TiB2對Ni60激光熔覆層組織與顯微硬度的影響

楊曉倩，李亞江，馬群雙，王娟

（山東大學材料液固結構演變及加工教育部重點實驗室，山東濟南 250061）

0 前言

磨損、腐蝕等造成工程構件的失效通常發生在表面，激光熔覆技術不僅可以在基體上制備耐磨、耐蝕、耐高溫氧化等特殊性能的表層，提高關鍵部件的表面性能；還適于局部磨損、氧化等零件的修復，節約材料、降低成本。與傳統化學熱處理（滲氮、滲碳）、電鍍、堆焊等表面改性技術相比，激光熔覆具有熔覆層晶粒細小、結構致密及熱輸入量小、稀釋率低、適合熔覆材料種類多等優點，目前在航空航天、石油化工、模具等行業成為研究的熱點[1-2]。

激光熔覆金屬/陶瓷技術可以將金屬的強韌性與陶瓷的高硬度、高耐磨性等相結合形成復合材料，使基體表層獲得耐磨、耐蝕等特殊性能，延長使用壽命，尤其適于惡劣工況下作業的構件[3-4]。

Ni基合金具有良好的耐蝕性、高溫自潤滑作用、潤濕性及經濟性，在熔覆材料中應用最廣。TiB2陶瓷顆粒的高熔點、高硬度及良好的熱穩定性等可以顯著增強熔覆層的性能，因此TiB2作為耐磨硬質相顆粒受到人們的關注[5]。

本文分別以Ni60合金粉末和Ni60與TiB2的混合粉末作為熔敷材料，采用激光熔覆技術在Q550鋼基體表面進行熔敷試驗。分析Ni60合金粉末及不同質量分數的TiB2與Ni60混合粉末對熔覆層組織及顯微硬度的影響。試驗結果為制備激光熔覆金屬/陶瓷復合層，提供了一定的試驗及理論依據。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

將Q550基材加工成30 mm×10 mm×10 mm的試樣，熔敷前對待熔覆表面（30 mm×10 mm）進行打磨和清洗，去除鐵銹及油污。熔覆粉末分別是單一Ni60粉末及質量分數為5%、15%、25% TiB2顆粒與Ni60的混合粉末，熔覆前在混粉機中均勻混合2 h，然后放于烘箱中去除粉末中的水分。

Q550鋼及Ni60合金粉末的化學成分如表1所示，TiB2純度為99.9%，粉末粒度為250～300目。

表1 Q550鋼及Ni60合金粉末的化學成分（質量分數，%）

1.2 試驗方法

熔覆試驗采用Laserline LDF4000-100型光纖激光器設備，在Q550試樣的30 mm×10 mm面積上進行單道單層激光熔覆。熔覆工藝參數：圓形光斑直徑5 mm，激光功率3.2 kW，熔覆速度3 mm/s。單一Ni60粉末直接預置在基體表面，混合粉末用Na2SiO3水玻璃將粉末預置在基體表面，預置厚度均為1.0 mm。熔覆后，沿熔覆層厚度方向切取金相試樣，經磨制拋光腐蝕后在XJP-6A金相顯微鏡下觀察熔敷試樣的組織特征。采用DHV-1000型顯微硬度計測量熔覆層的顯微硬度，選用載荷1.96 N，加載時間10 s，顯微硬度測試點間距為0.2 mm。由圖1腐蝕宏觀形貌圖知，采用單一Ni60粉末制備的熔覆層表面成形美觀，而添加TiB2顆粒后的熔覆層表面較粗糙。隨著TiB2顆粒質量分數的增加，熔敷層的熔深（H）增加，熔寬（W）減少。

圖1 四種粉末激光熔覆的截面形貌圖

2 試驗結果及分析

2.1 Ni60熔覆層組織特征

圖2分別是母材、熔覆層界面及中部的金相顯微組織圖。金相檢驗未發現氣孔、裂紋等缺陷。在熔覆層與熱影響區的界面有一條明顯的白亮帶，標志熔覆層與基體形成了良好的冶金結合[6]。凝固開始時，由于基體溫度較低，熔池的溫度梯度很大，與實際結晶溫度線相差較遠，無成分過冷現象。此時凝固釋放的熱量大部分向界面后的基體散去，使結晶界面緩慢向液相中推進，形成一條由平面晶構成的白亮帶。結合區母材晶粒處于半熔化狀態，平面晶組織以半熔化的晶粒表面作為形核面，聯生生長。

