30CrMnSiNi2A表面激光熔敷不同粉末涂層組織與性能對比研究

程宗輝，張志強，范 朝，段本方

國營蕪湖機械廠，安徽 蕪湖 241007

0 前言

隨著新型航空裝備向著智能化、長效化、輕量化方向發展，大量先進復合材料及特種合金被應用于高端航空零部件制造領域［1-2］。30CrMnSiNi2A是一種超高強度低合金鋼，擁有極佳的靜力強度、沖擊韌性和抗疲勞性能，被廣泛用于關鍵航空零部件如軸類、連接件和起落架等的制造［3］。然而，在長期使用過程中因飛行環境惡劣、機械負荷復雜及工作強度高，30CrMnSiNi2A鋼極易產生損傷或失效，導致性能退化，嚴重威脅航空裝備的飛行安全。

近年來激光熔覆修復航空零件發展迅速。激光能量密度高，加熱速度快，對基材的熱影響較小，引起工件的變形小，是一種高效的表面強化、快速修復及再制造手段，在高強鋼構件表面熔覆同種成分或近似成分的鐵基涂層材料，可獲得晶粒細化、高位錯密度的修復層，從而實現修復層高強度、高韌性的力學性能，因此在高強鋼構件表面修復上具有潛在的優勢［4-7］。30CrMnSiNi2A鋼對缺口和氫脆（包括環境氫脆）較敏感，在激光熱循環作用下極易產生裂紋，學者們對此進行了大量的研究。孫兵兵等［8］采用激光熔覆技術對30CrMnSiNi2A鋼工藝件進行再制造，結果表明熔覆試樣的室溫拉伸性能達到母材的92%，沖擊韌性超過了母材，耐磨性能與母材相關，耐蝕性優于母材；周瀟等［9］采用激光送絲堆焊技術對預置缺陷的30CrMnSiNi2A超高強度鋼進行修復，結果顯示在最佳工藝參數下，修復件的抗拉強度達到原件設計標準，斷口出現在堆焊層，預置缺陷臨界修復尺寸為板厚的30%。徐采星［10］開展了基于30CrMnSiNi2A鋼的飛機起落架激光熔覆再制造工藝研究，結果表明在30CrMnSiNi2A鋼表面制備20%WC-Ni復合涂層組織致密，與基體結合良好，其硬度為基體材料的1.24倍，耐磨減磨性能優異，可以達到修復工件的目的。

本文采用激光熔覆技術在30CrMnSiNi2A鋼基體表面分別制備AF1410與1Cr15Ni4Mo3N熔覆層，對比研究兩種不同熔覆層的微觀組織、顯微硬度、彈性模量和摩擦磨損性能，以期為30CrMnSiNi2A熔覆材料的選擇提供參考。

1 試驗材料與設備

1.1 試驗材料

試驗用基體材料為調制態30CrMnSiNi2A，熱處理工藝為900℃淬火+200℃回火，其組織為馬氏體組織，形貌如圖如圖1a所示。熔覆層材料分別為AF1410和1Cr15Ni4Mo3N合金粉末，其化學成分如表1所示。兩種熔覆粉末的表面形貌如圖1b、1c所示，可以看出，兩種合金粉末均為球形顆粒且相對均勻，AF1410粉末粒徑約為200～300 μm，1Cr15Ni4 Mo3N粉末粒徑約為50～100 μm。AF1410為二次硬化超高強度鋼，具有高強度、高斷裂韌性以及良好的抗應力腐蝕性能；1Cr15Ni4Mo3N為半奧氏體沉淀硬化型不銹鋼，具有高強度、高韌性、優良的縱橫向性能和耐腐蝕性能，可在300℃長期工作，工藝性能良好。這兩種材料與基體30CrMnSiNi2A都具有良好的冶金結合性能，但是其組織與性能存在一定的差別［11-12］。

表1 基體與熔覆材料的化學成分（質量分數，%）Table 1 Chemical composition of the matrix and cladding materials（wt.%）

圖1 試驗材料形貌Fig.1 Morphology of experimental materials

試驗用激光熔覆設備型號為LFR-M-Ⅱ，如圖2所示。熔覆時粉末由送粉器送出，經過同軸送粉噴嘴送進激光熔池，熔覆過程中采用氬氣保護，以減少熔覆層缺陷的形成。激光熔覆參數如表2所示，采用多道搭接熔覆，搭接率40%～50%，單道熔覆層高度不大于0.5 mm。熔覆前需對熔覆粉末進行烘干并在真空干燥箱中保存待用，同時清理基材待熔覆區域的表面，以減少表面缺陷對激光熔覆工藝造成的影響［14］。

