AlSi7Mg鋁合金表面激光熔覆WC增強鎳基合金熔覆層的組織與性能

吳孝泉，堯登燦，張道達，閆 洪，胡 志

(1.江西省機械科學研究所，南昌 330002；2.南昌大學機電工程學院，南昌 330031；3.江西制造職業技術學院，南昌 330038)

0 引 言

鋁合金具有密度低、比強度高等優點，廣泛應用于航空、航天和汽車等工業，但是耐磨性和高溫耐腐蝕性差等不足限制了其在惡劣工況中的應用[1-3]。由于磨損、腐蝕等失效通常始于材料表面，通過對鋁合金材料進行表面改性，可以在保留鋁合金基體原有優異性能的同時提高其表面耐磨性及耐腐蝕性，從而延長其使用壽命、節約成本[4-6]。

傳統的表面改性技術包括陽極氧化、電鍍和化學鍍等；這些傳統技術會產生廢水和廢氣，資源消耗量大，并且制備的涂層與基體結合不緊密，厚度不均勻或太薄，在改善耐磨性及耐腐蝕性方面效果較差。激光熔覆技術是指利用激光輻照熔覆材料和基體，使二者之間形成冶金結合的一種表面改性技術；該技術具有綠色環保、易于操控、稀釋率低、工件變形量小、熔覆層厚度可控等特點，近些年在航空、航天和汽車等工業中得到了廣泛研究與應用[7-9]。

鎳合金具有良好的高溫性能以及優異的耐腐蝕性能；在鎳合金粉末中加入硼、硅、鐵、碳等粉末，可以降低鎳合金粉末的熔點，形成一種自熔性熔覆材料。為了進一步提升鎳基合金熔覆層的性能，研究人員還在熔覆層中引入了具有良好耐磨、耐腐蝕及耐高溫等性能的陶瓷增強相[10-11]；常用的陶瓷增強材料有SiC、Al2O3、B4C、TiC和WC等。相比于原位生成增強相，外加增強顆粒的尺寸大，在合適的熔覆工藝下能夠制備得到更高硬度、更優耐磨性能的熔覆層。作者在鎳基合金粉中添加WC顆粒，利用激光熔覆同步送粉法在AlSi7Mg鋁合金表面制備WC增強鎳基合金熔覆層，研究了熔覆層的宏觀形貌、顯微組織、稀釋率和硬度，為鋁合金表面激光熔覆提供部分理論依據及實踐參考。

1 試樣制備與試驗方法

熔覆材料為自熔性鎳基合金粉末，由中國冶金研究總院提供，化學成分(質量分數/%)為18Cr，8.0Fe，4.0Si，3.2B，0.6C，余Ni；微觀形貌見圖1，粉末顆粒粒徑在45～106 μm，熔點在9601 040 ℃。增強材料為WC顆粒，由中國冶金研究總院提供，粒徑在40～75 μm。

圖1 自熔性鎳基合金粉末的微觀形貌Fig.1 Micromorphology of self-fluxing Ni-based alloy powder

基體材料為東莞市盤鑫金屬材料有限公司生產的AlSi7Mg鋁合金，化學成分見表1(RE為稀土元素)。在AlSi7Mg鋁合金上切割出尺寸為100 mm×50 mm×12 mm的試樣，用400#砂紙打磨后，在乙醇中超聲波清洗15 min，待用。

表1 AlSi7Mg鋁合金的化學成分(質量分數)

采用激光波長為1 064 nm的JHL-GX-2000型Nd…YAG全固態光纖耦合輸出激光器在基體試樣表面制備激光熔覆層，熔覆材料為添加質量分數30%WC的自熔性鎳基合金粉末。先改變激光掃描速度進行單道熔覆試驗，激光功率為1.2 kW，激光光斑直徑為1.5 mm，保護氣體氬氣流量為25 L·min-1，采用自動送粉法，送粉氣體為N2，送粉率為5 g·s-1，激光掃描速度分別為3.3，4.6，6.0 mm·s-1。

