1 引言

激光熔覆技术利用高能激光束辐射使Ni基合金粉末发生熔化、冷凝现象,以获得良好冶金结合的熔覆层,是一种新型表面强化和修复技术^[1-4]。该技术可提高零件表面的耐磨性和耐腐蚀性,但对海水腐蚀环境下的研究相对较少。Ni基合金粉末属于自溶性粉末,因其熔点、密度、热膨胀系数与钢铁基体接近,形成的合金层热稳定性好,且在熔化时具有很好的润湿性,有利于获得热应力小、致密性和平整性良好的熔覆层,对提高合金层的耐腐蚀性有重要意义^[5-6]。杨晓红等^[7]在45钢表面熔覆了Ni35粉末,通过模拟海水的工作情况,探究了熔覆层的耐磨性和耐腐蚀性。结果表明,熔覆层与基体形成了良好的冶金结合,且熔覆层的自腐蚀电位正向偏移,增强了熔覆层的耐磨性和耐腐蚀性。李涌泉等^[8]在45钢表面熔覆了Ni合金粉末,发现熔覆层的耐磨性和耐腐蚀性均有增强,但这些研究没有通过工艺参数优化的方式获得更准确的结果。

本文采用单因素控制变量法和正交试验法,以45钢为基体,熔覆了Ni35WC11合金粉末(按照100 g总质量中,Ni35占89 g,碳化钨占11 g的比例),研究了激光功率、送粉量和扫描速度对熔覆层的影响。根据极差法得到熔覆层的质量指标,确定了三个因素的主次关系,找到最优工艺参数,最后对熔覆层性能进行了验证。

2 试验材料与设备

试验采用尺寸为15 cm×6 cm×0.8 cm的45号钢板,先进行抛光处理,再用600号砂纸打磨平整,最后用超声波和乙醇清洗,用吹风机吹干,存放在干燥箱;选用球状Ni35粉末,粒度为150~270目(53~106 μm),碳化钨为150~270目,按照粉末配比进行烘干,采用KQM行星式球磨机搅拌均匀,如图1所示;采用德国KUKA机器人YLS-2000作为主要运动机构,最大输出功率P=2000 W,保护气体为氮气;采用HXD-1000TB型显微维氏硬度计测试涂层硬度,压头载荷为200 N,加载时间为15 s;采用CHI660E电化学工作站,三电极体系中参比电极为饱和甘汞电极(SCE),辅助电极为铂(Pt)电极(尺寸为1 mm×1 mm),用于在样品上熔覆Ni35WC11。腐蚀溶液是质量分数为3.5%的NaCl溶液。试验参数:初始电位为-1.5 V,终止电位为1 V,扫描电压为2 mV/s。

将镍粉末和碳化钨粉末按照配比混合均匀,通过扫描电镜可以看到混合后的微观形貌如图1所示,其中,较大圆球状为镍,较小的为碳化钨。

图 1. Ni35WC11混合粉末

Fig. 1. Ni35WC11 mixed powder

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3 试验方法

3.1 单道单因素控制法

采用同步送粉方式,依次改变激光功率、送粉量、扫描速度三个工艺参数。根据熔覆层的形貌、稀释率、硬度、存在的缺陷等指标,初步选取最好的工艺参数,如表1所示。

根据表1中的参数进行试验,发现激光功率为900~1300 W时,熔覆层表面存在未熔化的粉末颗粒,导致表面不光整,截面存在较多气孔;当功率为1500 W时,熔覆层表面相对光整,且截面没有气孔和未熔的颗粒,稀释率较好;当功率为1600 W时,单道熔覆层出现裂纹,原因是激光功率增加导致熔覆层内产生了热应力。可以发现,激光功率为1500 W时,熔覆层为最优状态。

在功率不变情况下,送粉量过多或过少都会导致粉末熔化不完全,熔覆层的宽度和高度也会受到影响,当送粉量为1 g/s时,熔覆高度较低,且熔池深度较深。当送粉量为3 g/s时,熔覆层凸起,且未与基体结合,存在缺陷,因此试验将送粉量确定为2 g/s。