圖2 激光熔覆設備Fig.2 Laser cladding equipment

表2 激光熔覆主要工藝參數Table 2 Main process parameters of laser cladding

1.2 摩擦磨損試驗機

摩擦磨損試驗采用球盤線性往復運動模式，摩擦磨損試驗機型號為美國RTEC公司的MFT-5000，上試樣是WC（碳化鎢）、SiN（氮化硅）或鋼球（直徑Φ12.7 mm），下試樣為處理好的熔覆層試樣和基體試樣。磨損試樣以及摩擦磨損試驗機原理如圖3所示。實驗在室溫環境下進行，過程為基體和熔覆層的干摩擦，實驗載荷和速度分別為100 N和20 mm/s，鋼球往復運動距離1 mm，摩擦時間30 min。摩擦實驗完成后，試樣無需清洗，直接保存。

圖3 磨損試樣以及摩擦磨損試驗機原理Fig.3 Wear specimen and principle of friction wear tester

2 試驗結果與分析

2.1 微觀組織形貌

采用Olympus GX41金相顯微鏡觀察微觀組織形貌（金相腐蝕劑為4%的硝酸酒精溶液），圖4a、4c分別為熔覆AF1410和1Cr15Ni4Mo3N試樣的橫截面形貌，圖4b、4d分別為其熔覆層顯微組織金相。由圖4a、4c可知，AF1410熔覆層組織致密，為回火馬氏體+回火索氏體組織，沒有組織偏析，與基體冶金結合良好，未出現氣孔、裂紋等缺陷。由圖4d可知，1Cr15Ni4Mo3N熔覆層組織由柱狀晶構成，熔覆層搭接區域明顯，在搭接區有較大的重熔比，使柱狀晶由下一層向上一層持續生長。此外，熔覆層出現少量氣孔，可能對其力學性能產生一定的影響。

圖4 基體和熔覆層金相組織Fig.4 Metallographic structure of matrix and cladding layer

2.2 熔覆層的晶體結構

使用BmkerD8X射線衍射儀進行X射線衍射分析，Cu靶，Kα射線，X射線衍射角度分別為30°～100°。熔覆層AF1410和1Cr15Ni4Mo3N的XRD圖譜如圖5所示?？梢钥闯?，熔覆層AF1410和1Cr15Ni 4Mo3N都有4個明顯的特征峰。通過Made Jade6.0軟件中與PDF-06-0696對比，熔覆層在2θ分別為44.6°、65.02°、82.3°時為Fe的特征峰，AF1410熔覆層在2θ為50.07°時為Co的特征峰，1Cr15Ni4Mo3N熔覆層在2θ為43.47°時為FeNi的特征峰。對于其他出現的特征峰峰值不明顯，且難以比較出合適的2θ。通過對比還發現，熔覆層AF1410的半高寬明顯小于熔覆層1Cr15Ni4Mo3N，說明AF1410的結晶性能更好。此外，從其組織結構也可以看出，相對于1Cr15Ni4Mo3N熔覆層，AF1410熔覆層組織更致密，缺陷更少，這不僅有利于提高其結晶性能，同時可提高其耐磨性。在后續研究中，對其耐磨性也進行了研究，實驗結果與分析一致。

圖5 熔覆層AF1410和1Cr15Ni4Mo3N的XRD圖譜Fig.5 XRD patterns of cladding layers AF1410 and 1Cr15Ni4Mo3N

2.3 基體及熔覆層的納米壓痕

基體及熔覆層的納米壓痕載荷-位移曲線如圖6所示?？梢钥闯?，熔覆層AF1410的最大壓痕深度和面積最小，基體30CrMnSiNi2A次之，熔覆層1Cr15Ni4Mo3N最大。由此可見熔覆層AF1410硬度最大，基體次之，熔覆層1Cr15Ni4Mo3N硬度最低。原因在于AF1410碳當量最大，其通過激光急冷急熱循環形成的馬氏體含量最多，疊加激光熱加工硬化，其熔覆層硬度最高；30CrMnSiNi2A碳當量次之，馬氏體含量次之，同時未經過激光熱急冷急熱循加工硬化，故其硬度次之；1Cr15Ni4Mo3N碳當量最低，且其激光急冷急熱循環過程中存在殘余奧氏體組織，馬氏體含量最低，故其硬度最低。此外，分別從曲線中取5個點并作出材料各區域的彈性模量及顯微硬度的平均值，結果如表3所示。由表可知，熔覆層AF1410的顯微硬度和彈性模量最高，熔覆層1Cr15Ni4Mo3N的顯微硬度和彈性模量最差。根據H/E的值可初步判斷熔覆層及基體材料的耐磨性，H/E值越大其耐磨性越好，故熔覆層AF1410的耐磨性遠大于熔覆層1Cr15Ni4Mo3N的耐磨性。