根據單道熔覆試驗，選取掃描速度為4.6 mm·s-1進行多道熔覆試驗，激光光斑直徑為1.0 mm，搭接率為20%，偏移角為30°，共熔覆5道，熔覆1層，其他參數與單道熔覆試驗相同。

采用Nikon MA-200型光學顯微鏡(OM)和Quanta-200型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察熔覆層橫截面宏觀形貌，分別采用SEM的電子背散射衍射(EBSD)成像和二次電子(SE)成像模式觀察熔覆層不同位置的微觀形貌。單道熔覆層截面形狀如圖2所示，利用幾何測量法測定截面幾何尺寸，計算稀釋率，計算公式[11]為

圖2 單道熔覆層截面形狀示意Fig.2 Diagram of cross-section shape of single-track layer

(1)

式中：r為稀釋率;h為熔覆層高度；t為基體熔深。

使用DB Advance型X射線衍射儀(XRD)對熔覆層進行物相分析。采用Viwtorinox HXS-1000A型顯微硬度計測試熔覆層硬度，載荷為1.961 N，加載時間為15 s，在熔覆層截面上從表面到底部每隔100 μm取點測試，相同深度測3個點取平均值。

2 試驗結果與討論

2.1 單道熔覆層截面形貌

根據熔覆層的溫度梯度及晶粒不同生長形式，可將熔覆層劃分為A，B，C等3個區域，如圖3所示。A區域為熔覆層頂層區域，該層具有高的過冷度，晶粒較細??；此區域為細晶區。B區域為熔覆層中心區域，為最后冷卻區域，晶粒生長時間長，過冷度小，并且因受熔池內部對流的影響，晶粒以等軸晶為主；此區域為等軸晶區。C區域為熔覆層和基體的分界區，包括過渡區及熱影響區，該區域內晶粒生長具有明顯的方向性，以柱狀晶為主；此區域為柱狀晶區。

圖3 熔覆層分區示意Fig.3 Diagram of cladding layer partition

由圖4可以看出，WC顆粒嵌在熔覆層中，熔覆層與過渡區分界線呈弧形，形成了冶金結合界面。當掃描速度為3.3 mm·s-1時，激光輻照時間長，熔池受熱時間長，溫度梯度大，熱應力大，因此熔覆層中出現明顯的裂紋及氣孔；WC顆粒主要分布在等軸晶區(B區域)和柱狀晶區(C區域)的分界面上。當掃描速度增加到4.6 mm·s-1時，熔覆層中的氣孔幾乎消失，裂紋也得到了一定程度的抑制，這是因為掃描速度的增大縮短了激光輻照時間，熔池受熱時間短，溫度梯度小，熱應力?。籛C顆粒仍主要分布在等軸晶區和柱狀晶區的分界面上，并出現聚集現象。當掃描速度提高到6.0 mm·s-1時，熔覆層中沒有明顯的氣孔與裂紋，但熔覆層邊緣不平整，表面粗糙,寬度明顯變小，柱狀晶區增大。這主要是因為掃描速度較高導致激光輻照時間過短，粉體吸熱量小而未充分熔化，部分固態金屬粉體被載粉氣體或保護氣體吹散。

圖4 不同掃描速度下單道激光熔覆層橫截面宏觀形貌Fig.4 Macromorphology of cross-section of single-track laser cladding layer at different scanning speeds

激光熔覆加工時熔池尺寸小，液態金屬對流主要由表面張力與重力決定。表面張力與液態金屬黏度相關，且遵從Marangoni效應[12]。熔覆材料和基體在黏度、表面張力之間存在差異，根據Marangoni效應，滲透效應將在熔體對流中起到主要作用；此外，由于WC顆粒的密度(16.5 g·cm-3)遠高于黏結金屬鎳(7.53 g·cm-3)的，WC顆粒的重力也將在熔池對流中起到主要作用。這種混合熔體對流模型如圖5所示：凝固初期，WC顆粒移動較慢，移動范圍有限，凝固前沿對WC顆粒會發生選擇式捕獲；隨著凝固的進行，捕捉到的WC顆粒越來越多，大部分WC顆粒因重力作用下沉，分布在熔覆層與基體分界區上方，熔覆層頂層只存在極少量來不及下沉的WC顆粒。綜上，熔覆層中大部分WC顆粒聚積在等軸晶區和柱狀晶區的分界面上，少量在細晶區，細晶區的WC顆粒是在熔池表層開始凝固時被捕獲的。

