激光送絲熔覆高錳鋼涂層的顯微組織及超聲滾壓硬化機理

摘要：為了維持高錳鋼部件優異的形變硬化能力，提出了高錳鋼涂層的激光送絲熔覆技術。使用激光送絲熔覆技術在Mn13鋼板上制備了高錳鋼涂層，并通過超聲滾壓技術對熔覆層表面進行形變硬化處理。分析了超聲滾壓前后高錳鋼熔覆層的顯微組織、相組成和力學性能，揭示了高錳鋼熔覆層的超聲滾壓硬化機理。研究結果表明，激光送絲熔覆高錳鋼涂層的顯微組織為枝晶結構，且在枝晶間存在Mn、C元素的成分偏析；超聲滾壓過程中未出現相變，超聲滾壓后涂層的硬度、耐磨性均大幅提高；初始高錳鋼涂層內部存在的C、Mn的枝晶偏析、位錯和孿晶在超聲滾壓過程中嚴重阻礙了位錯的運動，從而增大了位錯的密度；由于高錳鋼的孿晶誘導塑性變形效應，超聲滾壓后涂層內部會產生大量的形變孿晶，形變孿晶之間的相互作用進一步增強了高錳鋼熔覆層的形變硬化能力。激光送絲熔覆為大型高錳鋼部件表面的高性能修復提供了技術基礎。

關鍵詞：激光送絲熔覆；高錳鋼；顯微組織；超聲滾壓；形變硬化機理

中圖分類號：TH142.1；TG301

DOI：10.3969/j.issn.1004 132X.2024.11.016

開放科學（資源服務）標識碼（OSID）：

Microstructure and Ultrasonic Rolling Hardening Mechanism of Laser Wire

Feeding Cladding High Manganese Steel Coatings

YANG Haifeng^1，2 SUN Xinhui^1，2 YUAN Dongqing3 ZHAO Enlan^1，4

LIU Songyong^1，2 PENG Yuxing^1，2

1.School of Mechanical and Electrical Engineering，China University of Mining and Technology，

Xuzhou，Jiangsu，221116

2.Key Laboratory of Mining Mechanical and Electrical Equipment in Jiangsu Province，Xuzhou，

Jiangsu，221116

3.Department of Mathematics and Physics，Jiangsu Ocean University，Lianyungang，Jiangsu，222005

4.School of Mechanical and Electrical Engineering，Xuzhou University of Technology，Xuzhou，

Jiangsu，221018

Abstract： To preserve the excellent deformation hardening capability of high manganese steel components， the laser wire feeding cladding technology of high manganese steel coatings was proposed. High manganese steel coatings were fabricated on Mn13 steel plate using laser wire feeding technology， with the coating subsequently undergoing deformation hardening treatment via ultrasonic rolling technology. Analyses were conducted on the microstructure， phase composition， and mechanics properties of the coatings before and after ultrasonic rolling， thus revealing the hardening mechanism attributed to ultrasonic rolling. The results demonstrate that the microstructures of the laser wire feeding cladding high manganese steel coatings are the dendritic structures， featuring component segregation of Mn and C elements between the dendrites. No phase changes occur during the ultrasonic rolling processes， and both the hardness and wear resistance of the coatings are markedly enhanced post-ultrasonic rolling. The high manganese steel coatings exhibit dendritic segregation of C and Mn，dislocations， and twins， which significantly impeded the movement of dislocations during ultrasonic rolling， resulting in a higher density of dislocations. Owing to the twinning induced plastic deformation effect in high manganese steels， a substantial number of deformation twins are formed internally post-ultrasonic rolling， interacting between each other to further enhance the deformation hardening capacity of the high manganese steel coatings. Laser wire feeding cladding provides a technical foundation for high-performance surface repair of large high manganese steel components.

Key words： laser wire feeding cladding; high manganese steel; microstructure; ultrasonic rolling; deformation hardening mechanism

0 引言

由于高錳鋼存在孿晶誘導塑性變形（twinning induced plastic deformation，TWIP）效應，在沖擊載荷的作用下高錳鋼表面能迅速硬化，從而表現出優異的耐磨性，因此高錳鋼常被應用于挖掘機鏟齒、破碎機、鐵路轍叉等在強沖擊載荷工況下服役的工件^［1］。然而在長時間的服役過程中，高錳鋼部件表面會逐漸出現一定程度的磨損，從而縮短其使用壽命，對高錳鋼部件的表面進行修復對延長其使用壽命具有極其重要的意義。

目前工程上普遍采用堆焊來對高錳鋼部件進行修復，然而由于高錳鋼中較高的碳含量導致其焊接性較差，在焊接過程中極易在奧氏體晶界處析出網狀碳化物進而產生裂紋，因此在對高錳鋼進行焊接時，通常需要采用小電流、低速度、斷續焊接的方式，同時焊接過程中還需輔以水冷和錘擊^［2-3］。這種采用堆焊對高錳鋼部件進行修復的方法不僅焊接效率較低，焊接質量較差，而且大幅提高了高錳鋼部件的修復成本并降低了企業的生產效率。

