1　引 言

热作模具钢是指适宜用来制造金属热变形加工模具（如热锻模、热挤压模等）的合金工具钢^［1-4］。热作模具长时间处于高温高压条件下工作，因此，要求模具材料具有较高的强度、硬度及热稳定性，特别是应具备较高的热疲劳性和耐磨性^［5-8］。在服役过程中，热作模具表面承受着高强度接触载荷和高频率交变热载荷的作用，使用寿命普遍较短。磨损是热作模具的主要失效形式^［9-12］。采用激光熔覆等表面改性技术^［13-15］提高模具耐磨性，可有效延长模具的服役时间，降低生产成本，节约资源。

激光熔覆技术是在模具表面添加熔覆材料，利用高能激光束使之与模具表面薄层一起熔化、凝固，在模具表面形成与其呈冶金结合的添料改性层的一种表面改性技术^［16-17］。曹俊等^［18］在H13钢表面制备了纯铁基合金熔覆层和不同WC含量的铁基合金熔覆层，对两类熔覆层进行研究后发现：与基体、纯铁基合金熔覆层相比，含WC的铁基合金熔覆层的硬度和耐磨性都有较大程度的提升；熔覆层的磨损机制主要为磨粒磨损并伴有不同程度的黏着磨损。Wang等^［19］采用激光熔覆技术在H13热作工具钢表面制备了Stellite-6/WC MMC（WC-12Co）和Stellite-6/WC复合涂层，对两种涂层进行研究后发现：在相同的WC含量下，使用WC-12Co颗粒可以进一步提高涂层的耐磨性；在相同的热疲劳条件下，添加WC-12Co颗粒制备的涂层表面疲劳裂纹较少，更有利于延长涂层的使用寿命。

本文以H13钢为基体进行了激光熔覆试验，拟制备一种能够修复或强化基体表面性能的梯度熔覆层。本文使用的梯度熔覆层粉末为H13钢粉末和Ni/WC粉末的混合粉末。

2　试验材料及方法

2.1　试验材料

本文以H13钢为基体，以H13模具钢粉末和Ni/WC硬质耐磨金属-陶瓷粉末为熔覆粉末，完成了H13/Ni/WC梯度熔覆层的制备。将Ni/WC粉末按照一定的递增比例与H13粉末混合。H13、Ni/WC粉末的粒径范围分别为15~53 μm和15~45 μm，它们的化学成分分别如表1和表2所示。表3为制备梯度熔覆层的粉末配比方案。

图1（a）为H13粉末的微观形貌，其表面致密，单个微粒基本呈光滑的球形，流动性好，利于送粉。图1（b）为Ni/WC粉末的微观形貌，颗粒整体呈球状且表面凹凸不平，在一定程度上增加了颗粒的表面积，有利于吸收及传递热量，促进粉末的熔化，提高熔覆层的宏观质量。图1（c）为粉末球磨混合均匀后的微观形貌，可以看出，Ni/WC粉末的部分颗粒已经破碎，而H13粉末的颗粒未发生此现象。这是因为烧结而成的Ni/WC颗粒表面粗糙且内部疏松多孔，颗粒的整体强度较低，在球磨混合过程中，部分Ni/WC颗粒无法承受搅拌时氧化锆球体与粉末的激烈碰撞以及氧化锆球体对粉末的挤压作用；而H13粉末颗粒由微小的金属液滴凝固而成，表面光滑且内部结构致密，强度高，能承受上述碰撞及挤压。

图 1. 粉末的微观形貌。（a）H13；（b）Ni/WC；（c）H13/Ni/WC

Fig. 1. Powder morphologies. （a) H13； （b) Ni/WC； （c) H13/Ni/WC

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图2为试验中使用的激光熔覆设备，主要包括半导体激光发生器、六轴机械手及送粉器等。表4为H13/Ni/WC梯度熔覆层的激光熔覆工艺参数。

