1　引言

激光熔覆技术是通过高能激光束在金属表面制备具有所需性能熔覆层的一种表面强化技术，其优点在于能量密度高、稀释率低、热影响区（HAZ）小，目前已成为表面强化领域的热点技术，在航空、汽车、石油化工等行业备受关注^［1-2］。

304不锈钢由于良好的耐蚀性被广泛应用于食品、化工领域^［3-4］，然而硬度低、耐磨性差的缺点限制了其在其他方面的应用，因此有必要对其进行表面强化^［5-6］。一些学者利用激光熔覆技术在304不锈钢表面分别制备了钴基^［7］、镍基^［8］、铁基^［9］合金涂层并发现能够显著提升其表面性能。其中，铁基合金粉末具有润湿性好、成本低的优点，应用广泛^［10-11］。

目前，利用激光熔覆技术制备陶瓷颗粒增强Fe基复合涂层来提高基体表面性能的方式越来越受到关注，用于增强Fe基合金的陶瓷颗粒主要有WC^［12］、SiC^［13］、Al₂O₃^［14］、TiC^［15］等。其中，TiC具有强度高、硬度高、耐磨性好的优点，常被用作熔覆材料的增强体^［16］。Zhang等^［17］利用脉冲激光熔覆在40Cr齿轮钢表面制备了Fe-TiC复合涂层，当TiC的质量分数为50%时，涂层最大硬度为1022 HV_0.2，磨损率为基体的16.6%。王乾廷等^［10］在Cr12钢表面制备了Fe50-TiC复合涂层，当TiC的质量分数为35%时，熔覆层内缺陷较少且硬度达到基体的2.4倍。周丹等^［18］在45钢表面制备了高性能铁基TiC复合涂层，结果表明，随TiC含量增加，硬度和耐磨性提高，当TiC的质量分数为30%时，涂层的最高硬度为1400 HV。Wang等^［19］研究了Fe50/TiC多道激光熔覆的工艺参数优化，结果表明，在最优参数下，熔覆层的硬度可达60 HRC，耐磨性可达基体的8.14倍，此外，还有学者研究了激光工艺参数对TiC颗粒增强Fe基复合涂层成形质量和性能的影响，结果表明，优化后熔覆层的性能有显著提升^［20-22］。

综上所述，利用激光熔覆制备Fe-TiC复合涂层能够有效提高基体表面性能，且激光参数对复合涂层的制备有显著影响。激光功率作为重要参数之一，研究其对Fe-TiC复合涂层组织及硬度的影响具有重要意义，然而，目前关于此方面的研究不多，特别是其对Fe-TiC复合涂层微观组织影响的研究更是鲜有报道。此外，激光熔覆层有多个组织特征，单个组织特征优异可能无法保证涂层的性能和可靠性，因此，有必要对组织特征进行综合表征。鉴于此，本研究在304不锈钢表面通过激光熔覆制备了Fe-TiC复合涂层，在保证其他参数一致的条件下，研究了激光功率对熔覆层几何特征、组织特征、硬度的影响和原因，同时引入灰关联分析法对熔覆层组织特征进行综合表征。此外，推测了TiC颗粒在激光熔覆过程中的熔解机制。

2　试验材料和方法

2.1　试验设备

试验采用激光熔覆系统，如图1所示，激光熔覆系统包括六轴机械臂（ZH 30/60Ⅲ，KUKA）、半导体激光器（LDF 4.000-100，Laserline，德国）、激光熔覆头（YC52，Precitec，德国）、保护气气瓶等。激光束由激光器产生，经光纤传输到激光熔覆头后进行聚焦输出，另外，利用高纯氩气作为保护气体通过管路输送到熔覆头内部并吹出，防止熔覆层被氧化。

