1 引言

相对于传统的铁基合金,铝合金具有非常优异的性能,如较小的密度、相对较好的耐腐蚀性及导热性。A356铝合金常被用于铸造铝合金轮毂、发动机缸体等。由于铝合金的硬度较低,其耐磨性不能满足许多应用场合的要求^[1],因此对铝合金表面进行强化处理是必不可少的。目前,已有很多激光表面强化技术,如表面激光重熔^[2]、激光表面合金化^[3]、激光喷丸强化^[4]以及激光熔覆^[5]等。

近些年来,许多研究人员采用不同的工艺在铝合金表面制备了一层硬质材料保护层。如:雷临苹等^[6]采用脉冲Nd∶YAG激光器在6061铝合金表面制备了NiAl合金涂层和NiAl/Al₂O₃-TiO₂复合涂层,这两种涂层中均形成了硬质相,提高了合金的耐磨性及显微硬度;Biswas等^[7]将Cu-Fe熔覆于铝合金表面制备了熔覆层,其硬度可达600 HV0.025。然而这种硬质涂层普遍存在涂层与基板结合能力较弱的缺陷。虽然在激光熔覆过程中硬质涂层与基板之间形成了冶金结合,但是由于涂层与基体材料性能的差别较大,它们的冶金结合能力并不是很强,在实际工况中使用时会产生涂层剥落的现象。最近,Pakieła等^[8]通过对AlMg5Si2Mn铝合金进行激光重熔处理,使铝合金获得了更好的力学性能。

表面强化技术必然会使试件表面出现分层现象,因此,评估激光重熔强化层的力学性能是相当复杂的。Sharma等^[9]指出,弯曲强度是衡量表面力学性能最重要的指标之一,同时也是最为有效的一种指标。通过弯曲试验可以准确检测出引起表面强化层中第一裂纹出现的载荷或应力,同时还可以检测表面强化层是否与基体发生分离,因此,弯曲试验可以为表面强化层力学性能的表征提供有效数据。Kadolkar等^[10]指出,使表面强化层中出现第一裂纹的载荷为临界载荷,它决定了表面强化层的内聚强度。随后的负载可能通过分层或深入基板的裂缝的扩展导致表面强化层破裂,表面强化层的破裂类型取决于表面强化层与基体界面的力学性能。

目前,在A356铸态铝合金表面强化的研究中,利用弯曲强度评估激光重熔强化层与基体结合能力的研究相对较少,因此,本文利用三点弯曲试验评估了A356铸态铝合金激光重熔后的表面力学性能,为A356铸造铝合金的表面激光重熔处理提供相关理论支持,以促进弯曲性能在评估激光重熔表面力学性能上的应用。

2 基本原理

2.1 试验材料

选择用于该研究的基材是由中信戴卡股份有限公司提供的A356铸造轮毂铝合金,其化学成分如表1所示。

2.2 试样的制备

从10 mm厚的铸造板上线切割出尺寸为50 mm×25 mm×10 mm的试样。首先使用超声波清洗机在水中清洗试样10 min,然后用砂纸将试样切割表面打磨平整,将试样浸泡于质量分数为3%的HCl溶液中,清洗其表面的氧化膜;接着,使用丙酮溶液清除试样表面的油酯,最后用墨水对试样表面进行黑化处理。

2.3 激光重熔处理

此次试验使用的激光器为CO₂激光器。以3种不同的激光束功率(1000,1500,2000 W)在试样上进行激光重熔处理,制备表面强化层。激光在样品表面上具有均匀的光点尺寸(直径为3.0 mm)和恒定的移动速率(10 mm/s)。激光的能量密度通常被用于综合描述激光加工参数对熔覆层质量的影响^[11]。能量密度E^[12]的计算公式为

E=Pvξ,(1)

式中:P为激光束功率(W);v为激光束的行进速度(mm/s);ξ为光斑尺寸(mm)。因此,当激光束功率为1000,1500,2000时,能量密度分别为33.3,50.0,66.7 J/mm²。