图 2. 激光快速熔覆系统

Fig. 2. Laser rapid cladding system

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2.2　试验方法

采用金相显微镜对熔覆层的显微组织及其与基体的结合方式进行观察。使用S-4800冷场发射扫描电子显微镜（SEM）对粉末及梯度熔覆层的微观形貌进行观察，并用扫描电子显微镜附带的能谱仪（EDS）对成分进行半定量分析。采用FM-ARS9000自动转塔显微维氏硬度测量仪测定熔覆层横截面的显微硬度，加载载荷设置为1.96 N，加载时间设置为10 s。用HTV-PHS30型高温维氏硬度计测试H13基体（经过了调质处理）和熔覆层在室温、200 ℃、400 ℃、600 ℃、800 ℃下的硬度，加载的载荷为98 N，保载时间为30 s，维氏硬度值为多次测量后的平均值。

热疲劳测试试验方法如下：将试样放入已升至600 ℃的加热炉内保温10 min，取出置于水（室温）中快速冷却，经酒精清洗、电吹风机吹干后使用金相显微镜观察其表面是否有微裂纹产生；重复上述步骤，直至熔覆层表面出现裂纹。该试验主要是为了测定熔覆层及基体在极端温度梯度下抵抗开裂的能力。

采用MMU-5G屏显式高温端面材料摩擦磨损试验机对熔覆层和基体进行高温摩擦磨损试验。上试样为正火处理后的H13钢，其表面的显微硬度为450 HV（与成形坯料基本相当），但具有更高的屈服强度，提高了承载能力的上限。下试样分别为经调质处理后的H13钢及梯度熔覆层。试验中施加的正向载荷为640 N，温度分别为350，450，550 ℃，转速为90 r/min，采用水基石墨进行润滑，转数达到7200以后结束试验。使用LK120H型轮廓仪测量下试样的磨损深度，以衡量其耐磨损性能。

3　试验结果及分析

3.1　熔覆层的金相组织观察及形貌分析

图3（a）为熔覆层的表面宏观形貌，图中箭头标注的方向为激光扫描方向，两道红线之间为熔覆道。从图中可以看出，熔覆层表面较为平整，无宏观裂纹，局部因被氧化而无金属光泽，沿着激光扫描方向存在金属凝固流线。梯度熔覆层的设计能有效降低熔覆层与基体间因材料成分差异过大而导致的内应力，从而显著减小熔覆层的开裂倾向，甚至完全避免裂纹产生。图3（b）为熔覆层的横截面形貌，可以看出，多道搭接熔覆层质量良好，未发现气孔、裂纹等缺陷，且熔覆层层间无明显界限。

图 3. 熔覆层形貌。（a）表面宏观形貌；（b）横截面形貌

Fig. 3. Appearances of cladding layer. （a） Surface macromorphology； （b） cross-section morphology

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图4（a）为熔覆层的横截面低倍形貌，可见，横截面上存在大量的枝晶，枝晶的生长存在方向性特征，枝晶总体上沿着与基体呈一定角度的方向指向熔覆层表面。由于粉末熔化形成的熔池近似为半球形，温度梯度由球心向外散射，而枝晶生长方向与其相反，故枝晶与基体产生了一定角度。枝晶角度的朝向与扫描方向息息相关。由图4（a）还可以发现，在熔覆层与基体结合处，枝晶如同“树根”一样从基体中延伸而出，说明熔覆层与基体间的结合方式为冶金结合。对局部进行放大后观察可以发现，横截面上弥散分布着大量的竹叶形针状马氏体，如图4（b）所示。激光熔覆技术的典型特点之一是快速凝固，易得到细晶组织或产生平衡态无法获得的新相，这为马氏体的形成创造了外部条件。

图 4. 熔覆层横截面的显微组织。(a)低倍；(b)高倍

Fig. 4. Microstructures of cross-section of cladding layer. (a) Low magnification； (b) high magnification