图 1. 激光熔覆系统示意图

Fig. 1. Schematic diagram of laser cladding system

下载图片 查看所有图片

2.2　试验材料

试验采用的熔覆粉末是Ferro 55合金粉末与TiC粉末的混合物，粉末粒径为50 ~ 430 μm，如图2所示，试验前将两种粉末按质量比7∶3放入球磨机中混合1 h后，烘干处理。基体材料为304不锈钢，尺寸为55 mm×15 mm×13 mm，试验前进行打磨处理，并放在无水乙醇中超声清洗5 min。Ferro 55合金粉末和基体材料的化学成分如表1所示。

图 2. 熔覆粉末形貌。（a）光学显微镜图片；（b）扫描电子显微镜图片

Fig. 2. Morphology of cladding powder. (a) Optical microscope picture; (b) scanning electron microscope picture

下载图片 查看所有图片

2.3　试验方法

采用预置粉末法将熔覆粉末预置在基板上，铺粉厚度为2 mm，宽度为3 mm，本试验的工艺参数如表2所示。

为观察熔覆层成形质量，将熔覆后的试样进行渗透探伤检测，然后沿垂直于扫描速度的方向将其切割成尺寸为10 mm×15 mm×13 mm的试样，对其依次进行打磨、抛光，并采用电解饱和草酸溶液的方式进行腐蚀，腐蚀电压为5 V，时间为15 s。采用Nikon MA-100金相显微镜观察熔覆层的尺寸及组织，利用型号为ZEISS EVO-18的扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪对其组织及成分进行分析。使用MVC-1000B型维氏硬度计测量熔覆层的硬度，由熔覆层顶部向基体方向，每隔0.2 mm打一个点，载荷为500 gf（1 gf=0.0098 N），加载时间为15 s，并且在熔覆层中线附近取10个点计算平均硬度，测量硬度时避开了未熔TiC颗粒。使用图像处理软件在金相图片中测定熔覆层中未熔TiC颗粒、气孔率、析出TiC的含量，并在扫描电子显微镜下对不同视场中析出TiC和基体的二次枝晶臂间距测试至少20次，并取平均值。

3　试验结果及分析

3.1　激光功率对熔覆层缺陷及几何特征的影响

图3为不同激光功率下，熔覆层的表面形貌以及渗透（PT）探伤结果。当激光功率为1600 W时，熔覆层表面出现了裂纹。当激光功率高于1600 W时，熔覆层的表面不存在裂纹、气孔等缺陷，并且表面光滑致密，呈金属光泽。

图 3. 不同激光功率下熔覆层的宏观形貌和渗透检测结果

Fig. 3. Macroscopic morphology and penetrant test results of cladding layer at different laser powers

下载图片 查看所有图片

当激光功率为1600 W时，热输入量较小，熔池达到的峰值温度较低，熔覆层中存在大量的未熔TiC颗粒。未熔TiC颗粒的存在对熔覆层裂纹的产生有两方面作用：1）根据图2可知，本研究所使用的TiC颗粒形状不规则且预先存在缺陷，这些预先存在的缺陷很容易成为裂纹源或者裂纹扩展的路径^［23］；2）TiC颗粒与Ferro 55粉末的热膨胀系数差异较大，熔池冷却时，易在未熔的TiC颗粒附近产生较大的残余应力，最终导致裂纹的形成^{［18，23-24］}。因此，降低熔覆层中未熔TiC颗粒的含量有利于降低熔覆层的裂纹敏感性。

图4为激光功率对熔覆层几何特征和部分组织特征的影响，随着激光功率的增加，熔覆层的高度、未熔TiC颗粒含量、气孔率降低，深度、宽度、稀释率也增加。激光功率的增加导致熔池温度升高，更多的TiC颗粒被完全熔化，熔池内部的对流作用增强，熔融的金属液由中间向两侧流动，导致熔覆层的高度降低、宽度增加^［25］。同时，熔池存在时间的增加使得熔池内气体有充足时间溢出，熔覆层中的气孔率也因此降低。另外，激光功率的增加使得输入熔池的能量增加，从而导致熔深增加。熔覆层的稀释率主要与熔覆层的高度和深度有关，熔覆层高度降低、深度增加导致稀释率增加，基体对熔覆层的稀释作用增强。