2.4 试验测试

使用X射线衍射(XRD)技术研究重熔层中的相变,扫描速率为5 (°)/s,扫描范围2θ为10°~90°。

采用Regulus 8100扫描电子显微镜(SEM)表征重熔层的微观结构。横截面样品的制备:先用不同粒度的砂纸连续打磨,然后用金刚石研磨膏抛光,得到镜面抛光表面;然后用Keller试剂刻蚀抛光的样品。

使用Q10A+型显微硬度计在样品截面处测试显微硬度,加载载荷为1.96 N,保载时间为15 s。测试点位置如图1所示,同一深度测试3个点,取其平均值作为最终的硬度值。

图 1. 显微硬度测试点示意图

Fig. 1. Schematic of microhardness test points

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在Inspekt Table 100型电子万能试验机上进行三点弯曲试验。测试的目的是确定表面强化层的表面强度,并使用载荷-挠度(F-f)图研究涂层中裂纹的发生和膨胀以及分层过程。在三点弯曲试验过程中,施加的载荷以及挠度的结果用计算机程序记录,随后用于图形表示。

对4个试样进行弯曲试验,4个试样分别为在1000,1500,2000 W功率下制备的重熔层试样以及A356母材试样。试样的尺寸均为50 mm×15 mm×5 mm,所有样品均在相同的条件下进行三点弯曲测试,加载速度为1 mm/min,支撑长度为21 mm。数据的记录从试件受力开始至试件受力为其最大值(F_max)的80%时结束。三点弯曲试验示意图如图2所示。

图 2. 三点弯曲试验示意图

Fig. 2. Schematic of three-point bending experiment

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3 分析与讨论

3.1 组织分析

3.1.1 微观组织形貌

如图3所示为A356铝合金经不同功率激光重熔处理后的显微组织全貌,通过对比各基板区与重熔区的显微组织可以很明显地看出,与基板相比,激光重熔层的晶粒得到很大程度的细化。在金属结晶热力学中,计算临界晶核半径的公式为

rk=2σTmLm1ΔT,(2)

式中:T_m为交点温度;σ为单位面积的自由能;L_m为熔化潜热;r_k为临界晶核半径;ΔT为过冷度。根据(2)式可知临界晶核半径与过冷度成反比关系。由于激光重熔加工过程对金属表面产生了急热急冷作用,大大提高了金属凝固时的过冷度,从而减小了临界晶核半径,因此单位体积内的晶胚成核率大大提高,晶粒明显细化^[13]。

图 3. A356铝合金经过不同功率激光重熔处理后的显微组织全貌。(a) 1000 W;(b) 1500 W;(c) 2000 W

Fig. 3. Microstructures of A356 aluminum alloy after laser remelting treatment at different power. (a) 1000 W; (b) 1500 W; (c) 2000 W

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图4所示为经不同功率激光重熔后得到的重熔层的组织形貌,均为典型的铸态组织:具有方向性的树枝状结构,枝晶从基底向表面强化层方向生长。这表明,在激光重熔过程中,基板表面完全熔化形成了熔池,基板的温度相对较低,形成了定向温度场,导致局部快速固化成具有方向性的树枝状结构^[14]。但是,在不同功率下得到的重熔层明显在组织均匀性、枝晶尺寸及连续性等方面出现了显著差异:在1500 W功率下得到的重熔组织中仅含有极少量的粗树枝晶,组织均匀性较高;在2000 W功率下得到的重熔组织中出现了较大的树枝晶。在2000 W的激光功率下,材料吸收的能量较多,熔池较深,相较于1500 W激光功率下的过冷度较小,延长了形核时间,临界晶核半径增大,单位体积内的晶胚成核率降低,从而使得组织内部出现了较多的粗大树枝晶。在1000 W激光功率下,熔池较浅,冷却速度极快,熔池内部翻滚不均匀,晶粒细化不充分,因此在细小的球状晶粒区域出现了粗树枝晶。

图 4. 不同激光功率下得到的重熔层的显微组织。(a) 1000 W;(b) 1500 W;(c) 2000 W

Fig. 4. Microstructures of remelting layer obtained at different laser power. (a) 1000 W; (b) 1500 W; (c) 2000 W

