Ni/Wc粉末單道熔覆層宏觀形貌的實驗研究

孫文強，張德強，陳 翔，薛玉斌

（1.遼寧工業大學工程訓練中心，遼寧 錦州 121001；2.遼寧工業大學機械工程與自動化學院，遼寧 錦州 121001；3.萬得汽車集團有限公司，遼寧 錦州 121000）

1 引言

Cr12MoV具有良好的淬透性、耐磨性和硬度高等特點，被廣泛應用于耐磨性要求高、承受較大沖擊負荷的冷作模具的凸、凹模中。然而模具在正常工作中，不僅受到力與熱的沖擊，而且工作表面與坯料間還存在嚴重的摩擦，所以磨損失效是Cr12MoV冷作模具鋼的主要失效類型，失效比例占到總失效數80%。當模具失效后，通常采用焊接等簡單的方法修復或直接報廢，造成嚴重的資源浪費。激光熔覆技術是20世紀新型的再造技術之一，具有基體熱變形小、結合強度高、可控性強等優勢，為冷沖模具制造和修復技術提供了新的手段[1]。

根據冷沖模具所需要的韌性、抗疲勞強度、較高的耐磨和硬度的性能要求。選擇具有良好的潤濕性、耐磨性及耐腐蝕性的鎳基粉末混合具有良好的硬度和耐磨性的碳化鎢粉末，作為冷沖模具刃口修復的材料可以有效地提到模具刃口表面綜合能，延長模具的使用壽命[2-4]。

2 實驗材料與方法

2.1 實驗材料

基體材料為經過熱處理的Cr12MoV鋼（將基體加熱至920℃滲碳處理，空冷至700℃左右后加熱至800℃左右淬火處理）。基體用線切割加工成規格為（35×25×10）mm的矩形塊，熔覆粉末為科金焊接材料有限公司生產的Ni/WC合金粉末。粉末使用前需在干燥箱內進行100℃烘干1h的預制處理，基體在實驗前需將表面用金相砂紙打磨。

2.2 實驗設備

實驗設備為IPG光纖激光器YLR-3000激光器，額定功率為3kW；執行機構為6 軸KUKA 機器人KR30H 配備國產FHPF-20型無攪拌型同步送粉器。

2.3 試驗設計

為研究主要工藝參數對熔覆層橫截面的幾何形貌的影響，根據前期實驗經驗，將噴頭移動到距基材表面16mm（此時離焦量為5mm，光斑直徑約為2mm），同時加載N2保護氣體，氣壓設定為0.3MPa，載氣流量設定為600L/h。選取激光功率、掃描速度和送粉電壓的變化范圍分別是（600～1500）W，（1.0～4.0）mm/s，（6～12）V。在保證實驗效果的前提下減少試驗次數，設計出3因素4水平的16次正交實驗方案（L16（45））。

3 實驗結果分析與討論

3.1 實驗結果

熔覆后利用線切割將試件沿垂直于掃描方向切開熔覆試件。為便于觀測，將切割后的截面進行拋光打磨、化學腐蝕后用蔡司高級金相組織顯微鏡對熔覆層進行宏觀形貌測量，測量方式，如圖1所示。實驗設計與結果，如表1所示。

圖1 熔覆層橫截面積幾何形貌的尺寸參數Fig.1 Size Parameters of Coss-Section of the Single-Path Grometrical Morphology of Cladding Layer

根據表1中工藝參數和上述實驗方案，得到各熔覆層宏觀形貌和截面幾何相貌，如圖2所示。

表1 正交實驗表和結果Tab.1 Orthogonal Test Table and Experimental Result

圖2 不同工藝參數下的熔覆層宏觀形貌和橫截面幾何形貌Fig.2 Appearance Morphology and Coss-Section of the Single-Path Grometrical Morphology of Cladding Layer for Different Process Parameters

3.2 熔覆層橫截面形貌與金相組織分析

激光熔覆的熔覆層形成時所需要的激光輸入能量不應采用單一參數，需要以激光能量密度去衡量。其數值計算公式為：

式中：E—激光能量密度；

P—激光功率；

D—激光光斑直徑；

f—掃描速度。

根據激光熔覆的特點，單位面積內熔覆的合金粉末的質量不應選用單一的參數，需要以粉末面密度去衡量。其數值計算式為：

式中：Ψ—粉末面密度；

V—送粉量；

D—激光光斑直徑；

f—掃描速度。

（送粉電壓與送粉量對照關系：6V～5g/min、7V～6g/min、8V～7g/min、9V～8g/min、10V～9g/min、11V～10g/min、12V～12g/min）。