圖6 熔覆層及基體的納米壓痕載荷-位移曲線Fig.6 Nanoindentation load displacement curve of cladding layer and substrate

表3 基體及熔覆層的彈性模量和顯微硬度Table 3 Elastic modulus and micro-hardness of matrix and cladding layer

2.4 基體及熔覆層的摩擦磨損性能

基體與熔覆層的摩擦系數曲線如圖7所示，基體和熔覆層摩擦曲線變化基本一致。在起始階段（即磨合期），基體與熔覆層的摩擦系數在短時間內迅速增加。這是由于摩擦面的保護膜與不銹鋼開始接觸時起到潤滑作用，因此摩擦系數低。隨著摩擦運動的進行，基材與摩擦表面直接接觸使摩擦系數快速上升，并且這一階段中，摩擦系數波動幅度較大，可能與摩擦過程中的磨屑、硬質物的剝落及材料粘著等因素有關。經過一段不穩定時期后，摩擦系數基本趨于穩定，這是由于摩擦過程中隨著材料表面溫度不斷升高，材料表面出現了氧化磨損，磨屑產生和溢出的基本平衡導致摩擦系數穩定。由圖7可知，熔覆層AF1410的摩擦性能最好，基材30CrMn-SiNi2A次之，熔覆層1Cr15Ni4Mo3N最差，這也與其納米壓痕的測試結果一致。對于熔覆層AF1410，最大摩擦系數為0.48，平均摩擦系數為0.32；對于熔覆層1Cr15Ni4Mo3N，最大摩擦系數為0.59，平均摩擦系數為0.47；對于基材30CrMnSiNi2A，最大摩擦系數0.47，平均摩擦系數0.4。

圖7 基體與熔覆層的摩擦系數Fig.7 Friction coefficient between matrix and cladding layer

為研究基體及熔覆層的磨損機制，對其磨損形貌進行表征分析。圖8為基材30CrMnSiNi2A、熔覆層AF1410、熔覆層1Cr15Ni4Mo3N經過1 800 s的磨損掃描電鏡形貌?？梢钥闯?，在相同摩擦時間內，熔覆層AF1410摩擦磨損面積最小，熔覆層1Cr15Ni4 Mo3N摩擦磨損面積最大。所有磨損區域都伴有氧化膜層的開裂及剝落，氧化層剝落區域中可以看到一些磨屑顆粒，并且磨痕表面有大量密集而較深的犁溝，熔覆層1Cr15Ni4Mo3N及基材30CrMnSiNi2A的這種現象更為明顯［15-16］。且摩擦磨損過程中，基體和熔覆層以磨粒磨損和氧化磨損為主。這是因為隨著磨損時間的增加，摩擦熱增加，氧化膜層不斷產生，其膜層開始開裂、剝落，促使磨粒、磨屑增加，進而導致表面粗糙度增加，使得氧化磨損機制占主要地位。

圖8 熔覆層和基材摩擦磨損形貌Fig.8 Friction and wear morphology of cladding layer and substrate

2.5 熔覆層的塑韌性

將AF1410與1Cr15Ni4Mo3N合金粉體經激光成形為長方形實體，經機械加工制備成標準拉伸試樣與沖擊試樣并進行測試，其結果如表4所示。由表可知，熔覆態的AF1410抗拉強度高于熔覆態的1Cr15Ni4Mo3N，但其塑韌性低于1Cr15Ni4Mo3N，原因是AF1410碳當量以及合金含量較高，合金元素對熔覆層結構有著非常強烈的固溶強化作用，故其抗拉強度較高；1Cr15Ni4Mo3N材料中含有的N i能夠大幅提高1Cr15Ni4Mo3N材料的塑韌性，故1Cr15Ni4Mo3N熔覆層塑韌性較高。

表4 熔覆層力學性能Table 4 Mechanical properties of cladding layer

3 結論

（1）激光熔覆制備的AF1410熔覆層與1Cr15Ni 4Mo3N熔覆層與基體之間結合均為冶金結合，AF1410熔覆層組織更致密，無明顯氣孔。

（2）AF1410熔覆層彈性模量和顯微硬度均優于1Cr15Ni4Mo3N熔覆層，但AF1410熔覆層的塑韌性低于1Cr15Ni4Mo3N。

（3）AF1410熔覆層抗磨損性能優于1Cr15Ni4 Mo3N熔覆層，三者磨損機理均以磨粒磨損和氧化磨損為主。

（4）該研究工作將為在超高強度低合金鋼30CrMnSiNi2A上激光制備耐磨涂層應用提供理論指導，下一步將開展激光制備耐磨涂層組織機理研究。