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3.1.2 相分析

金相试验结果以及XRD、EDS数据显示,激光功率参数的变化只会引起晶粒尺寸的变化,不会导致物相发生变化。因此,在相分析过程中,特以2000 W激光功率下制备的试样作为例子进行分析。结合EDS测试结果及XRD测试结果可以发现,基材A356铝合金主要由α-Al相与Al-Si共晶相组成,其中Al-Si共晶相为第二相。图5及表2的数据显示,α-Al相中固溶有少量Mg元素,Mg元素起到了固溶强化的作用。由图6所示的XRD图谱可知,对于在2000 W激光功率下得到的重熔层,其重熔区、热影响区与基板区包含的两相(α-Al相与Al-Si共晶相)并未发生变化。通过对比重熔区、热影响区、基板区的峰强可以发现,基板区中α-Al相的峰强较强,这说明基板区域的α-Al相较多,晶粒较为粗大,与金相照片相符。

图 5. 基板区的EDS能谱图。(a) EDS测试点分布图;(b) Spot 1点的EDS能谱图;(c) Spot 2点的EDS能谱图;(d) Spot 3点的EDS能谱图

Fig. 5. EDS spectra of substrate area. (a) EDS test points distribution map; (b) EDS spectrum of Spot 1point; (c) EDS spectrum of Spot 2 point; (d) EDS spectrum of Spot 3 point

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图 6. 2000 W激光功率下得到的重熔层的XRD图谱

Fig. 6. XRD patterns of remelting layer obtained at laser power of 2000 W

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3.1.3 细晶强化及弥散强化

激光重熔后,铝合金表面组织的晶粒得到了细化,从而优化了铝合金的表面性能。利用截线法测得重熔层各区域组织的尺寸如表3所示。同时,测得基体中α-Al相的尺寸为79.6 μm,Al-Si相的尺寸为40 μm。对比可以发现:与基体相比,重熔层中α-Al相及Al-Si共晶相的尺寸均大幅细化,在1000 W激光功率下得到的重熔层中,重熔区中这两相的尺寸减小得最为明显,α-Al相尺寸相比基体α-Al相细化了91.8%,Al-Si共晶相的尺寸相比基体Al-Si相细化了95%。此外还可以发现,随着激光功率增大,同一区域中两种相的尺寸均随之增大。这是由于随着激光功率增大,试样吸收的能量增多,冷却时间有所增加,使得晶粒形核之后的生长时间延长,从而导致组织的尺寸变大^[15]。热影响区处于熔覆区与基板区的交界处,其最高温度虽未达到熔点,但其内部已发生了再结晶,该区域的热力学性能与高温退火后的性能相似。

激光重熔后,铝合金表面的组织分布得较为均匀,达到了弥散强化的目的。如图7(a)、(b)、(c)所示,在同一倍数的视场下,可以明显观察到Al-Si共晶相在重熔区的分布较为均匀,而在热影响区有均匀化的趋势,但由于其吸收的能量较低,从而使得其弥散强化的程度相对较低。

图 7. 2000 W激光功率下得到的重熔层各区域的SEM图。(a)重熔区,×1000;(b)热影响区,×1000;(c)基板区,×1000;(d)重熔区,×3000;(e)热影响区,×3000;(f)基板区,×3000

Fig. 7. SEM images of each region in remelting layer obtained at laser power of 2000 W. (a) Remelting zone, ×1000; (b) heat affected zone, ×1000; (c) substrate zone, ×1000; (d) remelting zone, ×3000; (e) heat affected zone,×3000; (f) substrate zone, ×3000

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3.1.4 显微硬度

在金相照片中可以看到A356铝合金中两种相的尺寸相差较大。在基板区的显微硬度测试过程中发现,Al-Si共晶相聚集处的硬度高于α-Al相聚集处的,对Al-Si共晶相聚集处的硬度进行测量后得到其显微硬度值为65 HV0.2,对α-Al相聚集处进行测量后得到其显微硬度值为35 HV0.2。但是由于Al-Si共晶相在基板区不均匀分布,因此,基板区的硬度较低。