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图5（a）为未腐蚀熔覆层横截面的SEM形貌，可见，熔覆层质量良好，梯度层之间无明显的界限，熔覆层厚度约为868 μm。在图5（b）所示的元素线扫描图中可以看出，Fe含量相对其他元素高出很多，导致沿线扫描方向其他元素含量的变化并不明显。不过也能发现，在熔覆层和基体结合区域，W含量有缓慢上升的趋势，再次印证了熔覆层与基体的结合方式为冶金结合。

图 5. 熔覆层横截面的SEM形貌及元素线扫描结果。(a)SEM形貌；(b)元素线扫描结果

Fig. 5. SEM morphology of cross-section of cladding layer and elemental line-scanning. (a) SEM morphology; (b) elemental line-scanning

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3.2　基体及熔覆层的力学性能

3.2.1　横截面的显微硬度

图6为熔覆层横截面上的显微硬度分布曲线，曲线整体上呈现出连续梯度性，随着到熔覆层外表面距离的增加，显微硬度呈梯度下降。由图6可见：接近熔覆层外表面区域的显微硬度约为1100 HV；而在熔覆层与基体结合处，由于加入的WC增强相减少，显微硬度下降到约900 HV；基体表层由于受到激光熔覆过程中热影响的作用而发生自淬火，表面硬度较高，而未经热处理的H13基体的显微维氏硬度为400 HV（这是因为距表面熔覆层越远，热影响越小，淬火效果越弱，马氏体转化得越不充分，硬度值逐渐下降）。

图 6. 熔覆层横截面上的硬度分布

Fig. 6. Microhardness distribution on the cross-section of cladding layer

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一般而言，硬度提高的直接原因主要有细晶强化、马氏体转化以及加入了增强相。在熔覆层中，上述三类强化机制均存在，但在热影响区是没有WC硬质相增强作用的。熔池的大小、凝固时间等决定了细晶强化的效果，通常熔池中部的晶粒尺寸略大于两侧，细晶强化作用更强。马氏体转化与温度梯度分布息息相关，温度下降越迅速处马氏体越易产生，马氏体转化越完全，硬化作用愈强。

3.2.2　高温硬度

图7为基体和熔覆层在不同温度下的硬度曲线，可以看出：随着测试温度升高，基体和接近熔覆层外表面区域的维氏硬度均下降，且熔覆层硬度下降的速率和幅度都大于基体；室温时，基体和熔覆层的硬度分别为1347.68 HV和1510.35 HV；当测试温度达到800 ℃时，基体和熔覆层的硬度分别下降到1006.8 HV和921.4 HV；在500 ℃左右时，二者的硬度相当。随测试温度升高，熔覆层硬度下降的速率和幅度都大于H13基体，结合金相组织分析后认为这主要是由于：1）在高温下，两区域的内部组织均会出现动态回复和再结晶，致使两区域的硬度均下降。2）在激光熔覆制备过程中，冷却时的温度下降梯度很大，导致熔覆层组织中存在大量的马氏体，马氏体的强度和硬度很高，从而导致熔覆层较基体具有更高的硬度；但当测试温度高于500 ℃时，会发生退火现象，从而导致熔覆层表面硬度急剧下降。

图 7. 基体和熔覆层在不同温度下的硬度曲线

Fig. 7. Hardness curves of matrix and cladding layer at different temperatures

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3.2.3　热疲劳性能

熔覆层抵抗热应力能力的强弱会直接影响热作模具的使用寿命。测试熔覆层的热疲劳性能，探究影响热疲劳的因素，对于合理设计混合粉末的比例、提高熔覆层的抗热震性能以及延长模具使用寿命来说具有十分重要的意义。

图8为10次热疲劳试验后H13基体及熔覆层表面的微观形貌，可以看出：基体表面严重氧化，出现斑点形块状脱落，如图内椭圆框所示；熔覆层表面整体氧化变黑，但并未出现脱落现象，说明熔覆层具有更优异的抗氧化性和热疲劳性能。

