摘 要:采用激光熔注技术对材料进行表面强化具有显著的优点.将WC陶瓷作为注入颗粒,在Q235钢表面制备激光熔注层.对激光熔注工艺进行了系统研究.利用SEM,EDS,XRD等手段分析熔注层的微观组织结构,对熔注层的硬度和耐磨性能进行了测试.结果表明,成功的激光熔注过程需要严格的工艺参数条件,采用优化的工艺参数时激光熔注WC表面层成形良好.熔注层主要由WC,W2C以及M6C(Fe3W3C-Fe4W2C)强化相组成,Fe3W3C分别以颗粒之间基体上的树枝晶和依附WC颗粒形成的反应层两种形态存在于熔注层中;熔注层平均硬度约为母材硬度的4倍,熔注层摩擦系数不超过基体的1/4,熔注层耐磨性良好.
关键词:激光熔注;碳化钨;微观组织;耐磨性能；热喷涂
0 序 言
利用激光制作表面金属陶瓷涂层技术是近年来新兴的表面强化技术.用激光熔覆技术在金属材料表面制得金属陶瓷复合材料涂层[1-3],将金属材料的强韧性和优良的工艺性能与陶瓷材料的优异性能有机结合起来,在降低生产成本的同时大大提高了工件性能,具有广阔的应用前景,但激光熔覆陶瓷涂层易于发生的开裂问题限制了该项技术的推广应用.
激光熔注技术是指采用高功率密度的激光束在金属材料表面形成熔池,同时将陶瓷增强颗粒直接注入到熔池中,在熔池冷却过程中,注入颗粒来不及熔化而被“冻结”在熔池中,从而形成颗粒增强的表面金属基复合材料层的过程[4, 5].激光熔注过程与同步送粉式激光熔覆在工艺上极为相似,但两者的加热对象不同.激光熔覆的主要加热对象是粉末,而激光熔注的主要加热对象是基体.这直接导致了两者的显著不同.激光熔注由于将增强颗粒注入到基体的熔池中,熔注层和基体的化学成分呈平缓梯度过渡,两者之间无明显的界面.因此,激光熔注解决了激光熔覆由于熔覆层与基体之间化学成分存在较大梯度而导致的熔覆层易开裂的问题.研究发现,与激光熔覆相比,激光熔注过程的实现对工艺参数的变化很敏感[6-8].激光熔注过程中工艺参数可选范围很小.参数超出一定范围,成功实现激光熔注就变得很困难,因此调整优化激光熔注工艺显得十分重要.
文中采用激光熔注技术在Q235钢表面注入WC颗粒制备增强涂层,对所制涂层的组织结构及其耐磨性能进行分析.选用WC作为注入粒子原因在于WC具有高熔点、高硬度等优异性能,以WC作为增强颗粒,利用激光熔注技术在金属材料表面制得金属陶瓷复合材料涂层.
1 试验方法
试验用母材为Q235钢,热处理状态为正火态,试板尺寸为200 mm×40 mm×5 mm,经砂纸打磨,丙酮清除油污,酸洗除锈.注入粉末为铸造WC陶瓷颗粒,粒度为80~120μm,平均尺寸为100μm.试验采用DL-HL-T5000型5 kW横流多模CO2激光器和PEL-1A型送粉器.激光熔注过程中激光头固定不动,移动工作台,激光束扫描工件,粉末在载气流的作用下与工作台呈一定角度同步注入熔池,熔池凝固后粉末以固态颗粒的形式保留在熔池中形成熔注层.利用XRD, SEM,EDS对熔注层进行组织结构分析.利用HS-1000型维氏硬度计测定熔注层的硬度分布.利用CJS111A型摩擦磨损试验机测定熔注层的耐磨性能.
