超高速激光熔覆工艺参数对熔覆层组织和性能的影响*

郑红彬，王淼辉，葛学元，王 欣

(1.机械科学研究总院，北京 100083；2.北京机科国创轻量化科学研究院有限公司，北京 100083)

激光熔覆是指将熔覆材料以不同方式添加到熔覆基体表面，并以激光束作为热源，将熔覆材料熔化凝固到基体表面，制备与基体具有冶金结合的表面涂层，从而实现材料的表面改性以及产品的表面修复等的工艺方法[1-3]。激光熔覆技术可以在廉价金属基体表面制备高性能的涂层，具有很高的经济效益，获得了大量的关注和研究，并迅速发展起来，广泛应用于机械设备和重要零部件的表面强化和损伤修复等[4]。韩晨阳等采用正交试验，研究工艺参数对不锈钢冷轧辊表面激光熔覆层力学性能的影响，获取了理想熔覆层的工艺参数，硬度和耐磨性获得了很大的提升[5]。崔陆军等在液压立柱样块表面进行激光熔覆试验，对熔覆层的硬度、摩擦系数进行了分析，结果表明熔覆层硬度与基材相比提高了约3倍[6]。Yingzi Wang等在灰口铸铁表面制备铁基合金涂层，对熔覆层微观组织、显微硬度以及耐磨性进行研究，发现熔覆层组织较为均匀，具有较好的硬度和耐磨性[7]。

相比于传统表面加工技术，激光熔覆制备的涂层组织均匀致密，晶粒细小，且热输入小，稀释率低，具有良好的应用前景，但是也存在一些问题[8]。传统的激光熔覆稀释率常常在10%以上，熔覆层需要达到一定厚度才可以有效实现防护效果，且表面粗糙度较高，需要后续车削、磨削加工才可以投入使用，造成了材料的浪费[9]。激光熔覆过程中激光能量主要作用在基体表面熔池，增大了激光能量对基体的热输入，可能因此产生较大应力，导致裂纹的产生。同时，传统激光熔覆在进行大面积熔覆时，生产效率较低，大大制约了激光熔覆技术的应用推广[10]。

为解决上述问题，德国弗劳恩霍夫激光技术研究所和机械科学研究总院先进制造技术研究中心联合开发超高速激光熔覆技术，并于2017年完成了超高速激光熔覆成套设备的开发。区别于传统激光熔覆的是，超高速激光熔覆技术利用同轴送粉的方式，控制粉末在熔池上方的激光束中汇聚，使大部分的激光能量直接作用在熔覆粉末上，熔覆粉末在到达熔池前就处于熔化或半熔化状态，从而减少粉末在熔池中存在的时间，降低了对基体的热输入，极大地提高了熔覆效率和粉末利用率[11]。利用超高速激光熔覆技术制备的涂层表面粗糙度更低，可以制备厚度更低、稀释率更小的熔覆层。Schopphoven等利用超高速激光熔覆技术制备Inconel 625涂层，研究主要工艺参数对熔覆层厚度和结合区形貌的影响，获得了厚度约为10～250 μm的耐磨、耐蚀涂层，且没有气孔和裂纹[12]。Shen Bowen等对比了传统激光熔覆与超高速激光熔覆制备涂层的宏观形貌、微观组织、显微硬度与耐蚀性，与传统激光熔覆相比，超高速激光熔覆涂层制备速度更快，同时涂层宏观形貌更加平整，组织更为细小，成分分布更为均匀，耐蚀性也更好，稀释率和热影响区也更小[13]。娄丽艳等研究了超高速激光熔覆低功率下4种典型涂层的微观结构及性能，发现超高速激光熔覆可制备组织致密细小、无气孔、无裂纹的较薄涂层，且稀释率更小，基体性能均得到提高[14]。超高速激光熔覆技术可制备结合强度高、稀释率低、表面更为平整的优质薄涂层，且粉末利用率高，生产效率高，具有广阔的应用前景。

由于超高速激光熔覆的工作特点与传统激光熔覆有所不同，因此对其制备的熔覆层的微观组织和力学性能还需要进一步研究。铁基熔覆材料制备的涂层具有较好的硬度和耐磨性，且成本相对较低[15]。本文以M2高速钢粉末作为熔覆材料，研究超高速激光熔覆激光功率、熔覆速度、熔覆道间距对熔覆层微观组织与显微硬度的影响，为获得更高质量的熔覆层提供工艺优化的依据。