由圖2可以看出熔覆層橫截面大致分為凹陷型（A）、雙月牙形（B）和凸起型（C）三種形貌，如圖3所示。

圖3熔覆層的橫截面宏觀形貌Fig.3 Cross-Section Macroscopic Appearance of Cladding Layer

就激光修復而言，熔覆層的宏觀形貌是評價熔覆層質量的重要指標，不僅需要一定的熔池深度來獲得良好的冶金結合性而且還需要具有一定的可加工余量便于二次加工[5]。圖3中的熔覆層形貌為凹陷型，形成的主要的原因是單位面積內熔覆的合金粉末的質量（粉末面密度）較低，熔覆粉末未能連續的進入熔池，造成熔池內沒有填入足夠的熔覆材料，致使高能激光光束直接作用在基體表面，激光熔覆后只能看到基體表面的熔痕和顆粒狀粉末而不能形成有效的熔覆層。圖3 的熔池形貌為凸起型，形成的主要原因是由于金屬粉末和基體融化所需能量不同，當單位面積內熔覆的合金粉末的質量（粉末面密度）較大且激光能量密度過低。激光通過金屬粉末后，剩余的激光能量只能融化金屬粉末而不能融化基體時就會出現凸起現象，這種情況主要是由于粉末面密度過大會對激光管束產生遮蔽效果，致使基體不能形成有效的熔池。

分別取代表三種形貌的（9、14、6）組熔覆層中部位置和熔覆層與基體結合處位置進行金相組織情況對比分析，如圖4 所示。

圖4（A）中激光能量密度過大，粉末面密度相對較少導致粉末吸收的能量過多。可以明顯看到粗大的胞狀晶，這種胞狀晶是基體與粉末融化后所凝固得到的組織。這是由于激光能量過大且凝固速率過快，導致低共晶體減少，胞狀晶逐漸增大。這種金相組織形貌含碳量較低，熔覆層硬度不足。在結合處明顯看出熔合區域較深，對基體損害較大。圖4（B）激光能量密度與粉末面密度比例適中，粉末吸收能量融化后析出雙相體，晶胞尺寸大小均勻，熔覆層中部及以上的位置以等軸晶為主，中部靠下接近融合區域位置以柱狀樹枝晶為主，這是由于熔覆層由底部到頂部溫度梯度逐漸減少，凝固速度逐漸增加，成分過冷程度逐漸增加所致[6]。熔覆層中含有WC硬質相并成彌散分布，是理想的金相組織形貌。結合處的熔合區域深度適中，具有較好的冶金結合性。圖4（C）中由于送分量過大、激光能量相對較小，粉末吸收激光能量不足，出現部分WC不熔現象。這種金相組織形貌硬度大小分布不均。在結合處并無明顯的熔合區域，熔覆層和基體涇渭分明，不具有冶金結合性。

圖4 熔覆層截面中部及結合區域的金相圖Fig.4 Metallographic Diagram of Middle Region and Bonding Region of Cladding Layer

圖4（A）中激光能量密度過大，粉末面密度相對較少導致粉末吸收的能量過多。可以明顯看到粗大的胞狀晶，這種胞狀晶是基體與粉末融化后所凝固得到的組織。這是由于激光能量過大且凝固速率過快，導致低共晶體減少，胞狀晶逐漸增大。這種金相組織形貌含碳量較低，熔覆層硬度不足。在結合處明顯看出熔合區域較深，對基體損害較大。圖4（B）激光能量密度與粉末面密度比例適中，粉末吸收能量融化后析出雙相體，晶胞尺寸大小均勻，熔覆層中部及以上的位置以等軸晶為主，中部靠下接近融合區域位置以柱狀樹枝晶為主，這是由于熔覆層由底部到頂部溫度梯度逐漸減少，凝固速度逐漸增加，成分過冷程度逐漸增加所致[6]。熔覆層中含有WC硬質相并成彌散分布，是理想的金相組織形貌。結合處的熔合區域深度適中，具有較好的冶金結合性。圖4（C）中由于送分量過大、激光能量相對較小，粉末吸收激光能量不足，出現部分WC不熔現象。這種金相組織形貌硬度大小分布不均。在結合處并無明顯的熔合區域，熔覆層和基體涇渭分明，不具有冶金結合性。