靠近結合區晶粒的生長具有明顯的方向性，垂直于結合區向熔覆區生長，如圖2b所示。在激光熔覆過程中，傳熱效果好的基體是熱量快速散失的主要通道，晶粒在垂直于界面方向上的生長速度最快，因此沿著最大溫度梯度方向朝熔覆層內部生長[6]。隨著凝固過程繼續進行，熔覆層內部溫度梯度逐漸減小，晶粒的生長方向性減弱。如圖2c所示，熔覆層中生成大量的共晶組織，形態趨于樹枝狀或條狀。

圖2 Ni60粉末制備的熔覆層顯微組織

2.2 Ni60+TiB2復合熔覆層顯微組織

圖3是Ni60+5%TiB2混合粉末制備的熔覆層不同區域的顯微組織圖。與熔覆Ni60合金粉末時相似，在熔覆層與熱影響區的界面存在白亮帶，但結晶形態不同。從結合區到熔覆表層依次為平面晶、胞狀晶或樹枝晶和等軸晶，如圖3a所示。根據快速凝固理論[7]，熔覆層的結晶形態與成分過冷有關，取決于凝固過程中的溫度梯度和結晶速度。平面晶的形成過程與熔覆Ni60粉末時相同，凝固開始時沒有成分過冷，結晶逐步推移，晶粒長大受到限制，形成界面平齊的形態。

隨著液固界面向前推移及熱量的累積，溫度梯度變小，結晶速度增大，平面晶凝固時偏析的溶質原子在固液界面前沿富集，出現成分過冷，使平面晶界面不再穩定。如圖3b所示，部分凸起發生優勢生長，伸進過冷液相中，形成凹凸界面，并以胞狀晶形態生長。隨著溫度梯度的繼續減小，成分過冷區將進一步增大，平面晶前沿的凸起繼續伸入，最終形成長條樹狀晶形態，如圖3c所示。

熔池上部與空氣接觸，熱量向各個方向快速散失。凝固末期，熔池溫度梯度顯著減小，存在很寬的成分過冷區。另外，TiB2強化相在激光的直接作用下溶解較多，形成大量形核質點，新晶粒將自由生長形成等軸晶，如圖3d所示。已有研究表明，熔覆層內定向結晶生成粗大枝晶的晶間會富集雜質，形成薄弱區域，而均勻的等軸晶組織能顯著消除成分偏析，使熔覆層不致在載荷作用下太早開裂而失效[8]。

圖4是Ni60與質量分數分別為5%、15%和25%TiB2混合粉末制備的熔敷層界面組織圖。隨著TiB2含量的增加，從樹枝晶主干向橫向伸出的細密二次軸數量增多，組織細化，如圖4c所示。首先，當TiB2添加量較高時，樹枝晶主干的生長向固液界面前沿析出大量溶質原子，在橫向上產生成分過冷，從而在枝晶主干上伸出二次軸。其次，未溶解的TiB2顆粒造成枝晶間的碎化，碎化的枝晶尖端通過熔池對流作用又可作為結晶凝固的核心繼續形核長大[9]。

圖3 Ni60+5% TiB2粉末制備的熔覆層顯微組織

添加15% TiB2硬質相顆粒時，熔覆層中分布著粗大的長條狀組織，在其周圍有許多細小的晶胞，如圖4b所示；添加25% TiB2顆粒時，未觀察到粗大的長條組織，二次軸數量較多，如圖4c所示。由于激光熔覆是一個快速加熱、凝固的過程，在高溫熔池中TiB2顆粒會發生分解或溶解，TiB2顆粒分解或溶解的區域合金元素濃度較高，較其它地方更容易提供形核需要的成分起伏，導致形核的質點增加，抑制了長條狀的生長，有利于熔覆層組織的細化。