2 结果及讨论
2.1 主要工艺参数影响
2. 1. 1 送粉方式的选择
前送粉定义为粉末流与激光束扫描后形成的焊道呈钝角,后送粉定义为粉末流与激光束扫描后形成的焊道呈锐角.固定激光功率密度为3×104W /cm2,扫描速度0. 4 m/min,送粉率105 mg/s,分别采用两种送粉方式(送粉角分别为50°和135°)向Q235钢基体注入WC粉末所获的熔注层截面如图1a, b所示.
由图1a可以看出,采用前送粉方式时,注入的WC颗粒大部分熔化,熔注层中保留下来的很少,而后送粉时的结果则明显不同,熔注层中保留了较多的WC颗粒.分析认为,这是由于粉末对光束能量的吸收很强,采用前送粉方式,注入粉末大部分经受光束辐照甚至穿越光束中心,光束中心温度很高,使大量的WC颗粒熔化,熔化后的WC以液态形式进入熔池,与熔池中的液态Fe接触并反应,使凝固后的熔池中保留的固态WC颗粒很少.因而传统的激光熔覆加工一般采用向熔池前部送粉,将熔覆粉末吹向熔池前部,与光束充分作用,吸收光束的主要能量,避免基体的过量熔化,从而实现降低基体稀释率的目的.相反采用后送粉方式,激光束主要加热基底材料使其熔化形成合适深度的熔池,尽管仍有部分粉末可能会经过光束中心,受其加热而熔化,但大部分注入粉末受光束辐照程度较轻,主要由熔池后部进入熔池,从而实现了熔池中保留足量的WC颗粒,发挥其增强基体的作用.经过以上试验研究分析,确定激光熔注过程采用后送粉方式.
2. 1. 2 激光扫描速度的影响
在一定的功率输出(3×104W /cm2)和送粉率(135mg/s)条件下,调整扫描速度,研究其对熔注层成形的影响,如图2所示,可以看出扫描速度主要影响熔注层的熔深,随着扫描速度增大,熔深变浅.这是由于扫描速度与激光束对熔池的热输入直接相关,增大扫描速度,单位时间内光束对熔池的热输入减小,熔注层深度随之减小.另一个重要参数是送粉率,随着送粉率减小,颗粒在熔注层中的密度变小,分布变得不均匀;当然送粉率不能过大,否则可能会出现颗粒堆积,使熔注层变得脆弱而易导致裂纹.送粉率太大时,由于粉末的遮蔽效应,较多的光束能量被粉末吸收,基体不能形成合适的熔池而影响熔注层成形;因此必须合理匹配工艺参数,才能获得良好的熔注成形。
优化工艺参数后的熔注层横截面形貌如图3所示.熔注层表面比较平整,宽3 mm左右,最大深度0. 5mm,颗粒分布比较均匀,无气孔和裂纹等宏观缺陷.工艺参数如下:激光功率(P)3 000W,光斑直径(D)4 mm,扫描速度(v)0. 3~0. 6 m/min,送粉率(ρ)80~135 mg/s,送粉角度(θ) 50°~60°,载气流量450 L/h,载气流压力0. 8MPa.
2.2 熔注层基体组织形貌
2. 2. 1 熔注层XRD分析
激光熔注过程中,WC颗粒在经过激光束辐照时被加热到较高的温度,同样,由于受到光束的辐照,熔池的温度达到2 000℃以上,因此进入熔池后WC会与液态Fe发生反应,反应产物将在很大程度上影响熔注层的组织结构.图4示出了优化工艺参数条件下Q235钢表面激光熔注WC涂层的X射线衍射结果,可以看出熔注层主要由WC, W2C,Fe3W3C,Fe4W2C等相组成.