图 4. 激光功率对熔覆层参量的影响。（a）高度；（b）宽度；（c）深度；（d）稀释率；（e）未熔TiC颗粒含量；（f）气孔率

Fig. 4. Influence of laser power on parameters of cladding layer. (a) Height; (b) width; (c) depth; (d) dilution rate; (e) content of unmelted TiC; (f) porosity

下载图片 查看所有图片

3.2　激光功率对熔覆层组织的影响

图5为保持扫描速度为6 mm/s不变，激光功率分别为1600 W、1700 W、1800 W、1900 W、2000 W时熔覆层顶部、中部、底部区域的微观组织图，可以看出，熔覆层各区域微观组织主要由析出TiC枝晶和基体枝晶组成。在不同的熔覆层位置，析出TiC的枝晶尺寸不同：在底部区域，析出TiC的枝晶尺寸最小；在中部区域，析出TiC的枝晶尺寸较大；在顶部区域，析出TiC的枝晶尺寸介于底部和中部区域之间。这一现象主要与熔池的存在时间和凝固速度有关。在激光熔覆过程中，底部区域直接与基板相连，由于金属基板导热较快，熔池中的热量被快速导出，熔覆层底部区域在很短时间内冷却并凝固，枝晶尺寸较小。在顶部区域，熔池与空气相接触，热量通过热辐射的方式散失，导致顶部区域凝固速度相对较快，枝晶尺寸相对较小。对于中部区域，其既不与基板接触，又不与空气接触，此区域凝固速度较慢，析出TiC有充足的生长时间，因此，枝晶尺寸较大。

图 5. 不同激光功率下熔覆层顶部、中部、底部区域显微组织的SEM图

Fig. 5. SEM images of the microstructure of the top, center, and bottom areas of the cladding layer at different laser powers

下载图片 查看所有图片

此外，本文统计了熔覆层各区域析出TiC的含量，如图6所示。从图5和图6可以看出，随着激光功率的增加，析出TiC的含量先升高后降低。这是激光熔覆过程中两方面原因的综合作用造成的，一方面，随着激光功率的增加，热输入增加，促进了熔覆材料中添加的TiC颗粒熔化，导致析出的TiC含量增加，另一方面，随着激光功率的增加，熔覆层的面积和稀释率增加，当析出的TiC均匀分布在熔覆层中时，其含量降低。这两方面综合作用导致了熔覆层中析出的TiC含量随激光功率增加呈现先升高后降低的趋势，当激光功率为1800 W时，熔覆层的顶部、中部、底部区域析出TiC的含量最高。同时，不同区域析出的TiC含量也有差异，从图6可以看出，相同激光功率下，顶部区域中析出TiC的含量最高，底部区域析出TiC的含量最低。这是因为在激光熔覆过程中，顶部区域和中部区域首先被熔化，且凝固时间相对较长，添加的TiC颗粒有足够的时间发生熔化和析出，而底部区域最后被激光熔化，且凝固时间相对较短，被熔化的TiC含量较低。另外，相对于Fe基合金来说，TiC的密度较小，在熔池凝固过程中，热浮力流的作用使得析出的TiC向上流动^［26］，因此熔覆层顶部区域析出的TiC含量较高。

图 6. 激光功率对熔覆层中析出的TiC含量的影响

Fig. 6. Effect of laser power on the content of precipitated TiC in the cladding layer

下载图片 查看所有图片

为了定量分析析出TiC枝晶和基体枝晶的尺寸，对图5中凝固组织的二次枝晶臂间距进行了测量和统计，得到了激光功率对析出TiC、基体的二次枝晶臂间距的影响，如图7所示。从图7（a）可以看出，随着激光功率的增加，析出TiC的二次枝晶臂间距逐渐增加。这是因为激光功率增加，导致热输入量增加，熔池存在时间增加，降低了熔池的凝固速度，从而使得析出TiC生长充分。由图7（b）可知，随着激光功率的增加，基体的二次枝晶臂间距先降低后增加。这主要是两方面原因综合作用所造成的，一方面，随着激光功率的增加，熔池存在时间增加，凝固时间较长，枝晶有足够时间生长，二次枝晶臂间距因此而增加，另一方面，析出的TiC枝晶嵌入到基体枝晶间，对基体枝晶的生长具有阻碍作用。由图6可知，随着激光功率的增加，析出TiC的含量先升高后降低，换句话说，其对基体枝晶生长的阻碍作用先增强后减弱。在这两方面综合作用下，基体的二次枝晶臂间距呈现出先降低后增加的趋势。