扫描速度对涂层润湿角(熔覆层与基体的接触的界面和液态表面切线的夹角)的影响最大,也会导致粉末熔化不完全。随扫描速度的增加,热输入量会减少,导致熔覆层润湿角减小,扫描速度过大时,热输入量更少,导致粉末未完全熔化。当扫描速度为3 mm/s时,熔覆层润湿角较大,导致熔覆层表面张力增大。当扫描速度为5 mm/s时,润湿角减小,导致熔覆层出现裂纹,因此试验将扫描速度确定为4 mm/s。

3.2 正交试验法

采用三因素三水平正交试验方法,选取激光功率、送粉量、扫描速度为影响因素,以熔覆层的宽度、高度、稀释率作为检验依据,得到的数据如表2和表3所示。表3的中1、2、3为每个因素(A对应激光功率, B对应送粉量, C对应扫描速度)均有三水平(实际有27组,表中只给出了9组示例)。

将九组设计好的正交试验数据,采用激光熔覆技术,以单道形式熔覆出来,每个熔覆层的长度为50 mm,间隔为10 mm,具体形貌如图2所示。

图 2. 正交熔覆层

Fig. 2. Orthogonal cladding layer

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熔覆层的宽度、高度、稀释率作为评价熔覆层好坏的重要指标,三者之间相互关联。稀释率过小时,熔覆层与基体结合力不足,会出现开裂现象;稀释率过大时,熔覆层的元素渗出,熔池加深,会导致熔覆层的性能下降^[9-11]。稀释率常用截面积求解,因测量面积时误差较大,为了减小误差,将面计算法转化为高度计算法,即熔覆层的宽度与熔覆层的面积存在一定对应关系^[12]。

通过测量熔覆层首部、中间部、尾部的宽度,多次测量求取平均值,分别记录每个因素对应水平为1、2、3的试验结果总和(即K₁、K₂、K₃对应值),取K₁、K₂、K₃的平均值k₁、k₂、k₃,用R表示k₁、k₂、k₃的最大值与最小值的差值。具体数据如表4所示,因素对熔覆层宽度的影响如图3所示。

图 3. 因素对熔覆层宽度的影响

Fig. 3. Influence of factors on cladding layer width

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由表4和图3可以看出,因素B和因素C的极差值都为0.6 mm,这说明两个因素对熔覆层宽度都有较大影响。从图3中可以发现因素B对熔覆层宽度的影响呈递增趋势,而在K₁与K₂之间,因素A的影响较大,之后有所减弱,这表明送粉量和扫描速度是影响熔覆层宽度的主要因素,激光功率占次要因素。由于因素B与因素C在图中交于K₂点,因此实际情况中送粉量和扫描速度的最优水平值是A2B2C2(因素与水平对应值)。

按相同的方法,测量熔覆层首部、中间部、尾部的高度,多次测量求取平均值,得到的数据如表5所示,因素对熔覆层高度的影响如图4所示。

图 4. 因素对熔覆层高度的影响

Fig. 4. Influence of factors on cladding layer height

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从表5和图4中可以看出,因素B的极差为1.2 mm,与其他两个因素相比对熔覆层高度的影响较大。从图4中可以发现因素B呈增长趋势,且增幅较大,而因素A逐渐趋于水平。这表明熔覆层高度主要受送粉量的影响,其次为扫描速度,最后为激光功率。因素A与因素B交于K₂,再结合熔覆层的实际效果,得到最优水平值是A2B2C1。

图 5. 熔覆层宽、高和熔池深度的测量方式

Fig. 5. Measurement methods of cladding layer width, height and pool depth

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按相同的方式,测量熔覆层截面的高度,如图5所示,具体数据如表6所示,因素影响关系如图6所示。

η=hh+H×100%,(1)

式中,η为熔覆层稀释率,W为熔覆层的宽度(mm),H为熔覆层的高度(mm),h为基体的熔深(mm)。

图 6. 因素对熔覆层稀释率的影响

Fig. 6. Influence of factors on dilution rate of cladding layer

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从图6和表6可以看出因素B的极差为9.4%,这表明影响稀释率的主要因素是送粉量,其次为扫描速度,最后为激光功率。因素B与因素C相交于K₂可以得出最优组合是A1B2C2。