圖4 TiB2含量對熔覆層界面顯微組織的影響

圖5 TiB2含量對熔覆層顯微組織的影響

在熔覆層靠近結合界面區觀察到黑色條狀帶，添加25% TiB2時黑色條狀帶所占區域更大，如圖5a、5b所示。這可能是由于添加的高熔點、高硬度的TiB2顆粒較多，不能完全溶解，造成該區域形核質點增多，呈現出組織的不均勻性。由圖5b黑色選區的放大圖5c知，在條狀帶邊緣繼續生長為條狀枝晶。由于TiB2陶瓷相與Ni60之間存在較大的熱物理性能差異，TiB2密度大且熔點比Ni60高，在熔覆過程中，TiB2顆粒有界面沉積的傾向，殘留未溶解的TiB2在重力作用下發生積聚，即在熔覆層靠近結合界面處演變成圖5形態。

2.3 熔覆粉末對熔敷層顯微硬度的影響

圖6 熔覆粉末對顯微硬度的影響

由圖6a熔敷層顯微硬度分布曲線知，Ni60粉末制備的熔覆層硬度沿熔覆層方向呈階梯狀遞減，熔覆層最高硬度值為526HV0.2，比基材（約220HV0.2）提高了2倍。Ni基熔覆層硬度的提高，與組織特征及其所含的物相相關。Ni60熔覆層組織呈條狀分布且均勻致密，在受到外力時，組織之間相互協調，提高變形抗力，從而提高了顯微硬度值。其次，Ni60合金粉末中含有較多的Cr、B等元素。已研究表明，Cr在Ni基合金中能提高原子間的結合力，產生固溶強化的效果；B元素能夠起到晶界強化的作用[10]。

對比圖6添加不同質量分數TiB2顆粒的熔敷層顯微硬度曲線知，單一Ni60粉末制備的熔敷層的熔深最小，約2.5 mm；添加TiB2顆粒的熔深在4 mm左右。熱影響區寬度較窄，約0.5 mm，且熱影響區的顯微硬度值與基體接近。熔覆層與熱影響區界面的顯微硬度突然上升。已有研究表明該位置在高能束激光作用下會發生激光淬火，存在馬氏體轉變[8]。熔敷層表面顯微硬度的下降是由于激光束能量高，易造成合金元素的燒損、揮發以及雜質表面上浮等。另外，Ni60+5% TiB2混合粉末制備的熔敷層顯微硬度值最高達644HV0.2，比基材提高了近3倍。添加15% TiB2顆粒的熔敷層整體顯微硬度較高；比例增至25%時熔覆層硬度曲線存在較大波動，是由于添加的TiB2硬質相過多造成聚集現象，熔覆層出現組織梯度，不均勻造成的。

熔覆層顯微硬度的提高主要有三個方面：一是激光熔覆的冷卻速度很快，組織細小起到細晶強化的作用；二是熔敷過程中TiB2顆粒分解形成的物質，能夠固溶于Ni基中產生固溶強化及B元素的晶界強化效果；三是未溶解的TiB2存在彌散強化效果。當TiB2添加比例較低時，主要是析出的碳化物及固溶強化作用；添加比例較高時，未溶解、殘留TiB2的彌散效果增強。盡管添加TiB2顆粒能夠促進二次軸的生成，組織細化，但添加比例較高時，由于TiB2硬質相的聚集，內應力增加，反而不利于材料表面的強化。

3 結論

（1）采用光纖激光熔覆技術，在Q550鋼表面制備了TiB2增強Ni基復合熔覆層，熔覆層與基體冶金結合良好，未發現裂紋和氣孔等缺陷。

（2）單一Ni60合金粉末熔覆時，結晶形態趨于樹枝狀或條狀形態，組織致密；添加TiB2陶瓷顆粒后，從結合區到表層依次為平面晶、胞狀晶或樹枝晶和等軸晶等形態。隨著混合粉末中TiB2質量分數的增加，由樹枝晶主干向橫向伸出的細密二次軸數量增多，組織得到細化。

（3）4種粉末制備的熔覆層顯微硬度大致沿熔覆層方向呈階梯狀遞減趨勢。Ni60+5%TiB2混合粉末制備的熔敷層顯微硬度值最高達644HV0.2，比基材提高了近3倍。添加15%TiB2顆粒的熔敷層整體顯微硬度較高；比例增至25%時熔覆層內由于TiB2硬質相過多發生聚集現象，顯微硬度值較低。

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