激光熔覆技術作為近年來較為流行的表面改性技術，具有熱輸入低和冷卻速度快的特點，已在焊接性能較差的金屬部件中得到了廣泛的應用。目前，針對高錳鋼部件表面的激光熔覆技術，國內外已經開展了一系列的研究。HE等^［4］在高錳軌道鋼上使用激光熔覆技術制備了顆粒增強鐵基復合涂層，發現經過激光強化的軌道鋼顯微硬度達到800HV，相比于未處理的軌道鋼其耐磨性提高了約8倍。皮自強等^［5］使用激光熔覆技術在高錳鋼基體上制備了不同WC含量的Fe-WC復合熔覆層，研究發現復合熔覆層的硬度和耐磨性隨著WC添加量的增加而提高。張國法^［6］使用納米碳化物陶瓷復合粉末材料在高錳鋼轍叉上通過激光熔覆技術制備了具有高強度、高韌性、高耐磨性的熔覆層，顯著降低了高錳鋼轍叉的磨損量。

目前，針對高錳鋼部件表面激光熔覆的研究主要使用非高錳鋼材料作為熔覆材料，熔覆層無法具備同樣優異的形變硬化能力，因此在大型高錳鋼部件的修復再制造上具有一定的局限性。在激光增材再制造領域也有低碳高錳鋼方面的報道，PARK等^［7］采用激光定向能力沉積技術在Inconel718表面上制備了低碳高錳鋼試樣（Fe-12Mn-5Cr-1Ni-0.4C），并對其進行了磨損試驗，結果表明，經激光定向能量沉積技術制備的高錳鋼試樣具有優異的耐磨性，驗證了高錳鋼作為涂層材料在工業上的適用性。但目前針對高錳鋼的激光熔覆、再制造的方式均為送粉式，這導致熔覆過程中材料利用率較低，極大地限制了激光熔覆技術在大型高錳鋼部件上的應用。相比于送粉式激光熔覆，送絲式激光熔覆的材料利用率大幅提高，幾乎為100%，因此更適用于大型高錳鋼部件，具有廣闊的應用前景。

然而，高錳鋼只有在強沖擊載荷工況作用下才能表現出優異的形變硬化能力，在低沖擊工況下其形變硬化能力較弱，為提高高錳鋼涂層在各類工況下的適用性，對高錳鋼進行表面預硬化處理可以有效改善高錳鋼在低沖擊工況下的形變硬化能力。超聲滾壓是一種新型的表面預硬化技術，它通過超聲振動與傳統的滾壓技術相結合的方式來改善材料表面的性質，進而增強材料的性能^［8-9］。對于高錳鋼這種形變硬化能力優異的材料，對高錳鋼熔覆層進行超聲滾壓處理可以有效實現熔覆層的形變硬化，進而提高其耐磨性。

本文采用激光送絲熔覆技術，以高錳鋼絲材為熔覆材料，在Mn13基體上，制備出了高錳鋼涂層，在此基礎上采用超聲滾壓對熔覆層表面進行形變硬化，研究了超聲滾壓前后高錳鋼熔覆層的顯微組織以及力學性能，并深入分析了高錳鋼熔覆層的超聲滾壓硬化機理。此技術為大型高錳鋼部件表面的高性能修復提供了一定的技術基礎。

1 試驗方法

1.1 樣品制備

高錳鋼基體選用上海九鋼新材料集團有限公司生產的Mn13耐磨高錳鋼板，其主要成分（質量分數）如下：C（1.13%）、Mn（12.84%）、Si（0.47%）、P（0.052%）和S（0.009%），其余為Fe。鋼板采用電弧爐加垂直連鑄工藝生產，軋制至12 mm厚。線切割至100 mm×100 mm×12 mm，使用砂紙除銹、酒精超聲波清洗除油污后烘干。焊絲選用1.2 mm的高錳鋼焊絲，其主要成分（質量分數）如下：C（≤1.1%）、Mn（11%～18%）、Si（0.3%～1.3%）和Mo（≤2.5%），其余為Fe，由天津大橋焊材集團有限公司生產。采用配有HWL-1500型半導體激光器的三維數控移動平臺進行激光送絲熔覆實驗，焊絲通過送絲機輸送至基材表面激光光斑邊緣，保護氣為氬氣。經過前期大量的試驗探索^［10］，采用如下激光工藝參數：激光功率為1400 W， 掃描速度為5 mm/s， 送絲角度為45°，送絲速度為 10 mm/s， 光斑直徑為2 mm，搭接率為 45%，進行了單層高錳鋼涂層的制備，涂層厚度約為800 μm。采用H＋VM850型毫克能超聲加工機對單層高錳鋼涂層在不同滾壓力下進行超聲滾壓處理，滾壓力F分別為150 N和300 N。激光送絲熔覆和超聲滾壓的示意圖見圖1。超聲滾壓處理的相關工藝參數如下：沖擊頻率為40 kHz，振幅A=5 μm，超聲滾壓區域尺寸l1=4 mm、l2=15 mm、l3=0.02 mm。