1 试验材料与方法

试验选择9Cr2Mo常见轧辊钢为基体材料，尺寸为φ40 mm×200 mm，化学成分见表1。将基体材料进行850 ℃淬火，170 ℃保温2 h，获得表面状态一致、接近轧辊工作状态的钢轴。将钢轴进行磨削加工，获得光洁的表面，并用无水酒精擦拭试件表面，去除表面杂质、油污。熔覆粉末为M2球形合金粉末，粉末粒度为15～53 μm，其化学成分见表2。熔覆粉末在使用前，预先放置在烘干箱中140 ℃保温1 h。

表1 9Cr2Mo钢的化学成分(质量分数) (%)

表2 M2的化学成分(质量分数) (%)

超高速激光熔覆使用的激光器，选用最大输出功率为3.3 kW的LDF-3000-40型半导体激光器，激光光斑直径约为1 mm。基于前期试验基础，优选的工艺参数为激光功率P、扫描速度V、熔覆道间距H，设计单因素对比的多道熔覆试验，探究激光功率P、扫描速度V、熔覆道间距H对熔覆层微观组织、显微硬度的影响，具体单因素对比试验方案见表3。试验送粉量保持不变，为36 g/min；同时采用Ar气对熔池进行保护，气流量为10 L/min。

表3 对比试验方案表

将超高速激光熔覆制备的试样沿垂直于激光扫描方向进行线切割，截取出熔覆层横截面，获取块状试样，然后通过研磨、电解抛光、化学腐蚀等方式制备金相试样；电解液为高氯酸酒精溶液，化学腐蚀液为FeCl3溶液。使用RX50M型金相显微镜和GeminiSEM 500型扫描电子显微镜观察熔覆层微观形貌，对其显微组织进行观察分析；采用德国布鲁克D8 ADVANCE X射线衍射仪，Co靶，管电流40 mA、管电压35 kV，积分时间0.4 s，Lynxeye XE探测器进行物相检测；利用DHV-1000Z型显微维氏硬度计对试样熔覆层进行多次测试取平均值，测试条件为外加载荷9.8 N，加载时间15 s。

2 试验结果与分析

2.1 工艺参数对微观组织的影响

超高速激光熔覆制备的M2熔覆层中，微观组织细小致密，主要为等轴晶，晶粒间出现十分细小的碳化物，呈网状分布，图1所示为不同激光功率下M2熔覆层微观组织。熔覆层的组织形态受温度梯度与晶粒长大速度影响，由于在超高速激光熔覆过程中，熔池尺寸较小，熔覆速度较高，且激光能量对熔池的直接作用少，熔池存在时间较短，冷却速度极快，因此在熔覆层中形成了大量的等轴晶。工艺参数不同，晶粒尺寸也有所变化，为了方便衡量晶粒尺寸的大小，依据金相图片绘制随机直线，计算该线段所穿过的各晶粒平均截距，称为平均截距l，表示为：

l=LT/N

(1)

式中，LT为依据照片图列所绘线段长度；N为该线段穿过晶粒数量；l为该线段所穿晶粒的平均截距，平均截距l越大，即为晶粒尺寸越大。

a) 1 200 W

b) 1 700 W

c) 2 200 W

多次测量后获得不同激光功率下的平均截距l(见图2)。结合图1和图2可以看出，当激光功率为2 200 W时，晶粒尺寸明显增大；这是因为随着激光功率的升高，直接作用在熔覆粉末及熔池的激光能量增加，熔池存在时间也会更长，有更多的热量和时间供晶粒长大，晶粒尺寸增大也较为明显。

图2 不同激光功率下熔覆层平均截距

图3所示为不同熔覆速度下熔覆层微观组织。观察图3中微观组织可以发现，熔覆层中依旧为细小致密的等轴晶，晶粒无明显生长取向，晶粒尺寸大小也较为相近。为对比不同熔覆速度晶粒大小变化，计算不同熔覆速度下平均截距l(见图4)。结合图4可以看出，随着熔覆速度增大，晶粒尺寸存在减小的趋势，但晶粒尺寸变化幅度较小；这是因为随着扫描速度增大，熔池受激光束直接辐照时间变短，单位熔覆距离所输入的激光能量减少，因此熔池尺寸减小，熔池存在时间变短，冷却速度增大，晶粒尺寸随之减小。但由于超高速激光熔覆使用的熔覆速度较大，所制备熔覆层晶粒较细，因此一定程度上减小了熔覆速度，晶粒粗化幅度较小。