图 7. 激光功率对熔覆层组织二次枝晶臂间距的影响。（a）析出TiC；（b）基体

Fig. 7. Effect of laser power on the secondary dendrite arm spacing of the cladding layer microstructure. (a) Precipitated TiC; (b) matrix

下载图片 查看所有图片

3.3　熔覆层微观组织的综合表征

根据以上对熔覆层组织特征的描述可知，组织特征之间存在此消彼长的趋势，为了综合评价熔覆层的组织特征，得到理想的熔覆层微观组织，在此引入灰关联分析法。灰关联分析法是邓聚龙教授在20世纪80年代提出并发展起来的一种用于多目标系统综合评价的方法^［27］。

为了减少熔覆层缺陷，降低熔覆层的裂纹敏感性，本研究制备的TiC颗粒增强Fe基复合涂层应尽可能降低气孔率（P_o）和未熔TiC颗粒含量（U_h）。同时，为了保证熔覆层的性能，应尽可能提高析出TiC的含量（P_h）并且减小析出TiC的二次枝晶臂间距（S_h）和基体的二次枝晶臂间距（S_m），从而增强弥散强化和细晶强化的作用。根据以上目标，可利用灰关联分析法将5个组织特征转化为单一灰关联度（GRG）用于综合评价熔覆层的组织特征。灰关联分析法共有三个步骤，分别为归一化处理、灰关联系数计算、灰关联度计算^［27］。

首先，为了消除量纲并转化为整体可比的数据，需根据不同目标按下式进行归一化处理。本研究中用到的归一化目标分别为望大（LTB）和望小（STB），望大表示越大越好，望小表示越小越好。

式中：Xik为第k个组织特征的第i组试验数据的归一化值；Yik为第k个组织特征的第i组试验数据值；maxYik和minYik分别代表第k个组织特征的最大值和最小值。

其次，为了得到归一化数据与理想值之间的关系，需按下式分别计算不同组织特征的灰关联系数。需要说明的是，此时各组织特征数据已经按照目标进行了归一化处理，因此，组织特征的灰关联系数值越高，则代表该组织特征越符合期望。

式中：GGRCi(k)为第k个组织特征的第i组试验的灰关联系数值；xi0为试验的理想值，在本研究中xi0=1；ξ为分辨系数，其取值范围为0~1，本研究中ξ=0.5。

最后，按照下式计算灰关联度，用于综合评价熔覆层的组织特征，灰关联度越大，表明熔覆层的组织特征越符合期望。

式中：GGRGi是指第i组试验的灰关联度值；GGRCi(k)为第k个组织特征的第i组试验的灰关联系数的值；n为响应量的数量，本研究中，n=5。

图8（a）为不同激光功率下，熔覆层气孔率（P_o）、未熔TiC颗粒含量（U_h）、析出TiC含量（P_h）、基体二次枝晶臂间距（S_m）、析出TiC二次枝晶臂间距（S_h）灰关联系数的雷达图，图中灰关联系数值越大，代表组织特征越符合期望。当激光功率为1800 W时，熔覆层各个组织特征发展均衡且较为理想。

图 8. 激光功率对熔覆层各组织特征的影响。（a）各组织特征灰关联系数雷达图；（b）灰关联度的变化

Fig. 8. Effect of laser power on the microstructure characteristics of the cladding layer. (a) Radar chart of the grey relational coefficient of each microstructure characteristics; (b) variation of the grey relational grade

