激光熔覆Ni60合金涂層裂紋控制研究*

葉俊洋，李先芬，沈 虎，徐 政

（合肥工業大學 材料科學與工程學院，合肥 230009）

0 前 言

激光熔覆是一種以高能激光束為熱量來源，使涂敷在基材表面的填充材料與基材共同熔化和凝固，在兩者之間形成一種冶金結合，進而改進其表面性能的一種技術[1]。與其他表面強化技術相比，激光熔覆具有冷卻速率快 、涂層易與基體形成冶金結合、熱影響區小、稀釋率低、基材變形小、易于實現自動化、無污染等一系列優點[2]。因此，該技術在航空航天、礦山機械、石油化工、汽車、船舶、電力、鐵路等行業具有廣闊的應用前景[3]。

然而，激光熔覆是快熱快冷的過程，基材和熔覆層的溫度梯度、熔覆層中硬質相分布不均勻以及熔覆層和基體材料物理性能的差異等原因都會對熔覆層尺寸穩定性和力學性能產生一定的影響，嚴重時會導致裂紋的萌生與擴展[4-5]；熔覆層中裂紋的形成對零件的服役壽命有很大的影響，該問題是當前激光熔覆技術工業化應用中迫切需要解決的問題[6]。

廣大學者為解決熔覆層裂紋問題進行了諸多研究。Qi等[7]在42CrMo基片上制備了鈷基激光熔覆層，結果表明磁致伸縮效應可有效減小磁化誘導激光熔覆時的熱膨脹及熱應力，進而減小熔覆層中出現裂紋的可能性。王冉等[8]在鈦合金表面制備了Al O -ZrO 陶瓷熔覆層，結果發現對基材進行預熱可以顯著減少熔覆層內的殘余應力，從而降低熔覆層的裂紋敏感性。Qi等[9]在42CrMo鋼表面通過激光熔覆技術制備了ZrW O?/NiCrBSi復合涂層，結果發現加入ZrW O?可以在一定程度上減小熔覆層與基材的熱膨脹系數差異，從而減少熔覆層中裂紋的數目。

激光熔覆是一個急熱急冷并且具有復雜冶金反應的過程，目前對熔覆層裂紋的研究主要集中在單一的控制手段上，缺乏系統的研究。本研究通過預置鋪粉的激光熔覆技術在42CrMo 鋼表面制備Ni60 合金熔覆層，首先從裂紋形成機理和開裂敏感性等問題的分析入手，然后研究不同激光功率和預熱溫度對裂紋的影響，以期為激光熔覆Ni基合金裂紋控制提供參考。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

本試驗選用42CrMo 合金鋼作為激光熔覆試驗中的基體材料，圓板規格為Φ150 mm×10 mm。在激光熔覆前用砂紙將42CrMo鋼表面打磨干凈，并用酒精、丙酮清洗，保證基板上無其他雜質。熔覆粉末選用Ni60 合金，粒度為53～150 μm，Ni60合金的化學成分見表1。

表1 Ni60合金化學成分 %

1.2 試驗方法

選擇LWS-1000型Nd：YAG激光器，采用預置鋪粉和多道搭接的工藝進行激光熔覆。試樣制備參數如下：激光功率270～300 W，掃描速度300 mm/min，預熱溫度170～270 ℃，搭接率50%。激光熔覆試驗后采用蔡司Stemi305型體視鏡觀察熔覆層表面宏觀形貌。將制備好的熔覆層切成尺寸為5 mm×10 mm×10 mm 的試樣，然后用體積比3∶1的HCl+HNO 溶液腐蝕拋光后的熔覆層橫截面，采用江南MR5000 金相顯微鏡和Regulus8230 型掃描電子顯微鏡觀察Ni60 熔覆層的顯微組織，并采用EDS 能譜對熔覆層裂紋附近和無裂紋處的元素分布進行定性和定量分析；使用VTD401 數顯顯微維氏硬度計測量熔覆層橫截面的顯微硬度，選取加載載荷50 g，保載時間10 s；采用D/MAX2500VL/PC 型轉靶X 射線衍射儀分析物相。