最强衍射峰为W2C相,主要是由于注入粉末为铸造WC,它是由WC和W2C两相机械混合而成,其中也可能包含经过熔池反应重新形成析出的W2C相.在激光熔注过程中受激光辐照加热,部分颗粒熔化后,WC分解为W原子和C原子,激光熔池处于非平衡状态,成分很不均匀,由于W原子的比重大,扩散能力弱,熔池中存在许多W原子富集区, C原子则由于扩散能力强,不容易富集,固溶到基体γ-Fe相中,或者存在于铁碳化合物中.在富集W而贫C的区域可能析出W2C相.总之,激光熔注层中含有大量的W2C和WC相,标志着激光熔注过程的顺利实现,大量的WC颗粒注入熔池,激光熔池快速凝固,WC以固态颗粒的形式保留在熔池凝固形成的熔注层中.另外,激光熔注层中出现M6C相(Fe3W3C-Fe4W2C),这同样是由于受激光辐照加热颗粒熔化后,WC分解为W原子和C原子,在W原子富集区,W原子与Fe原子及少量的C原子易于形成Fe3W3C, Fe4W2C等化合物. Fe3W3C, Fe4W2C均属于M6C间隙化合物,晶体结构相近,在X衍射图谱中无法区分开.
2. 2. 2 熔注层微观组织分析
图5a示出熔注层上部颗粒周围的基体析出的组织形貌.由图5a可以看出,WC颗粒周围的基体中析出了大量的块状初晶,其间分布着不规则的细条状共晶.采用EDS对析出的块状组织区域A进行能谱分析结果为31. 43W, 27. 95Fe, 40. 62C(原子分数,% ),W和Fe的原子百分比接近1∶1,结合熔注层的XRD分析结果,推断很可能是Fe3W3C.这是由于熔化的WC分解为W原子和C原子,激光熔池处于非平衡状态,成分很不均匀,熔池中存在许多W原子富集区,W原子与Fe原子及少量的C原子易于形成M6C相(Fe3W3C-Fe4W2C).同时又由于激光熔池上部直接受激光持续辐照,温度相对较高,有利于Fe3W3C以初晶形式从液相中析出,并长大呈块状.而在较低的温度下,基体上块状析出物之间的贫钨区域,可能形成共晶碳化物,呈细条状。
由图5b可以看出,熔注层中部颗粒周围的基体析出的组织形貌比较复杂,主要由树枝晶、柱状晶等组成,以树枝晶为主,大小各异。另外与熔池上部相比,温度较低,因而熔池凝固后,熔注层中部的鱼骨状共晶增多.对图5b中B区域树枝状、十字花状组织分析推断其为Fe3W3C.采用EDS对基体中析出的斜长条块状组织区域B进行成分分析,结果为12·57W, 24. 21Fe, 63.21C(原子数分数,% ), Fe和W的原子百分比基本接近2: 1,结合前面熔注层的XRD分析结果,可以推断是属于M6C型化合物的Fe4W2C.与熔注层上部WC颗粒周围基体上析出的初晶不同的是熔注层中部的基体组织形貌更为复杂,呈现树枝状、十字花状,甚至柱状.这种组织形貌的复杂性是由熔池的成分和冷却条件造成的.与熔注层上部相比,中部的熔池温度较低,同时激光熔池凝固速度快,熔池的对流搅拌作用不充分,熔池的成分也不均匀,导致组织分布不均匀.由于初晶碳化物依附未熔化的WC颗粒形核并长大所需能量较低,因而WC颗粒为初晶碳化物的析出提供良好的形核质点。同时熔化的WC分解成W原子和C原子,在液相熔池中形成W原子富集区,当满足成分起伏和能量起伏时,在这些区域也会形成晶核并长大.
由图5c可以看出,熔注层下部颗粒周围的基体上已经基本没有析出的块状、十字花状初晶,而是形成较多的细鱼骨状共晶.这是由于激光熔池底部由于受基体的激冷作用,与激光熔池中上部相比,温度比较低,接近液相线温度,已不能析出初晶碳化物,而是以发生共晶转变为主,形成较多的共晶碳化物.对颗粒周围的多边形块状区域进行分析,可以推断也是Fe3W3C相.