由图8可以看出:激光重熔处理后,与基体区相比,重熔区及热影响区的硬度明显提升,其中1500 W激光功率下得到的重熔区的硬度提升得最为明显,提升幅度为60%。硬度提升的主要原因是Al-Si共晶相经过激光重熔后弥散分布,从而提升了硬度。在2000 W激光功率下得到的重熔区由于激光密度过大而使得其内部存在大量粗大的树枝晶, 严重影响了组织均匀性,降低了细晶强化及弥散强化对硬度的提升,从而使得硬度的提升相对较小。对于热影响区,由于其弥散强化程度较小,因此硬度的提升幅度也较小^[16]。

图 8. 显微硬度图。(a)显微硬度柱状图;(b) 2000 W激光功率下得到的重熔层的显微硬度图;(c) 1500 W激光功率下得到的重熔层的显微硬度图;(d) 1000 W激光功率下得到的重熔层的显微硬度图

Fig. 8. Microhardness diagrams. (a) Microhardness histogram; (b) microhardness of remelting layer obtained at laser power of 2000 W; (c) microhardness of remelting layer obtained at laser power of 1500 W; (d) microhardness of remelting layer obtained at laser power of 1000 W

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3.1.5 三点弯曲试验

可以通过三点弯曲试验来确定表面强化层拉伸区域第一裂纹的外观以及表面强化层与基板的分层情况。Kadolkar等^[10]曾指出,表面强化层的性能可以以强化层的内聚强度来表示,在弯曲测试期间进行的载荷-位移测量有助于确定与裂纹萌生相应的载荷。引发强化层破裂所需的载荷提供了强化层强度的量度。采用基于基本梁理论和材料强度并结合混合规律的简化方法来计算重熔层的内聚强度,内聚强度与临界载荷成正比关系。如图9(a)所示为弯曲试验期间的典型加载曲线,它具有表面强化铝合金的特征。在曲线的初始部分,载荷随着位移线性增大,该部分为线弹性区域。当拉伸区域的表面上出现第一裂纹之后,载荷略微降低,这一载荷被称为临界载荷F_cr,其用作确定表面强化层的内聚强度。临界载荷被认为是表面强化层中第一个裂纹出现的标值,表示非弹性区域的开始。当裂纹穿过表面强化层的整个厚度并到达表面强化层-基板界面时,基板发生塑性变形的载荷是恒定的^[17]。

由图9(a)可以看出:激光重熔试样的塑性随着激光功率的增大而增大,相较于原始A356铝合金板材,经过激光重熔后样品的抗弯强度均有所下降;A356基体在最大弯曲载荷下的挠度f_max为1.08 mm,1000,1500,2000 W激光功率下得到的重熔试样在最大弯曲载荷下的挠度分别为2.04,3.33,4.52 mm。与基体相比,挠度提升幅度最大的是经2000 W激光重熔后的试样,提升了318.5%。图9(b)~(e)分别为不同熔覆试样的F_cr局部图,对比后可以发现,F_cr随着激光功率的增大而增大,说明表征表面强化层性能的内聚强度随激光功率的增大而增大。

图 9. 弯曲试验结果。(a)基体试样及不同激光功率下得到的熔覆试样的弯曲试验结果;(b) A356基体的F_cr局部图;(c) 1000 W激光功率下获得的熔覆试样的F_cr局部图;(c) 1500 W 激光功率下获得的熔覆试样的F_cr局部图; (d) 2000 W 激光功率下获得的熔覆试样的F_cr局部图

Fig. 9. Bending test results. (a) Bending test results of substrate sample and remelting samples obtained at different laser power; (b) partial view of F_cr for A356 base metal; (c) partial view of F_cr for remelting sample obtained at laser power of 1000 W; (c) partial view of F_cr for remelting sample obtained at laser power of 1500 W; (d) partial view of F_cr for remelting sample obtained at laser power of 2000 W

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晶粒尺寸是影响材料塑性的主要因素之一。由上文讨论可知,对于激光重熔后的铝合金,其表面强化层的晶粒尺寸相比基体明显细化;同时,随着激光功率增大,表面强化层的细晶区厚度增大。晶粒细化对塑性的影响主要是由于:1)在受力过程中,晶粒细小使得晶内的位错与位错增殖率增大;2)裂纹穿过晶界进入相邻晶粒并改变方向的频率增大,消耗的能量增加;3)晶粒细小,塑性变形时所需的晶粒转动小^[18]。因此,2000 W激光功率下获得的重熔试样的塑性提升的幅度最大。