下载图片 查看所有图片

图8（b）为不同激光功率下，熔覆层组织特征的灰关联度的值，可以看出，随着激光功率的增加，灰关联度先增加后降低再增加。当激光功率小于1800 W时，从图8（a）可以看出，熔覆层的组织特征存在析出TiC二次枝晶臂间距最小但其他特征较差（1600 W时），或者综合特征均衡但都不理想（1700 W时）的情况。当激光功率为1800 W时，灰关联度达到最高，结合图8（a）可以看出，熔覆层各个组织特征发展较为均衡，且都趋向于理想状态。这说明在本研究的工艺区间内，激光功率为1800 W时所制备熔覆层的综合组织特征最为理想。然而，当激光功率大于1800 W时，结合图8（a）可以看出，熔覆层的组织特征趋向于另一个极端的情况，即气孔率、未熔硬质相含量趋于最理想的状态，但由于热输入的增加，熔池存在时间增加且稀释率增加，熔覆层发生晶粒粗化且析出的TiC含量降低，细晶强化、弥散强化作用降低，将会损害熔覆层的性能。综上所述，从熔覆层的组织特征来看，激光熔覆制备TiC增强Fe基复合涂层的最优激光功率为1800 W。

3.4　激光功率对熔覆层硬度的影响

图9（a）为激光功率对熔覆层平均硬度影响的柱状图，可以看出，随着激光功率的增加，熔覆层的平均硬度先降低，后升高，再降低。当激光功率为1600 W时，熔覆层的硬度最高，其次为1800 W时。在本研究中，未熔的TiC颗粒以及析出的TiC枝晶能够增强熔覆层的性能，随着激光功率的增加，未熔的TiC颗粒含量降低，析出的TiC枝晶含量先升高后降低且在激光功率1800 W时达到最大。此外，随着激光功率的增加，熔覆层的稀释率增加，这会导致熔覆层硬度降低。晶粒的细化对熔覆层性能的提高有积极作用，由图7可知，析出TiC的二次枝晶臂间距随激光功率的增加逐渐增加，基体的二次枝晶臂间距随激光功率的增加先降低后增加且在1800 W时达到最小。综合以上分析可知：在1600 W时所制备熔覆层硬度最高的原因在于未熔TiC颗粒含量较多，增强作用明显；在1800 W时所制备熔覆层硬度相对较高的原因在于析出TiC含量最大，基体二次枝晶臂间距最小，熔覆层内缺陷相对较少，这就意味着析出TiC的弥散强化、基体晶粒的细晶强化作用较大，缺陷对性能的损害较小。以上三方面的共同作用使得激光功率为1800 W时制备的熔覆层硬度略低于1600 W。

图 9. 激光功率对熔覆层硬度的影响。（a）平均硬度；（b）硬度梯度

Fig. 9. Effect of laser power on the hardness of the cladding layer. (a) Average hardness; (b) gradient for hardness

下载图片 查看所有图片

当激光功率为1600 W时，虽然熔覆层的平均硬度（816.8 HV_0.5）达到最高，但在这一参数下，熔覆层表面产生了裂纹，并且熔覆层中未熔TiC颗粒的含量和气孔率较高，使得熔覆层在使用过程中的可靠性变差。当激光功率为1800 W时，虽然其平均硬度（801.5 HV_0.5）略有降低，但仍达到了基体硬度的4.5倍左右，并且表面成形良好，不存在裂纹。根据3.3节组织特征的分析可知，其内部未熔TiC颗粒的含量和气孔率均有所降低，综合组织特征良好，熔覆层更可靠，同时又兼顾了熔覆层的性能。综上所述，从平均硬度来看，激光功率为1800 W时所制备的熔覆层硬度较高且可靠性强。

图9（b）为不同激光功率下熔覆层硬度的梯度曲线。可以看出，从熔覆层的顶部到熔合线处，熔覆层的硬度呈下降趋势，而在熔合线附近存在硬度突然上升的区域，这主要是因为，此处熔池存在时间短、凝固速度快，保留了较多的未熔TiC颗粒，因此硬度得到显著的提高。

