1 引言

激光熔覆技术利用高功率密度激光束辐照基体和粉末材料,形成液态熔池,随着熔池的迅速凝固,在基体表面形成冶金结合的熔覆层^[1-3]。在激光熔覆过程中,熔池的流动对熔覆层的形貌、成分分布、显微组织和性能具有重要影响^[4-6]。熔池流动过程中的马兰戈尼效应对流体的流动起决定性作用^[7-10],被称为活性元素的第VIA族元素对流体的流动有重要影响^[11]。

Lu等^[12]研究发现,在钨极稀有气体保护焊接过程中,氧含量的轻微变化显著改变了焊缝的形状,增大了熔深。Mills等^[13]发现,在激光焊接过程中,焊丝中活性元素的含量对熔池流动方向的改变有着重要影响。Lienert等^[14]研究发现,激光焊接硫含量差异较大的两块钢板,得到的焊缝两侧的熔池呈现不同的流动方向。上述研究集中于激光焊接过程保护气或焊丝中的活性元素对熔池马兰戈尼对流的影响,但有关激光熔覆过程中活性元素对熔覆层流动方向影响的研究鲜有报道^[15-16],尤其是基体中活性元素对熔覆层形貌的影响。

硫是最常见的表面活性元素之一,广泛存在于各种材料中,特别是钢铁材料中。本文选择含硫的38MnVS6钢作为激光熔覆基体,研究了基体中硫元素对激光熔覆过程马兰戈尼对流方向、涂层形貌与组织的影响,并分析了工艺参数对涂层形貌的影响机制。研究结果为激光熔覆过程中基体材料及熔覆粉末的选择提供了参考。

2 实验材料和方法

选择硫含量(质量分数,下同)为0.04%的38MnVS6亚共析钢作为基体,自熔Co基合金作为熔覆粉末,粉末粒径为40~150 μm。基体和熔覆粉末的化学成分见表1。

激光熔覆实验使用波长为1030 nm的1 kW Nd∶YAG连续波激光器。激光通过直径为100 μm的光纤传输,由焦距为160 mm的透镜聚焦。激光熔覆实验装置如图1所示。激光头和送粉喷嘴均固定在机械臂上,实现同步送粉,氩气用于运输粉末颗粒并提供氧化保护。激光熔覆工艺参数为:激光功率700 W,光斑直径2.0 mm,扫描速度2~10 mm·s^-1,送粉速率1.8~9.4 g·min^-1。

图 1. 激光熔覆实验装置。(a)加工系统;(b)加工头

Fig. 1. Experimental setup of laser cladding. (a) Processing system; (b) processing head

下载图片 查看所有图片

采用线切割方式对试样进行切割,机械研磨、抛光试样横截面后用王水进行化学腐蚀。利用能谱仪(EDS)检测涂层中主要元素的分布情况。使用俄歇电子能谱(AES)测试涂层中硫的含量。

3 实验结果与讨论

3.1 涂层形貌转变的规律和机理

不同扫描速度下涂层的横截面形貌如图2所示。可以看出,当其他工艺参数不变时,随着扫描速度的增大,激光线能量密度减小,熔池的尺寸也减小。然而,随着扫描速度的变化,熔覆涂层截面呈两种不同的形貌。当扫描速度小于5 mm·s^-1时,涂层的熔深较大,涂层与基体的结合线中心部分向下凹陷;当扫描速度大于6 mm·s^-1时,涂层的熔深较小并呈球冠状形貌,涂层与基体的结合平整光滑。

不同扫描速度下涂层的稀释率如图3所示。可以看出,当扫描速度小于5 mm·s^-1时,涂层的稀释率随着扫描速度的增大而增大;当扫描速度从5 mm·s^-1增大到6 mm·s^-1时,涂层的形态由下凹形向球冠形过渡,稀释率快速减小;当继续增大扫描速度时,涂层的稀释率随着扫描速度的增大而略微减小。

当扫描速度为10 mm·s^-1时,不同送粉率下涂层的横截面形貌如图4所示。当送粉率小于5.60 g·min^-1时,涂层的熔深较大,涂层与基体结合

图 2. 不同扫描速度下涂层的横截面形貌。(a) 2 mm·s-1;(b) 3 mm·s-1;(c) 4 mm·s-1;(d) 5 mm·s-1;(e) 6 mm·s-1;(f) 7 mm·s-1;(g) 8 mm·s-1;(h) 9 mm·s-1

Fig. 2. Cross-sectional morphologies of cladding layers under different scanning speeds. (a) 2 mm·s-1;(b) 3 mm·s-1; (c) 4 mm·s-1; (d) 5 mm·s-1; (e) 6 mm·s-1; (f) 7 mm·s-1; (g) 8 mm·s-1; (h) 9 mm·s-1