图5所示为不同熔覆道间距下熔覆层微观组织。观察图5中微观组织可以发现，熔覆层中部均为等轴晶，随熔覆道间距改变，晶粒大小有所变化。对不同熔覆道间距下的平均截距l进行计算，结果如图6所示。从图6中可以看出，当熔覆道间距较小时，晶粒尺寸有增大趋势。这是由于当熔覆道间距较小时，搭接率增大，已凝固熔覆道能够吸收更多新熔覆道传递的热量，热量的叠加累积增加。因此已凝固熔覆组织受热增加，晶粒尺寸有所增大；同时在热量累积作用下，基体温度随之升高，熔池冷却速度有所下降，晶粒有增大趋势。但由于大部分激光能量直接用于熔化粉末颗粒，基体受热小，且熔覆速度快，熔池尺寸较小，热量累积作用对晶粒尺寸影响并不显著。

a) 25 m/min

b) 35 m/min

c) 45 m/min

图4 不同熔覆速度下熔覆层平均截距

a) 0.25 mm

b) 0.30 mm

c) 0.35 mm

图6 不同熔覆道间距下熔覆层平均截距

在超高速激光熔覆过程中，热输入对晶粒尺寸有直接的影响。为了衡量激光功率、熔覆速度、熔覆道间距对热输入的作用，用单位面积熔覆层所受到的激光辐照能量来衡量，表示为：

E=P/(VH)

(2)

式中，E为能量密度即单位面积熔覆层所受激光辐照能量；P为激光功率；V为熔覆速度；H为熔覆道间距。

对7组对比试验的能量密度E进行计算，结果见表4。对各组试验试样的能量密度E与熔覆层晶粒尺寸进行分析，结果如图7所示。从图7中可以看出，随着能量密度E的增大，晶粒尺寸呈现出增大的趋势，但有所起伏波动。这是因为随着激光功率P增大、熔覆速度V减小、熔覆道间距H减小都会使能量密度E增大，激光束对熔覆层的热输入也随之提高，导致晶粒尺寸增大。但由于各工艺参数对晶粒尺寸的影响程度不同，导致变化趋势有所起伏；通过对比可以看出，增大激光功率使晶粒尺寸增大的效果最为明显，提高熔覆速度可以有效减小晶粒尺寸，熔覆道间距对熔覆层晶粒尺寸的影响则相对较小。晶粒尺寸随着工艺参数的改变有所变化，但熔覆层晶粒仍以等轴晶为主，微观组织的形貌特征未发生明显改变。

表4 对比试验工艺参数与能量密度表

图7 对比试验7组试样不同能量密度下熔覆层平均截距

2.2 熔覆层XRD分析

为确定超高速激光熔覆制备的M2涂层的相组成，对熔覆层进行XRD分析。为制备XRD试样，选择激光功率1 500 W、熔覆速度35 m/min、熔覆道间距0.3 mm参数组合进行3层熔覆，试样测试结果如图8所示。分析图8可知，M2熔覆层的物相主要为α-Fe和γ-Fe，以及少部分的MC和M2C碳化物，与扫描电镜微观形貌一致。传统方法制备的M2高速钢中，主要由Fe基体、MC碳化物和M6C碳化物组成，M2C为只在较高温度存在的亚稳态化合物，在冷却过程中会分解为MC碳化物和M6C碳化物[16-18]。由于超高速激光熔覆过程中冷却速度极快，因此大量M2C碳化物保留下来，并且大量奥氏体也未能完全转化为马氏体，保留到室温。