3.5　TiC颗粒的熔解机制

基于本研究中的金相照片和其他学者的相关研究，推测了TiC颗粒的两种熔解机制。

如图10（a）所示，A1~A5表示TiC颗粒熔解过程的示意图，每个过程中均存在未熔的TiC颗粒作为核心，因此可推断TiC颗粒的熔解由外向内进行^［16］。当激光熔覆过程开始后，TiC颗粒在边缘处开始熔化，特别是不规则TiC颗粒的尖角处首先发生熔化，导致TiC颗粒边缘趋于圆滑，如A2阶段。在激光熔覆过程中，大尺寸TiC颗粒熔解析出的TiC以未熔TiC颗粒作为形核点进行异质形核并逐渐生长，如A3阶段。随着TiC颗粒的进一步熔化，析出的Ti、C增加，进一步促进析出TiC的生长，如A4阶段。最终，TiC颗粒被完全熔解。

图 10. TiC颗粒的两种熔解机制示意图。（a）由外向内；（b）整体分解

Fig. 10. Schematic diagram of the two dissolution mechanisms of TiC particles. (a) From the outside to the inside; (b) integral decompostion

下载图片 查看所有图片

如图10（b）所示，B1~B5表示了TiC颗粒的另一种熔解过程，此时每个阶段并不以未熔的TiC颗粒为核心，而是呈现出整体分解的特点。TiC颗粒为多晶材料，当激光作用于TiC颗粒时，其表面出现了类似“点蚀”迹象，如B2阶段，由文献［23］可知，这是激光熔覆加热阶段TiC颗粒内单个晶粒的熔解所造成的。随着激光熔覆的进行，TiC颗粒中越来越多的单个晶粒发生熔解并相互连接，如B3阶段，这导致大尺寸的TiC颗粒分解为多个小尺寸的TiC颗粒，如B4阶段，随后，这些小尺寸的TiC颗粒分别完成熔化，使得TiC颗粒被完全熔解。

根据试验结果可以发现，这两种TiC颗粒的熔解机制并非单独存在。在激光熔覆过程中，这两种机制同时进行，最终导致大尺寸TiC颗粒的完全熔解。

4　结论

本文采用激光熔覆技术在304不锈钢表面成功制备了TiC颗粒增强Fe基复合涂层，研究了激光功率对熔覆层几何特征、组织特征及硬度的影响，所得结论如下：

1）随着激光功率的增加，熔池对流增强，熔覆层高度降低，宽度、深度、稀释率增加，气孔率、未熔TiC颗粒含量降低，析出TiC的含量先增加后降低且在1800 W时达到最高，析出TiC的二次枝晶臂间距逐渐增加，基体的二次枝晶臂间距先降低后增加且在1800 W时达到最小。

2）通过灰关联分析，将熔覆层的5个微观组织特征按照所需目标转化为灰关联度作为综合指标，在激光功率为1800 W时，熔覆层各组织特征均衡发展，且熔覆层组织特征的灰关联度达到最高。

3）随着激光功率的增加，熔覆层的硬度先降低后增加再降低。当激光功率为1600 W时，熔覆层的硬度达到试验范围的最大值，但此时熔覆层的表面出现了裂纹。当激光功率为1800 W时，相较于1600 W时硬度虽稍有降低，但具有符合期望的微观组织特征且不存在表面缺陷，其平均硬度为801.5 HV_0.5，达到基体硬度的4.5倍左右。根据组织特征和硬度判断，激光功率1800 W为本研究参数范围内最优的工艺参数。

4）在本研究中，推测TiC颗粒共有两种熔解机制。一方面，TiC颗粒的熔化由外向内进行，伴随着析出TiC的异质形核，另一方面，TiC颗粒整体分解，具有类似“点蚀”特征，其主要机理为TiC内部单个晶粒的熔解。在激光熔覆过程中，以上两种机制共同进行导致了TiC颗粒的完全熔解。