下载图片 查看所有图片

图 3. 不同扫描速度下涂层的稀释率

Fig. 3. Dilution rates of cladding layers under different scanning speeds

下载图片 查看所有图片

线呈现下凹的特征;当送粉率大于5.60 g·min^-1时,涂层的熔深较小,涂层与基体结合平整光滑。

不同扫描速度下涂层中沿深度方向的硫元素检测结果如图5所示。可以看出,随着扫描速度的增大,涂层表面的硫元素含量减小。当扫描速度为3 mm·s^-1和5 mm·s^-1时,涂层的熔深较大,涂层表面硫含量较大,约为0.03%;当扫描速度为7 mm·s^-1和10 mm·s^-1时,涂层的熔深较小,涂层表面硫含量小于0.01%。因此,图2所示的两种涂层形貌的差异是硫元素含量不同导致熔池流动方向的不同所引起的^[17]。

图 4. 不同送粉率下涂层的横截面形貌。(a) 1.80 g·min-1;(b) 3.13 g·min-1;(c) 4.37 g·min-1;(d) 5.60 g·min-1;(e) 6.93 g·min-1;(f) 8.17 g·min-1;(g) 9.40 g·min-1

Fig. 4. Cross-sectional morphologies of cladding layers under different powder feeding rates. (a) 1.80 g·min-1;(b) 3.13 g·min-1; (c) 4.37 g·min-1; (d) 5.60 g·min-1; (e) 6.93 g·min-1; (f) 8.17 g·min-1; (g) 9.40 g·min-1

下载图片 查看所有图片

图 5. 不同扫描速度下涂层中沿深度方向的硫元素分布

Fig. 5. Content of sulfur element distribution along depth direction of cladding layer under different scanning speeds

下载图片 查看所有图片

在激光熔覆过程中,随着激光的辐照和合金粉末的添加,粉末和部分基体熔化形成熔池,熔池中的金属液体高速流动,最高可达10² mm·s^-1量级^[18]。表面张力梯度引起的马兰戈尼效应和浮力的综合作用决定了流体流动的形式和速度^[17,19]。由Gibbs-Langmuir等温吸附理论可知,合金体系的表面张力温度系数由温度和活性元素的浓度所决定^[11]。纯金属的表面张力温度系数是负值,熔池中心的表面张力较小,熔池边缘附近的表面张力大,由此引起流体向外流动,易于形成宽而浅的熔池。随着表面活性元素浓度的增大,表面张力温度系数可能由负值变为正值,表面的液态金属从温度较小的边缘区域流向温度较大的中心,然后会聚向下形成窄而深的熔池。根据Fe-S和Co-S二元合金体系的表面张力温度系数相关参数^[20],采用差值法估算Fe-Co-S体系的表面张力温度系数,结果如图6所示。温度越小,表面张力温度系数越倾向于为正值;活性元素浓度越大,表面张力温度系数越倾向于为正值。

图 6. 不同合金的表面张力温度系数

Fig. 6. Temperature coefficient of surface tension for different alloys

下载图片 查看所有图片

38MnVS6钢中含有一定量的硫元素,在激光熔覆过程中,当温度增大时,基体材料熔化,硫元素进入熔池,而硫元素浓度和熔池温度会随着扫描速度的变化而变化。由图5、6可知,当扫描速度较小时,涂层表面的硫元素含量较大,熔池的表面张力温度系数为正值,流体向内的流动,易于形成较深的熔池;同时,随着扫描速度减小、温度增大,流体倾向于向外流动,形成较浅的熔池。当扫描速度大于6 mm·s^-1时,硫元素没有充分时间扩散至涂层表面,表面硫元素含量减小,表面张力温度系数倾向于为负值,产生由中心向外围的流动,从而形成较浅的熔池;同时,随着扫描速度增大、温度减小,表面张力温度系数倾向于为正值,易形成较深的熔池。结合图2可以判断,硫元素浓度的变化是导致熔池流动方向转变的主要因素。随着送粉率的增大,尽管熔池温度有一定程度的减小,但熔池表面的硫元素含量会迅速减小,使表面张力温度系数由正值转为负值^[21],熔池中液态金属的流动方向发生改变,引起熔池形貌的差异。图2和图4所示的两种典型形貌分别对应着表面张力温度系数为正、负时的情况。这种显著的形貌差别主要是由硫元素含量不同引起熔池流动方向变化所导致的。激光熔覆中马兰戈尼对流方向如图7所示。向外流动的马兰戈尼对流形成的熔池固/液边界较为平坦,近似于圆弧状,如图2(e)~(h)和图4(e)~(g)所示。这是因为金属流体从熔池中部向边缘流动导致形成宽而浅的熔池。向内流动的马兰戈尼对流形成的熔池固/液界面出现了拐点,这是由于高温金属流体向熔池底部流动导致熔池中部出现深熔区域,如图2(a)~(d)和图4(a)~(c)所示。