如图10所示,4个试样经过弯曲试验后,裂纹均是由受拉伸区域中最大受力点的晶界处开裂,且均为沿晶断裂,未出现穿晶断裂的现象。这主要是因为:1)晶界处大量聚集着第二相(Al-Si共晶相),该相的形状相对圆润,在外力作用下更容易转动,从而使得第二相脱落,导致沿晶断裂,特别是经过激光重熔后第二相得以细化,使其转动所需的能量更小,更容易出现第二相脱落^[19];2)由于α-Al相及Al-Si共晶相内部的结合能均大于两相之间的结合能,因此晶界处更容易遭到破坏。

图 10. 不同试样中弯曲裂纹的金相图。(a) A356铝合金基体;(b) 1000 W激光功率下获得的重熔试样;(c) 1500 W激光功率下获得的重熔试样;(d) 2000 W激光功率下获得的重熔试样

Fig. 10. Metallographic images of bending cracks in different samples. (a) A356 aluminum alloy base material; (b) remelting sample obtained at laser power of 1000 W; (c) remelting sample obtained at laser power of 1500 W; (d) remelting sample obtained at laser power of 2000 W

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由图10(b)可知:在1000 W激光功率下得到的重熔试样出现了两处裂纹,第一条裂纹位于1#处,这条裂纹属于表面缺陷裂纹,这是由于激光能量密度低而产生了鱼骨状组织,这种组织属于典型的缺陷组织,极易造成组织开裂^[20];第二条裂纹位于2#、3#处,此处裂纹属于正常的断裂裂纹。此外,由图10(b)可以发现,试样弯曲后,在热影响区附近出现了表面强化层与基板分层的现象,这是由于重熔区与基板区的晶粒尺寸相差较大,并且1000 W激光功率下获得的试样的表面强化层较薄,裂缝会渗入界面,并沿着界面传播,从而导致表面强化层与基体出现分层现象^[21]。随着裂缝深度增大,应力在裂纹尖端累积,当应力超过基体的最小破裂载荷时,裂纹将延伸至基体内部。如果能将裂缝扩展的能量应用于基板的塑化,裂缝的生长就会在基板中停止。正是由于1000 W激光功率下获得的试样出现了分层,所以图9(a)中出现了该试样所能承受的最大载荷F_max低于1500 W激光功率下的情况。相较于1000 W激光功率下获得的重熔试样,1500 W及2000 W激光功率下获得的重熔试样表面的强化层厚度增加,因此并未出现类似于1000 W激光功率下获得的重熔试样相同的分层现象。

由图10可知,A356铝合金基体及重熔试样基板区域的裂纹均为“Z”字形,而表面强化区的裂纹方向与表面呈45°夹角。这是由于在弯曲试验的力学模型中,可将试样表面沿垂直于表面方向分成多个微区,每一个微区均受到拉应力作用,再加上表面强化层的晶粒细化且组织均匀,因此裂纹沿45°方向生长,而基体中的晶粒尺寸较大,在45°方向无法确保裂纹沿晶生长^[22]。

4 结论

对于经过激光重熔处理的A356铝合金,其表面强化层中的晶粒相较基体晶粒明显细化,第二相分布得更均匀。与基体相比,在1000,1500,2000 W激光功率下获得的重熔试样的表面硬度均有所提高,1500 W下获得的重熔试样的硬度提升得最为明显。

在弯曲测试后发现:与基体相比,激光重熔层的表面塑性大幅提升;在1000,1500,2000 W激光功率下获得的重熔试样在最大弯曲应力下的挠度分别为2.04,3.33,4.52 mm。

由于表面强化层较薄,在1000 W激光功率下获得的重熔试样的表面强化层与基体发生了分层现场,而在1500 W及2000 W激光功率下获得的重熔试样未出现类似的情况。随着激光功率增大,表面强化层增厚,表面强化层与基体的结合力增强。