2.3 熔注层的耐磨性
熔注层及热影响区的硬度分布曲线如图6所示.熔注层基体平均硬度900 HV,热影响区硬度350~504 HV,基底硬度在240 HV以下,涂层基体硬度远远高于热影响区和基底的硬度,是母材Q235钢硬度的4倍.同时发现熔注层的硬度波动较大,这与熔注层内基体组织复杂性有关,熔注层基体上分布着WC颗粒、γ-Fe共晶碳化物和析出的M6C强化相.硬度压痕打在不同的组织附近,硬度有很大差别.熔注层基体的高硬度主要是由于WC硬质颗粒的强化作用,同时大量M6C枝晶对涂层基体也起到钉扎强化作用.
熔注试样及Q235钢在0. 98N载荷下的摩擦曲线如图7所示.可以看出,Q235钢的摩擦系数迅速上升到0. 9左右,并在0.8~1. 0内波动,基本没有平稳磨损.熔注试样在开始400 s时间内摩擦系数稳定在0. 2,之后摩擦系数开始缓慢上升, 1 000 s时达到0. 6.熔注试样的摩擦曲线波动较小,表明熔注试样具有优异的耐磨性能.由于Q235钢硬度低,与SiC陶瓷球刚开始接触磨损时,磨损就很严重,剥下的碎屑充当磨粒作用,更加剧Q235钢的磨损.熔注层基体的整体硬度很高,与之对磨的SiC陶瓷球硬度也很高,随磨损的进行,表面粗糙度变化不大,因而对摩擦系数的影响很小,磨损一开始就很快进入一个稳定阶段.平稳磨损时,熔注层只是轻微磨损,没有较多的磨屑脱落充当磨粒,因而随着SiC陶瓷球对熔注层表面的轻微磨损,粗糙度开始增加,摩擦系数缓慢升高,但由于磨屑很少,并未加剧磨损,因而摩擦系数缓慢上升,并且曲线波动较小。
Q235钢基材和熔注试样表面磨损形貌如图8所示,可以看出基材表面出现犁沟和剥落坑,磨损形式主要是粘着磨损.熔注试样表面剥落坑较少,改善了Q235钢的粘着磨损状况,磨损表面出现细细的碎屑,磨损形式以磨粒磨损为主.这是由于磨损时,磨粒压入钢基体,基体表面产生塑性变形,在犁削力的作用下,部分基体被剥落形成金属转移,产生剥落坑.对于熔注层,其具有特殊的颗粒镶嵌结构,高硬度的WC颗粒作为主要增强颗粒比较均匀的分布在熔注层中,同时颗粒之间的基体上又密集分布着M6C枝晶,硬度也较高. WC颗粒作为硬质骨架,承受载荷;枝晶强化钉扎基体,使基体更有效的支撑WC颗粒.熔注层这种特殊的颗粒镶嵌结构可以有效地减轻涂层的磨损程度,明显的提高涂层的耐磨性.当磨粒遇到WC颗粒时,磨粒无法压入其中,对基体的犁削也将无法继续,从而阻止剥落坑的扩大,明显改善Q235钢的粘着磨损状况。
3 结 论
(1)激光熔注WC表面层成形良好,熔注层与基底材料形成冶金结合.成功的激光熔注过程需要严格的工艺参数条件.激光功率固定为3 000 W时,采用后送粉方式,送粉角50°~60°,光斑直径4mm,扫描速度0. 4~0. 6 m/min,送粉率80~ 135mg/s,载气流量450 L/h,载气流压力0. 8MPa,可以获得质量良好的熔注层.
(2)熔注层主要由WC,W2C,以及Fe3W3C,Fe4W2C等M6C强化相组成,Fe3W3C分别以颗粒之间基体上的树枝晶和依附WC颗粒形成的反应层两种形态存在于熔注层中。
(3)熔注层基体平均硬度超过900HV,是母材Q235钢的4倍.熔注层平稳磨损时摩擦系数0. 2,不超过Q235钢的1/4,具有良好的耐磨性,显著改善了Q235钢的磨损状况.
参考文献略
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