綜上所述，將正交實驗表格1中的工藝參數組對照圖3的截面宏觀形貌進行分類：類型A（1、3、4、5、9、13），類型B（2、7、10、14、15），類型C（6、8、11、12、16）。以激光能量密度和粉末面密度作為評估指標。不難發現當激光能量密度在（100～300）J/mm2且粉末面密度在（50～150）g/mm2的區間內，激光能量密度與粉末面密度的比值達到（1.5～2.0）之間時，就可以得到宏觀形貌較好的單道熔覆層（類型B）。

3.3 工藝參數對評價指標影響程度分析

以熔覆層寬度和高度的比值W/H、熔覆層極限厚度H/r和稀釋率η=h/H+h作為評價指標對雙月牙形熔覆層進行評價。主要原因為熔覆層寬度和高度的比值是評價平整度的指標，對多道多層熔覆搭接性具有重要影響。熔覆層高度和激光半徑比可作為判斷熔覆層是否出現孔洞的重要指標。有相關研究表明熔覆層的稀釋率是表示基體材料在熔覆層中的擴散程度，稀釋率的大小直接影響熔覆層的冶金結合性能[7-9]，如表2所示。

表2 工藝參數和評價指標Tab.2 Technological Parameter and Test Results Evaluation Index

結合表2工藝參數和評價指標，繪制出效應曲線圖，如圖5所示。

圖5 工藝參數與評價指標效應曲線圖Fig.5 Evaluating Indicators and Technological Parameter Trend Chart

圖5中，寬高比（γ）、極限厚度（δ）和稀釋率（η）隨工藝參數的改變發生不同程度的變化。由于實驗中存在誤差，尚需使用方差分析法進一步確定激光能量密度和粉末面密度分別對寬高比、極限厚度和稀釋率的影響。方差分析結果，如表3～表5所示。

表3 熔覆層寬高比W/H的方差分析Tab.3 ANOVA for the Ratio（W/H）

表4 熔覆層的極限厚度H/r的方差分析Tab.4 ANOVA for the Ratio（H/r）

表5 稀釋率h/H+h的方差分析Tab.5 ANOVA for the Ratio（h/H+h）

對方差結果進行分析：寬高比（γ）方差分析表中F1=3.070＜F2=8.429（F1為激光能量密度、F2為粉末面密度）表示粉末面密度的影響程度大于激光能量密度；對于極限厚度（δ）方差分析表中F1=29.447＜F2=75.520 表示粉末面密度的影響程度大于激光能量密度；對于稀釋率（η）方差分析表中F1=9.450＜F2=8.429表示粉末面密度的影響程度略大于激光能量密度。上述方差分析結果與圖4中工藝參數與評價指標效應曲線圖所描述極差直觀分析一致。

寬高比主要影響參數為粉末面密度。由圖5（a）可知熔覆層的寬高比隨著粉末面密度變大而減小。這是由于粉末面密度變大（送粉量變大或掃描速度變小）熔覆到基體上的粉末不斷累積致使熔覆層不斷增高導致高度變化趨勢逐漸大于寬度變化趨勢。

極限厚度主要影響參數為粉末面密度。由圖5（b）可知熔覆層的極限厚度隨著粉末面密度變大而增大。當激光光斑直徑一定時，粉末面密度變大（送粉量變大或掃描速度變小）熔覆到基體上的粉末不斷累積，熔覆層不斷增高，致使極限厚度也不斷增加。

稀釋率主要的影響參數中激光能量密度略小于粉末面密度。由圖5（c）可知稀釋率隨著激光能量密度與粉末面密度增大而減小。結合宏觀形貌規律分析進行討論，當激光能量密度與粉末面密度比值越大時，輸入的激光能量被粉末吸收后擴散程度，稀釋率的大小直接影響熔覆層的冶金結合性能[7-9]。

4 結論

（1）當激光能量密度在（100～250）J/mm2的同時粉末面密度（50～100）g/mm2的區間內，激光能量密度與粉末面密度的比值達到（1.5～2.0）之間時，可以得到較好的雙月牙形單道熔覆層。

（2）在上述工藝參數內，雙月牙形熔覆層晶胞尺寸大小均勻，中部以上位置以等軸晶為主，融合區域以柱狀樹枝晶為主，WC硬質相彌散分布，結合處具有良好的冶金結合性。

（3）隨著激光能量密度與粉末面密度的比值由大到小，熔覆層中部位置金相組織也有粗大的胞狀晶向等軸晶、樹枝晶、及未融化的WC組織轉變。

（4）粉末面密度是熔覆層寬高比和極限厚度的主要影響因素，粉末面密度越大，熔覆層寬高比越小，極限厚度越大。激光能量密度與粉末面密度的比值是稀釋率的主要影響因素，稀釋率隨著激光能量密度與粉末面密度的比值增大而減小。