2 結果與討論

2.1 物相分析

圖1為Ni60熔覆層的X射線衍射圖譜，其中θ為衍射角。從圖1 可以看出，Ni60 熔覆層主要由γ-（Fe，Ni）、Fe0.64Ni0.36和M23C6組成，其中M為Fe 或Cr。由于基體稀釋進了大量的Fe 元素，熔覆層中最多的兩種元素為Fe 和Ni，因此在熔覆層中，Fe 與Ni 組成的固溶體與金屬間化合物占比很高。同時由于C 和Cr、Fe 的生成焓較低，故很容易生成碳化物分布在熔覆層中，增加熔覆層的硬度和耐磨性，但同時會造成熔覆層塑韌性下降和裂紋敏感性提高。熔覆層中的其他物相由于含量較少，暫未檢測到。

圖1 熔覆層表面XRD分析結果

2.2 裂紋機理分析

激光熔覆過程中，因加熱不均勻、急熱急冷等特性，導致了熔覆層與基體間的溫度梯度較大，與此同時，熔覆層材料和基體材料在熱物理性質方面有差異，因此在快速凝固的過程中，各部分的不一致收縮導致了內應力的出現[10]；熔覆層中導致裂紋出現的應力主要有三種：熱應力、組織應力和約束應力；熱應力主要是因為不同材料的熱膨脹系數存在差異，熔覆層的冷卻收縮速度也存在差異，這種收縮速度差使熔覆層受到拉伸而形成應力[11]；組織應力是由于熔池冷卻時物相組織轉變所產生的應力[12]；約束應力是熔覆層和基體以及熔覆層內部溫度梯度所產生的應力[13]。

為進一步研究Ni 基合金涂層的裂紋形成機理，用能譜分析儀測定Ni基熔覆層裂紋區域和無裂紋區域的元素組成和含量，并采用金相顯微鏡和掃描電鏡對Ni基熔覆層顯微組織進行觀察。圖2為熔覆層截面顯微組織及裂紋形貌。由圖2（a）可見，本試驗中裂紋基本都是貫穿裂紋，從熔覆層表面萌生并向基體擴展。圖2（b）是熔覆層底部的顯微組織，可以看到熔覆層的底部分布著大量的粗大樹枝晶，粗大的樹枝晶在生長時，會因為枝晶偏聚而導致晶間的弱化，裂紋通常也會沿其晶界進行斷裂和擴展。此外，裂紋的萌生和擴展還與熔覆層的硬脆性密切相關，對裂紋附近（圖2（c））和無裂紋處（圖2（d））進行了點掃描以確定元素分布，結果見表2。熔覆層各點Fe元素含量遠超過Ni60原始粉末，這主要是因為基體對熔覆層的稀釋作用，基體中大量的Fe元素涌進熔覆層中；相對于無裂紋處spot18、spot 19 和spot20，裂紋附近的spot14和spot15處的C元素存在嚴重的偏析，其中spot14處w（C）高達41.15%，結合XRD分析結果來看，裂紋附近聚集了大量的碳化物。由此可見，硬質相的不均勻分布造成熔覆層高脆硬性和低延展性，使熔覆層的斷裂強度下降，從而為裂紋的產生和擴展提供了內部條件。這一推測在開裂敏感性與顯微硬度的關系中得到了證實，即裂紋往往隨著熔覆層顯微硬度的增加而增加。

圖2 熔覆層截面顯微組織及裂紋形貌

表2 裂紋附近及無裂紋處點的EDS分析結果

2.3 激光功率對裂紋的影響

因未預熱基體直接進行激光熔覆會形成大量裂紋，故研究激光功率對裂紋的影響時對基體進行120 ℃預熱。圖3 為不同激光功率下熔覆層的表面形貌，當功率為270 W 和280 W 時，熔覆層表面成形不均勻，并且可以觀察到宏觀裂紋的存在，推測是由于功率較低，部分Ni60 粉末熔化不充分和熔池存在時間較短，由表2可知，裂紋附近富集了大量的C元素，而C和Cr、Fe的生成焓較低，故熔覆層中的碳化物分布不均勻，從而引起熔覆層裂紋敏感性的提高；當功率為290 W時，熔覆層表面成形良好，未觀察到宏觀裂紋和缺陷，呈規則魚鱗狀，較為平整；當功率為300 W時，整個熔覆層呈現出金黃色的色澤并且表面成形不均勻，這是由于功率過大，在熔覆過程中，熔覆層粉末與基材吸收的能量過大，從而導致氧化燒蝕現象的產生[14]。