圖5 在鋁合金表面激光熔覆WC+鎳基合金粉末所得熔池的對流模型Fig.5 Convection model of molten pool formed by laser cladding WC and Ni-based alloy powder on aluminum alloy surface: (a) formation ofmolten pool; (b) initial solidification of molten pool; (c) mid solidification of molten pool and (d) complete solidification of molten pool

2.2 多道熔覆層橫截面形貌

通常熔覆層分為熔覆區、過渡區和熱影響區[11]。由圖6可以看出，大量亮白色球狀WC顆粒分布在熔覆區與過渡區的界面處。如前所述，這主要是由Marangoni效應和WC顆粒重力的共同作用導致的。熔覆層的搭接處出現了裂紋，是由于搭接處熔覆層較薄，在左右兩道熔覆層的熱應力作用下被拉裂而形成的。熔覆層底部過渡區出現氣孔，主要是由于熔覆層底部發生了冶金反應產生氣體或保護氣體在加工過程中被卷入熔體，生成或卷入的氣體未能及時排出而形成的。

圖6 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm、搭接率20%條件下5道次激光熔覆層的截面形貌Fig.6 Cross-section micromorphology of 5-track laser cladding layers at scanning speed of 4.6 mm·s-1,spot diameter of 1.5 mm and overlap of 20%

2.3 熔覆層的稀釋率

激光熔覆工藝的目標是在不改變基體性能的前提下提高基體材料的表面性能，為此應在保證界面冶金結合的前提下，盡可能減小稀釋率。由表2可以看出：除了第5道外，后1道次基體熔深和熔覆高度均高于前1道次，稀釋率則低于前1道次的，總體上第2～4道熔覆層的稀釋率變化幅度不大。第1道和第5道的基體熔深大于熔覆層高度，稀釋率比第2～4道次的升高了約10%。主要原因是在第1道熔覆時，基體材料處于室溫，激光吸收率相對較低，熔覆材料與基體材料均由于受熱不足而未充分熔化，基體熔深和熔覆層高度均較小，稀釋率偏高；第5道熔覆時基體溫度升高，激光吸收率增強，同時熔覆層冷卻速率快，因此基體熔深較深，熔覆層高度較小，稀釋率偏高。

表2 5道次激光熔覆層的截面尺寸和稀釋率

2.4 熔覆層微觀形貌和物相組成

在大溫度梯度、Marangoni效應、元素擴散以及WC顆粒重力等多重因素的共同作用下，熔覆層凝固組織及化學成分呈梯度變化。由圖7可以看出,熔覆層頂部由白色細小顆粒和黑色基體組成，基體組織致密，白色顆粒分布均勻。熔覆層頂部溫度梯度大，形核率高，易形成分布均勻的細小基體組織，并伴隨著極少量的白色WC顆粒。熔覆層中部存在亮白色球狀WC顆粒以及長針狀、雪花狀枝晶，在WC顆粒邊緣存在垂直于WC顆粒邊界生長的亮白色棒狀晶粒。棒狀晶粒是由于WC顆粒與熔體間形成了溫度梯度，熔體在WC顆粒邊緣定向凝固而形成的[13]。長針狀晶粒是由于鎢和碳原子的化學親和力不如鎳、鉻、鐵和碳原子的強，在高溫下鎳、鉻、鐵替換一部分鎢和碳原子結合生成的碳化物。

圖7 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm下激光熔覆層不同位置的微觀形貌Fig.7 Micromorphology at different positions of laser cladding layer at scanning speed of 4.6 mm·s-1 and spot diameter of 1.0 mm:(a) EBSD morphology at top of layer; (b) EBSD morphology in middle of layer and (c) SE morphology at bottom of layer