通过分析并结合实际熔覆的样本,得到最优参数:光功率为1500 W,送粉量为2 g/s,扫描速度为4 mm/s。

3.3 熔覆层的硬度

综合实际情况得到最优参数,对熔覆层进行硬度分析。从熔覆层到基体,先横向采集3个点,每点横向间隔为0.1 mm,最后取一个平均值;然后往下(纵向)取间隔为0.4 mm的第二点测得硬度值,以此类推,得到第五个点的硬度值。从第六个点开始往下间隔为0.2 mm直至取到第九个点的硬度值。硬度仪的参数:每一次施加载荷为2 N、每一次测试时间为15 s。图7为最优参数熔覆层的硬度值,从熔覆层开始依次向基体测试硬度。前五个点的硬度值为熔覆层的硬度,第六个点硬度值为基体热影响区域的硬度,最后三个较低硬度值为45号钢基体的硬度。熔覆层的硬度普遍在700 HV左右,是基体的2.2倍,熔覆层的中部区域硬度较为稳定,熔覆层和基体热影响区域硬度较高,距离热影响区域较远的基体硬度数值比较低。

图 7. 熔覆层到基体的硬度值

Fig. 7. Hardness value from cladding layer to substrate

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具体原因:将溶液喷射到基体瞬间产生对流和表面张力,导致熔覆层外缘受到的氧化比熔覆层中部区域更多;溶液产生温度差,导致熔覆层的外缘区域冷却和收缩较快。所以,熔覆层的外缘硬度高于熔覆层的中部区域。受到激光的高温影响,基体热影响区域的硬度也有所提高。而激光熔覆粉末融化后,元素结合发生变化,添加的碳化钨分解,与其他元素形成硬度高的化合物,所以熔覆层的整体硬度值均在720 HV左右。

3.4 熔覆层的显微组织

图8为熔覆层、热影响区域、基体部位的显微图像,通过金相显微镜可以发现,图8(a)中主要有白色短枝状晶体和长枝状晶体,且分布不规律,靠近基体的右边部分主要分布的是长枝晶体,原因是激光具有快热快冷特点,使粉末融化后靠近基体的部位冷却速度较快;而左侧的晶体相对比较短小,且发生了明显的枝晶偏析现象,枝晶间白色条块状为碳化物分布,有黑色弥散点状γ'强化相析出。图8(b)为基体的热影响区域,由于在观察之前,进行了轻微腐蚀,导致组织已经碳化严重。图8(c)为基体的金相组织,可以清晰看出珠光体和铁素体,其中白色区域为铁素体。

图 8. 显微组织。(a)熔覆层;(b)热影响区域;(c)基体

Fig. 8. Microstructure. (a) Cladding layer; (b) heat affected zone; (c) substrate

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通过组织比较,可看出熔覆层的金相组织有别于基体,碳化钨的添加能够起到细化组织作用,从而提高熔覆层的综合性能。

3.5 熔覆层的耐腐蚀性能

图9为基体和熔覆层在模拟海水(质量分数为3.5%的NaCl溶液)中进行电化学腐蚀的结果,可以看出熔覆层的塔菲尔曲线正向偏移,有明显的钝化区,且有电流密度急增的现象,经过测试得到熔覆层的自腐蚀电位E为-0.72 V,自腐蚀电流密度i为0.96 A/cm²。相对基体,塔菲尔曲线钝化区域呈现增加趋势,腐蚀电位与电流密度较大。原因是基体的钝化膜遭到破坏,溶液中的氯离子加速了基体表面腐蚀速率。而熔覆层中镍基合金本身就具有耐腐蚀性,与碳化钨结合后耐腐蚀性更强,这表明熔覆层的耐腐蚀性优于基体。

图 9. 熔覆层和基体的电极化曲线

Fig. 9. Electrification curves of cladding layer and substrate

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4 结论

通过正交试验和极差分析,将影响熔覆层性能的因素从大到小排列依次为送粉量,扫描速度,激光功率,得到的最优参数:激光功率为1500 W、送粉量为2 g/s、扫描速度为4 mm/s。对比熔覆层与基体的显微组织,并对熔覆层的硬度和耐腐性进行检测,结果表明,熔覆层的硬度、耐磨性和耐腐蚀性均有提高。因镍合金熔覆后会出现裂纹缺陷,而Ni35可以在不减弱性能方面,避免一些不必要的缺陷,在实际中应用更广泛。