圖3 不同激光功率下熔覆層的表面形貌

圖4為不同功率下熔覆層的橫截面形貌，當功率為270 W 和280 W 時，熔覆層中分布較多的裂紋，如圖2（a）所示，裂紋常會從熔覆層表面萌生，然后向熔覆層和基體的交界處延伸，多數裂紋會直接延伸到整個熔覆層；當功率為290 W時，熔覆層成形良好，表面平整，與基體形成了良好的冶金結合，焊道成形平整均勻，沒有觀察到明顯的宏觀裂紋；當功率為300 W時，雖然熔覆層中已經觀察不到裂紋，但是熔覆層表面發生了嚴重的燒蝕，熔覆層表面不平整，并且熔覆層熔深很大，稀釋率過高，限制了其在工程領域的應用。

圖4 不同激光功率下熔覆層橫截面形貌

圖5為不同功率下熔覆層橫截面的顯微硬度分布。整體來看，激光功率越高，則熔覆層的硬度越低，這主要是由于隨著功率的增大，基體對熔覆層的稀釋率增大所引起的；當功率為270 W 和280 W 時，顯微硬度沿整個熔覆層的分布比較不均勻，這主要是因為熔池存在時間較短，不利于減少硬質相的偏聚，熔覆層中成分分布較不均勻，這不但會影響顯微硬度的整體分布，還會使硬質相偏聚處的熔覆層塑韌性下降和裂紋敏感性提高，從而促進裂紋的萌生和擴展；當功率為290 W 和300 W 時，熔覆層的硬度分布較為均勻，隨著距離熔覆層表面距離的增大，顯微硬度稍有降低，這是由于熔覆層的底部分布著大量粗大的柱狀晶，而在熔覆層的上部，則有更多的細等軸晶；然而，當功率為300 W 時，由于熔覆層稀釋率過高，硬度下降過大，限制了其在耐磨領域的應用。

圖5 不同功率熔覆層橫截面顯微硬度

試驗研究表明，激光功率對裂紋敏感性有著顯著的影響。以熔覆層橫截面裂紋的數目以及裂紋的平均長度來定量評價裂紋的敏感性，結果如圖6 所示，可以明顯看出裂紋的數量隨著激光功率的增加而顯著降低，但是裂紋的平均長度幾乎沒有變化，這主要是由于本試驗中產生的裂紋多為貫穿裂紋，故裂紋的長度受激光功率的影響并不是很大；從總體來看，隨著激光功率的逐步升高，熔覆層中的裂紋分布有著明顯的改善。試驗結果分析認為：一方面，在較高的激光功率下，熔池可以得到充分的熔融，減少了硬質相的偏聚，從而提高了熔覆層的塑韌性；另一方面，當激光功率較高時，基材對熔覆層的稀釋作用較大，這減小了兩者之間熱膨脹系數的差異，從而降低了熱殘余應力，降低了裂紋敏感性。

圖6 不同功率下熔覆層橫截面裂紋平均長度及裂紋數量

2.4 預熱溫度對裂紋的影響

在進行激光熔覆加工之前，預熱基材能夠明顯地降低熔覆層與基材之間的溫度梯度以及熔池的冷卻速度，從而降低熔覆層中的殘余應力，降低熔覆層開裂的趨勢。當功率為270 W時，熔覆層中的裂紋較多，因此本部分主要研究預熱溫度對該功率下裂紋分布的影響，預熱溫度根據42CrMo 鋼焊接預熱溫度范圍進行選取。

