度為43HRC左右。Cr元素的含量較高,它對提高基體的韌度、耐磨損性、淬透性和高溫強度具有有利的影響,同時少量的鉻溶入基體中產生固溶強化的作用還能顯著改善鋼的耐蝕性能。

此外鋼中的Si和Cr元素能提高氧化膜的致密性從而提高鋼的抗氧化性,Mn、Mo等元素的加入起到固溶強化的作用并且提高了鋼的淬透性。V元素的存在細化了鋼的晶粒和顯微組織,在回火處理時增加了鋼的回火穩定性及增強了二次硬化效應。

實驗中試板尺寸切割成80 mm×50 mm×4 mm,如圖1所示。表面用砂輪打磨干凈并用丙酮進行清洗,除去油漬、銹等雜物。

圖1 待加工試件

激光熔覆層的材料為SiC陶瓷顆粒,六方晶體結構,具有耐腐蝕、耐高溫、強度大、導熱性能良好、抗沖擊等特性,缺點是斷裂韌性較低,脆性較大在基體材料表面進行熔覆時極易發生裂紋[18]。實驗中所用的SiC陶瓷顆粒為48 μm(300目),宏觀照片如圖2所示。

圖2 SiC陶瓷顆粒的形貌

1.2 實驗方法

本文激光熔覆實驗中選用的激光器是Nd:YAG激光器,型號為WF300,最大功率為300 W,如圖3所示。激光熔覆層制備過程中影響熔覆層性能的工藝參數包括電流大小、離焦量、頻率、掃描速等。電流大小影響熱輸入量進而影響焊縫的熔深以及陶瓷熔覆層的組織性能;離焦量有正負之分是影響激光焊接質量的重要因素,激光焦點位置(光斑中心)能量密度高度集中,在焊接過程中容易蒸發成孔。因此,必須選擇合適的離焦量;當熔覆層陶瓷粉末鋪粉厚度確定時,掃描速度偏大，則熔覆層熔化不夠充分與基體材料不能形成良好的結合,導致熔覆層性能較差。掃描速度偏小,此時熔覆層能夠充分熔化,但易出現熔深過大甚至焊穿。本實驗在前期研究的基礎上,選擇的激光熔覆工藝參數為電流120～160 A,脈寬5 ms,頻率5 Hz,離焦量4 mm,掃描速度為20 mm/min、40 mm/min、60 mm/min。

圖3 Nd:YAG激光器 

根據設定的激光焊接參數,激光熔覆選用預置粉末方法。將H13鋼試板表面打磨、清洗干凈后,將SiC陶瓷顆粒均勻的鋪在焊接位置,鋪粉層厚度0.4 mm,進行焊接,如圖4、圖5所示。

        圖4 試件加工局部圖                                         圖5 H13鋼表面激光熔覆陶瓷試件

試板焊接完成后,利用線切割機沿試樣的橫截面進行切割。然后利用試樣鑲嵌機鑲嵌試樣,并在金相砂紙上按照38 μm(400目)、23 μm(600目)、 18μm(800目)、11 μm(1200目)的順序研磨后進行拋光。腐蝕劑選用10%的硝酸酒精+10%的Cr₂O₃電解腐蝕。

金相試樣腐蝕后進行組織觀察,并對具有典型特征的試樣利用SEM進一步研究。沿整個試樣橫截面從近表面熔覆層到熱影響區,利用EDS進行能譜分析,觀察合金元素的含量差異得到熔覆層的分布深度。

2 熔覆層的組織觀察及性能分析

2.1 熔覆層形貌分析

激光熔覆過程中,激光束首先輻照到SiC陶瓷顆粒涂層,涂層吸收激光能量發生熔化,同時部分激光能量透過粉末層輻照到基體表面,達到熔點后基體熔化形成熔池。此時,SiC顆粒與熔池中液態的Fe發生冶金反應,形成結合區域,而靠近母材方向熔化的基體則不含有SiC顆粒。激光束以一定的焊接速度掃過整個熔覆區域后,熔池冷卻,形成熔覆層?；w近表面熔覆層的宏觀形貌如圖6所示。

圖6 表面熔覆層形貌

從圖6能夠看到,在熔覆試樣的近表面處出現了一層較薄的熔化層。分析認為,此區域幾乎全部是由熔化的SiC陶瓷顆粒形成的,它與基體的自熔區域分界明顯。由SiC顆粒自身熔化形成的熔化層,決定了熔覆層所具有的耐磨、耐高溫等性能。熔覆粉末層在吸收激光能量過程中,并不能保證粉末層中所有的SiC陶瓷顆粒都發生完全熔化。當陶瓷顆粒所吸收的能量不足時產生兩種現象。一種是部分SiC陶瓷顆粒吸收了激光束能量,顆粒的四周輪廓發生熔化變得比較光滑,但陶瓷顆粒的中間位置未發生熔化。另一種現象是位于熔覆層靠近底部的陶瓷顆粒,由于上層顆粒的阻擋或者激光的掃描速度過快等原因,使得陶瓷顆粒吸收的能量較少,仍保持著原始形態。此時陶瓷顆粒就會“鑲嵌”在熔化的基體或者熔覆層中,如圖7和圖8所示。