棒狀晶粒中一部分是熔體中WC溶解并與周圍鉻、鐵、鎳等元素反應生成的低熔點金屬化合物；另一部分是元素溶解于熔體形成過飽和熔體，在凝固中析出的長針狀及雪花狀枝晶。熔覆層中部的WC顆粒還出現了裂紋，裂紋僅在該顆粒內部擴展，未在熔覆層基體中出現。因此可認定，該裂紋主要是由于鎳基熔覆材料與WC顆粒材料的熱膨脹系數存在差異而導致的。在熔體凝固時，WC顆粒承受拉應力而發生破裂。熔覆層底部的過渡區和熱影響區主要由粗大的柱狀晶組成，晶粒向熔覆中心生長。

由表3可以看出：在熔覆層中，位置16都存在鋁、鎳、鉻、鐵元素，說明熔體發生了對流；鎢元素出現在WC顆粒以外的熔體或相(位置1，3，4)中，說明WC顆粒在高溫條件下發生了一定程度的溶解，鎢元素擴散到熔體中；熔覆層頂部亮白顆粒(位置1)主要由碳、鎳、鎢和鉻組成，結合XRD結果(見圖8)，可認定在熔覆層中生成了M7C3、M23C6等碳化物；熔覆層頂部基體(位置2)除了存在鎳基合金本身含有的碳、鎳、鉻、鐵、硅等元素外，還出現了鋁、鎢元素，這些元素固溶于鎳中形成固溶體；熔覆層中部魚骨狀枝晶(位置3)主要由碳、鉻、鎳、鎢、鋁等元素組成，根據文獻[14]并結合XRD結果(見圖8)，推測其為(Cr，Ni，Fe)23C6碳化物，具有立方晶體結構；熔覆層中部花瓣狀枝晶(位置4)的成分與魚骨狀枝晶類似，應是溶解了碳、鉻、鎢、鐵等元素形成的過飽和熔體在凝固時析出的碳化物；熔覆層底部柱狀晶(位置5)的主要成分為鋁，下部塊狀晶(位置6)的主要成分為鎳和碳，說明在Marangoni效應下產生的熔體對流[15]使得大塊Ni-C相從熔體頂部運動到底部。鋁合金基體(位置7)的主要成分為鋁，鋁中固溶了少量碳和鎳元素。

表3 熔覆層不同位置(見圖7)的EDS分析結果(原子分數)

圖8 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm條件下激光熔覆層的XRD譜Fig.8 XRD pattern of laser cladding layer at scanning speed of4.6 mm·s-1 and spot diameter of 1.5 mm

2.5 硬度分布

由圖9可以看出：基體上各道熔覆層由表及里的顯微硬度都呈現臺階式下降趨勢，第1道與第5道熔覆層較薄；各道熔覆層的顯微硬度差異不大，均達1 100 HV以上，遠高于鋁合金基體的(75～80 HV)。

圖9 在掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm條件下激光熔覆層橫截面顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution on cross-section of laser claddinglayer at scanning speed of 4.6 mm·s-1 and spot diameter of 1.0 mm

3 結 論

(1) 在激光功率1.2 kW、光斑直徑1.5 mm條件下，隨著掃描速度從3.3 mm·s-1增至6.0 mm·s-1，WC增強鎳基合金單道熔覆層的氣孔和裂紋變少，WC顆粒主要分布于熔覆區與過渡區界面處。

(2) 在激光功率1.2 kW、掃描速度4.6 mm·s-1、光斑直徑1.0 mm、搭接率20%條件下，多道熔覆層中WC顆粒主要分布在熔覆區與過渡區界面處，裂紋、氣孔分別分布在搭接處和熔覆層底部；多道熔覆時，第1道熔覆層及最后1道熔覆層的稀釋率比第2～4道的高約10%；WC增強鎳基合金熔覆層中生成AlNi、Al3Ni、M7C3、M23C3等相，其平均稀釋率約45%，顯微硬度約1 100 HV。