圖7 為不同預熱溫度下的熔覆層表面形貌。熔覆層表面成形不均勻，與圖3（a）相比，整個熔覆層呈現出金黃色的光澤，這是因為基體和熔覆層粉末在預熱過程中發生了一定程度的氧化。當預熱溫度為170 ℃和220 ℃時，熔覆層表面均可觀察到宏觀裂紋，但是相比圖3（a）有一定程度的改善；當預熱溫度為270 ℃時，熔覆層表面飛濺增多，這主要是因為過高的預熱溫度增大了焊接熱輸入，但是該預熱溫度下熔覆層表面已經幾乎觀察不到宏觀裂紋。

圖7 不同預熱溫度下熔覆層的表面形貌

圖8 為不同預熱溫度下熔覆層橫截面形貌，基體和熔覆層之間的結合情況都比較好，實現了很好的冶金結合，并且熔覆層整體成形都比較均勻。當預熱溫度為170 ℃時，熔覆層橫截面中觀察到較多的裂紋，其中貫穿粗裂紋主要分布在熔覆層的前幾道焊縫，這是因為前幾道焊縫成形過程中因較大的溫度梯度而產生的殘余應力使其裂紋敏感性相對于其他位置更高，因此熔覆層兩端的裂紋情況可能更嚴重[15]。當預熱溫度為220 ℃時，熔覆層中依然可以觀察到裂紋的存在，但是相對于170 ℃有了明顯的改善。當預熱溫度為270 ℃時，熔覆層中幾乎觀察不到裂紋的存在，說明預熱對熔覆層中的裂紋分布有著顯著的改善作用。

圖8 不同預熱溫度下熔覆層橫截面形貌

圖9 為不同預熱溫度下熔覆層橫截面裂紋平均長度及數量，當預熱溫度為170 ℃時，雖然熔覆層中裂紋數量有了少量的增加，但是裂紋平均長度大幅度降低，這說明熔覆層中短裂紋占比很高，顯著降低了長裂紋對于樣品性能和壽命的損害。當預熱溫度為220 ℃和270 ℃時，裂紋數量均得到了進一步的降低，但是裂紋平均長度相對于170 ℃又出現了增加的現象，這主要是因為隨著預熱溫度的提高，熔覆層的裂紋敏感性降低，先前較淺較短裂紋處的應力達不到材料的強度極限，因此熔覆層中只留下少量的長裂紋，從而增加了裂紋平均長度。總體來看，隨著預熱溫度的升高，熔覆層中的裂紋分布有著明顯的改善，這主要有以下2 方面的因素：一是因為預熱可以有效地降低基材和熔覆層之間的溫度梯度，可有效減少熔覆層中的熱應力；二是預熱降低了熔池的冷卻速度，利于熔池中的元素均勻分布，降低了熔覆層中的應力，從而增加熔覆層的塑韌性，抑制裂紋的萌生與擴展。

圖9 不同預熱溫度下熔覆層橫截面裂紋平均長度及數量

3 結 論

（1） 熔覆層顯微組織主要由γ-(Fe，Ni)、Fe0.64Ni0.36和M C 組成。本試驗中的裂紋基本為貫穿裂紋，其一般起源于熔覆層的表面，并向熔覆層和基體的交界處擴展，大部分裂紋直接擴展貫穿整個熔覆層。基體和熔覆層之間的熱物理性質的差別、溫度梯度以及熔覆層中硬質相的偏聚等都對裂紋敏感性有一定影響。

（2）隨著激光功率的升高，熔覆層中裂紋缺陷有著明顯的改善，功率為290 W時，熔覆層中只有少量裂紋且保持著良好的力學性能，當功率進一步增加時，熔覆層的稀釋率過大，從而引起其性能的降低。

（3）隨著預熱溫度的升高，熔覆層中裂紋缺陷逐漸減少，預熱溫度為270 ℃時，熔覆層中僅保留著少量的裂紋，然而過高的預熱溫度會破壞基材和熔覆層的性能，故不進行更高溫度的預熱。