图8 超高速激光熔覆制备的M2熔覆层的

2.3 显微硬度

材料表面的耐磨性与硬度成正比，提高表面硬度，可减少表面磨损，提高使用寿命[19]。对7组试样熔覆层显微硬度进行测量，图9所示为不同激光功率下熔覆层显微硬度。从图9中可以看出，当激光功率较小时，熔覆层的显微硬度偏低且层中显微硬度波动较大；当激光功率为2 200 W时，熔覆层中显微硬度变化较为平稳，且平均硬度较高。这是因为超高速激光熔覆过程冷却速度极快，晶粒尺寸较为细小，继续减小晶粒尺寸所能起到的细晶强化作用减弱；而当激光功率较小时，冷却速度加快，晶粒细小，奥氏体中富含合金元素，抑制奥氏体向较硬的马氏体转变，碳化物也来不及析出产生沉淀强化，因此平均显微硬度相对较低。在多道搭接过程中，熔覆道搭接处已凝固组织发生重熔，晶粒细化；且熔合线附近晶粒受热长大，基体中溶解的合金元素部分析出，促进残余奥氏体转变，并形成细小弥散的碳化物，致使熔合线附近的显微硬度略高于熔覆道中间部位，因此在熔覆层中存在显微硬度较大波动的现象[20]。

图9 不同激光功率下熔覆层显微硬度

图10所示为不同熔覆速度下熔覆层显微硬度。从图10中可以看出，随着熔覆速度的减小，熔覆层显微硬度明显升高。当熔覆速度为25 m/min时，熔覆层平均显微硬度高于800 HV，且熔覆层中显微硬度波动较小；当熔覆速度为45 mm/min时，晶粒尺寸虽然较小，但显微硬度明显较低，可见细晶强化作用不是影响超高速激光熔覆M2熔覆层显微硬度的主要强化方式。随着扫描速度的降低，晶粒尺寸增长幅度较小，但熔池体积增加，受激光束辐照时间变长，冷却速度有所减小，利于合金元素迁移扩散和晶粒长大，促进奥氏体向马氏体转变和弥散碳化物的形成，沉淀强化作用增强，显微硬度提升明显。

图10 不同熔覆速度下熔覆层显微硬度

图11所示为不同熔覆道间距下熔覆层显微硬度变化。分析图11可知，随着熔覆道间距的增加，熔覆层显微硬度有增大的趋势，但熔覆道间距对熔覆层显微硬度的影响相对较小，且不同熔覆道间距下熔覆层中显微硬度的波动幅度均较大。这是因为超高速激光熔覆过程中，激光束大部分的能量直接作用于熔覆粉末，因此对已凝固熔覆道的影响较小，对已凝固熔覆道中间位置的影响则更小；所以减小熔覆道间距虽然能够提升熔覆层显微硬度，但对显微硬度的提升效果较小，熔覆层中仍存在较大硬度起伏变化。

图11 不同熔覆道间距下熔覆层显微硬度

图12所示为7组试样显微硬度。从图12中可以看出，随着能量密度E的增大，显微硬度有明显的上升趋势，而当激光功率为1 200 W时，熔覆道成形效果较差，出现大量熔合缺陷，难以形成多道搭接，与金属基体的接触减少，因此显微硬度出现不符合上述规律的现象。由于超高速激光熔覆过程熔池冷却速度较快，合金元素来不及迁移扩散，因此奥氏体中存留大量合金元素，对奥氏体起到了强化作用；而且熔覆层晶粒尺寸较为细小，马氏体转变阻力增大，Ms与Mf降低，大量残余奥氏体保留到室温下。随着能密度E的增大，奥氏体中合金元素扩散迁移，并形成强化相，晶粒尺寸有所增大，促进马氏体转变，显微硬度随之提高。

图12 试验7组试样不同能量密度下熔覆层显微硬度

3 结语

通过上述研究可以得出如下结论。

1)超高速激光熔覆制备的M2熔覆层中主要为细小的等轴晶，晶间有细小的碳化物呈网状分布。激光功率较大时，晶粒尺寸增大较明显；熔覆速度越高，晶粒越细小；减小熔覆道间距，晶粒有增大趋势；能量密度增大，晶粒有增大倾向，但各工艺参数对其影响程度不同，激光功率对其影响最大。

2)超高速激光熔覆冷却速度较快，M2熔覆层中以α-Fe为主，但含有大量残余奥氏体，碳化物含量较少，主要为亚稳态的M2C以及少部分的MC，晶界碳化物偏析较弱。

3)熔覆层显微硬度受工艺参数影响较大。激光功率较大时，熔覆层硬度增大，且层中硬度分布均匀，波动变化较小；随着熔覆速度的减小，熔覆层显微硬度明显提升；当熔覆道间距增大时，熔覆层显微硬度呈现下降趋势；随着能量密度的增大，熔覆层显微硬度呈现明显的上升趋势；但当能量密度较低时，熔覆层成形较差，难以形成较好的多道搭接。