图 7. 激光熔覆中马兰戈尼对流方向示意图。(a)向外流动;(b)向内流动

Fig. 7. Schematic of direction of Marangoni convection in laser cladding. (a) Outward flow; (b) inward flow

下载图片 查看所有图片

3.2 流动方向对涂层成分和组织的影响

为了进一步考察流动方向对涂层成分及组织的影响,选取Fe和Co作为基体和熔覆粉末中的主要元素。不同扫描速度下Fe和Co沿涂层深度方向的分布如图8所示。可以看出,当扫描速度从4 mm·s^-1增大到5 mm·s^-1时,涂层的稀释率增大,使得涂层中Fe含量增大、Co含量减小。当扫描速度从5 mm·s^-1增大到6 mm·s^-1时,金属液体流动方向转变为由内向外,涂层的稀释率减小,导致Fe含量减小、Co含量增大。

基体中的活性元素改变了流体的流动方向,从而改变了熔池的形状,而熔池的形状对凝固过程中的温度梯度G、凝固速率R等重要参数有着重要的影响。熔池形貌和凝固前沿示意图如图9所示,其中θ表示扫描速度V_s与凝固线法线方向的夹角,R=V_s×cosθ。内流型熔池的凝固前沿几乎是垂直的,R从熔池底部到顶部迅速增大;外流型熔池的θ保持较大值,R从底部到顶部缓慢增大。

扫描速度为5 mm·s^-1和6 mm·s^-1的涂层显微组织如图10所示,其分别对应内流型熔池和外流型熔池。由于熔池顶部G/R值较小,因此,两种熔池的顶部均为等轴的树枝晶组织,随着G/R值向熔池底部逐渐增大,组织逐步向柱状树枝晶或胞状树枝晶过渡。内流型熔池的G/R减小较快,其底部为柱状和胞状树枝晶的混合组织,如图10(c)所示。

图 8. 不同扫描速度下涂层沿深度方向主要元素的分布。(a) 4 mm·s-1;(b) 5 mm·s-1;(c) 6 mm·s-1

Fig. 8. Distributions of main elements along depth direction of cladding layer under different scanning speeds. (a) 4 mm·s-1; (b) 5 mm·s-1; (c) 6 mm·s-1

下载图片 查看所有图片

图 9. 熔池形貌和凝固前沿示意图。(a)内流型熔池;(b)外流型熔池

Fig. 9. Schematics of molten pool morphology and solidification front. (a) Molten pool with inward flow; (b) molten pool with outward flow

下载图片 查看所有图片

图 10. 涂层的显微组织。(a)内流型熔池,横截面;(b)内流型熔池,顶部;(c)内流型熔池,底部;(d)外流型熔池,横截面;(e)外流型熔池,顶部;(f)外流型熔池,底部

Fig. 10. Microstructures of cladding layer. (a) Molten pool with inward flow, cross-section; (b) molten pool with inward flow, top region; (c) molten pool with inward flow, bottom region; (d) molten pool with outward flow, cross-section; (e) molten pool with outward flow, top region; (f) molten pool with outward flow, bottom region

下载图片 查看所有图片

外流型熔池的G/R减小缓慢,其底部主要为柱状树枝晶组织,如图10(f)所示。

对于金属基体中含有活性元素的激光熔覆,活性元素的含量影响了熔池中流体流动的方式,从而影响了涂层的形态及稀释率,进而影响涂层最终的成分和组织。因此,在激光熔覆过程中,可以通过选择基体或熔覆粉末成分、调节工艺参数和环境等因素,控制熔池中活性金属的含量或熔池温度,最终获得所需的涂层。

4 结论

利用激光熔覆技术,在硫含量为0.04%的38MnVS6钢上制备了CoCrW涂层,得到以下结论。

1) 涂层横截面呈现两种不同的形貌特征:一种是熔深较大,涂层与基体的结合线中心部分向下凹陷;另一种是熔深较小,涂层与基体的结合线平整光滑。

2) 基体中活性元素含量的差异引起了两种不同的涂层形貌。

3) 扫描速度和送粉率对涂层的形貌、成分、组织都有重要影响。