這種“鑲嵌”狀態的陶瓷顆粒在提高基體材料的耐磨性方面具有顯著地作用。實際上這就是另一種零件修復工藝—激光熔注工藝所要實現的。首先基體表面SiC陶瓷熔覆層存在硬質相提高了H13鋼基體承受應力的能力,增加了基體的塑性變形抗力,阻礙了裂紋的萌生擴展,本身就具有較高的耐磨性能。在磨損實驗中當表面的熔覆層脫落后,“鑲嵌”狀態的陶瓷顆粒就會裸露出來,此時陶瓷顆粒是高于基體表面的。隨著磨損進行陶瓷顆粒首先承受載荷,其次再是基體,延緩了基體承受磨損的時間,減少了基體的磨損,因此增加了基體的耐磨性能。

   圖7 未熔化的陶瓷顆粒形貌                                      圖8 激光熔覆陶瓷顆粒增強復合材料層

當激光熔覆掃描速度增加到40 mm/min、60 mm/min時在熔覆試樣的整個橫截面上出現了貫穿性裂紋,如圖9所示,在熔覆試樣的整個橫截面上除了貫穿性主裂紋之外還出現了二次裂紋。分析認為,在激光熔覆過程中隨著掃描速度的增加,熔覆層及基體的熱輸入量就會減少,熔池冷卻速度也較快,使得熔覆層成分分布不均勻,產生裂紋。另一方面,熔覆層成分為SiC陶瓷顆粒,本身韌性較差屬于硬而脆相。熱輸入量不足,位于結合區中的熔覆層與基體材料之間不能發生充分的冶金反應,導致不能形成良好的冶金結合,在殘余熱應力的作用下熔覆層產生的裂紋向下擴展,直到基體的交界處。此外,熔覆層材料SiC陶瓷顆粒與基體材料H13鋼的熱膨脹系數不同,導致熔覆試樣橫截面上各區的熱膨脹率與收縮率存在差異,熔池凝固后極易出現開裂。

圖9 激光熔覆試樣橫截面上出現的裂紋

2.2 熔覆層的組織分析

試樣腐蝕后在整個橫截面上能夠看到明顯的分區,如圖10所示。從熔覆層表面到基體依次為SiC陶瓷顆粒熔覆區(clad zone,CZ),熔合區(fusion zone,FZ),熱影響區域(heat-affected zone,HAZ)及基體材料區(substrate zone, SZ)。各個分層區高倍下的顯微結構如圖11所示。

圖10 激光熔覆層橫截面的形貌 

圖11 SiC陶瓷熔覆層的橫截面顯微組織組織

從圖11(a)可以看出,合適的工藝參數條件下SiC陶瓷熔覆區的組織無方向性、比較致密,主要是由熔化的SiC陶瓷顆粒形成的硬質相組成,沒有出現明顯的裂紋及氣孔等缺陷,組織性能良好。圖11(b)所示為熔合區位于陶瓷熔覆層與熱影響區之間,晶體主要以樹枝狀晶和等軸晶為主含有少量柱狀晶。在激光熔覆的冷卻過程中,基體的溫度較低,因此熔覆層的散熱方向是朝向基體,此時位于基體與熔覆層交界處的熔合區溫度梯度最大,最先發生晶粒形核。依附于熔合線形成的晶核沿散熱方向相反的方向生長,即垂直于熔合線向焊縫中心生長。柱狀晶持續生長直到相互接觸時才停止。隨著晶粒的長大液/固界限向前推移,溫度梯度也隨之減小,由于激光熔覆冷卻速度較快,過冷度也較大,此時晶體的形核率較高,晶體來不及長大就發生凝固,因此熔合區的晶粒比較細小。熔覆層界面的能譜分析如圖12所示。

圖12 熔覆層的能譜分析結果

圖12(a)SiK的質量分數為5.45%,12(b)SiK的質量分數為4.26%,可以發現結合層的Si含量要明顯少于熔覆層,并且遠大于基體材料中的含量(0.8%～1.20%)。圖12(c)更加明顯的反映了這一變化趨勢。分析認為,造成這一現象的原因是激光熔覆過程中液態的熔覆層材料與基體在冷卻凝固過程中發生了原子擴散,造成了熔覆層的稀釋,導致Si元素含量減少。Si元素含量的這種變化趨勢說明熔覆層與基體材料之間產生了良好的冶金結合,這是影響熔覆層質量的重要因素。冶金結合質量較差,則熔覆層易出現裂紋等缺陷,不能滿足基體材料修復性能的要求。

3 結 論

1)當激光熔覆掃描速度提高至40 mm/min、60 mm/min時,在熔覆層的整個橫截面上出現了貫穿性裂紋,降低了熔覆層的性能。一方面是因為熱輸入減小,熔覆層成分不能均勻分布,與基體材料之間結合性較差;另一方面SiC陶瓷顆粒硬而脆,韌性較差與基體(H13鋼)的熱膨脹系數和收縮率不同,在熔池凝固時極易產生裂紋。

2)合適的工藝參數條件熔覆試樣橫截面上出現明顯的分區:SiC陶瓷顆粒熔覆區、結合區、熱影響區域及基體材料區。熔覆區組織致密無明顯氣孔裂紋,性能良好;結合區晶體以樹枝狀晶和等軸晶為主,晶粒比較細小,熔合線處晶體主要是柱狀晶。

3)熔覆層、結合區、基體SiK的含量變化為熔覆層大于結合區、結合區大于基體,這種變化趨勢說明熔覆層結合區、基體具有良好的冶金結合。

文章來源：中國知網

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