图 8. 10次热疲劳试验后基体和熔覆层的表面形貌。（a）H13基体；（b）熔覆层

Fig. 8. Surface morphologies of matrix and cladding layer after 10 thermal fatigue tests. (a) H13 matrix； (b) cladding layer

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图9为25次热疲劳试验后基体和熔覆层的表面微观形貌，可以看出：基体表面发生了大面积块状脱落，但未出现裂纹；熔覆层表面氧化程度更大，但未出现脱落现象，在熔覆终止处发现了裂纹（除此处外其他区域并未发现有裂纹出现）。热疲劳失效是热应力反复、持续作用的结果，引起热应力的主要原因是材料热导率、热膨胀系数的差异，两者都会使熔覆层中金属与陶瓷增强相的变形不一致，产生内应力，使两者分离，从而萌生微裂纹，当微裂纹扩展到一定程度时就会导致材料失效。上述裂纹可能是基体中存在更易发生热裂纹的脆性金属碳化物所致。

图 9. 25次后热疲劳试验后基体和熔覆层的表面形貌。（a）H13基体；（b）熔覆层

Fig. 9. Surface morphologies of matrix and cladding layer after 25 thermal fatigue tests. (a) H13 matrix； (b) cladding layer

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3.3　熔覆层的耐磨性

本文的摩擦磨损试验是以接近模具实际工况为目标，结合试验设备安全极限设计的。基体和熔覆层的摩擦磨损正交试验因素水平表如表5所示。

图10为熔覆层在相同载荷（480 N）、不同温度下的表面磨损形貌，可以看出：当试验温度为350 ℃时，磨损表面中部有明显的条状拖曳痕迹，两侧有较浅的犁沟；当试验温度为450 ℃时，拖曳痕迹减轻，犁沟遍布整个接触面；当试验温度达到550 ℃时，拖曳痕迹很浅，磨损表面中部平滑，两侧分布有深浅、宽细不一的犁沟。据此可推断，磨损机理有黏着磨损和磨粒磨损，且随着温度升高，黏着磨损有所减弱，磨粒磨损逐渐加剧。

图 10. 熔覆层在不同温度下的表面磨损形貌。（a）350 ℃；（b）450 ℃；（c）550 ℃

Fig. 10. Wear surface morphologies of cladding layer at different temperatures. (a) 350℃； (b) 450℃； (c) 550 ℃

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图11所示为基体与熔覆层磨损深度的对比，可以看出：在350 ℃的试验温度下，熔覆层的磨损深度远远小于基体；在450 ℃的试验温度下，载荷为320 N和480 N时熔覆层的磨损量低于基体，载荷为640 N时熔覆层的磨损量远远小于基体；当试验温度为550 ℃时，熔覆层的磨损深度反而略高于基体。出现上述现象的主要原因如下：当温度低于500 ℃时，马氏体的强度和硬度都很高，导致熔覆层较基体具有更高的硬度；但当温度高于500 ℃时，会发生退火现象，从而导致熔覆层的表面硬度和耐磨性急剧下降。结合熔覆层和基体的高温硬度曲线可以推断出两者耐磨性一致的温度为500 ℃。因此，在实际应用中，当成形温度低于此温度时，熔覆层的耐磨性优于基体，具有强化、修复模具表面以及提高模具寿命的作用。

图 11. 基体与熔覆层磨损深度的对比

Fig. 11. Comparison of wear depth between matrix and cladding layer

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4　结 论

在H13钢基体上采用激光熔覆制备的H13/Ni/WC双层梯度熔覆层具有横截面质量良好、梯度层间无明显界限以及与基体呈良好的冶金结合等特性。熔覆层内的组织以具有一定方向的树枝晶为主，且内部遍布竹叶形针状马氏体。受细晶强化、马氏体转化以及加入的增强相的影响，熔覆层横截面的显微硬度从基体到熔覆层外表面呈明显的梯度分布。与基体相比，H13/Ni/WC熔覆层具有更高的硬度和耐磨性，这对于H13热作模具钢的强化与修复具有重要的参考价值。