采用電火花線切割機床（DK7735）沿熔覆層截面切割試樣，采用金相打磨和拋光使截面平整光滑，之后采用4%（體積分數）的硝酸酒精溶液腐蝕截面，用于顯微組織觀察和成分檢測。

1.2 性能測試與結構表征

使用場發射掃描電子顯微鏡（FE-SEM，MAIA3 LMH）觀察腐蝕后的熔覆層截面微觀組織。使用電子探針顯微鏡（EPMA，SHIMADZU EPMA 8050G）分析鑄造組織和熔覆組織的元素分布。使用X射線衍射儀（XRD，Bruker advance D8）分析沖擊前后的熔覆組織物相組成，電壓為40 kV，電流為30 mA，掃描速度為5°/min，掃描范圍為20°～100°。使用HVSA-1000A顯微硬度計測試超聲滾壓前后熔覆層和基體的維氏硬度，載荷為300 g，加載時間為15 s。使用銷盤式旋轉摩擦磨損試驗機（MPX-3X）對高錳鋼涂層進行磨損試驗，試驗選用硬度為2000 HV的Al2O3磨球，摩擦半徑為5 mm，主軸轉速為240 r/min，施加的載荷為50 N，測試時間為60 min。使用Olympus DSX1000S數字顯微鏡觀察磨損的表面形態，并測量磨痕的寬度、深度和平均橫截面積。采用電子背散射衍射儀（EBSD，Oxford Nordly max3）采集超聲滾壓前后熔覆組織的微觀結構和晶體學信息，在20 kV加速電壓和8 nA束電流下運行，步長為1.4 μm。測試前采用電解拋光處理待測區域，基于AztecCrystal分析EBSD數據。采用透射電子顯微鏡（TEM，JEM2100）研究超聲滾壓前后涂層組織的微觀組織的明場圖像、暗場圖像、衍射花樣和高分辨力圖像，TEM測試前采用離子減薄技術處理待測區域，并使用Digital micrograph軟件包處理TEM數據。

2 結果與討論

2.1 顯微組織分析

圖2為單層高錳鋼涂層不同區域的截面顯微組織SEM圖，各個區域中紅框所示的局部放大圖分別見圖2d～圖2f。從圖2中可以看到，在熔覆層底部與基體的交接處存在較為明顯的熔合區分界線，分界線下面的基體組織為粗大的等軸奧氏體晶粒，而從熔覆層的底部到頂部，其組織分別由柱狀枝晶、等軸枝晶組成。高錳鋼熔覆層的顯微組織相較于基體表現出顯著的不同，這是由于激光熔覆過程中較低的熱量輸入和極快的冷卻速率所導致的。在合金的快速凝固過程中，其顯微組織形態主要取決于溫度梯度G和生長速度v，根據G/v的不同，其顯微組織表現出不同的形態。由于高錳鋼較低的熱導率，熔覆層底部溫度梯度最大，生長速度最小。隨著凝固過程的不斷進行，凝固區域與熔合區的距離越來越大，溫度梯度不斷降低，生長速度不斷增大，進而導致G/v減小，涂層底部、中部的顯微組織表現為柱狀枝晶，而在頂部G/v達到最小值，因此在涂層頂部表現為等軸枝晶^［10-11］。

此外，在激光熔覆過程中由于熔池的冷卻速度較快，在晶界處不會形成網狀滲碳體，因此在熔覆層內部不會產生顯微裂紋，進而影響熔覆層的性能。

圖3為高錳鋼基體和熔覆層的EPMA元素分布圖。高錳鋼基體的元素分布情況如圖3d～圖3f所示，在高錳鋼基體中，Fe、Mn、C三種主要元素分布較為均勻。涂層內部的元素分布情況如圖3j～圖3l所示，可以看到與高錳鋼基體不同，涂層內部的Fe、Mn、C元素分布不均勻，Mn元素在枝晶間處富集，而Fe元素和C元素則在枝晶內部富集。這種元素分布不均勻的現象在激光焊接高錳鋼的焊縫組織中也同樣被發現^［12］。從圖3b、圖3c、圖3h、圖3i中的元素線掃圖可以看到，熔覆組織的元素變化量（即衍射強度）ΔFe、ΔMn、ΔC分別為225/s、89/s、77/s，而鑄造組織的ΔFe、ΔMn、ΔC則分別為113/s、53/s、62/s，表明涂層組織相較于基體出現了顯著的元素偏析現象^［13］。這是由于在鑄造時液態高錳鋼溫度梯度小、冷卻凝固速度慢，元素擴散時間充足，使得固態高錳鋼無明顯顯微偏析，組織為等軸晶。而在激光熔覆過程中熔池沿深度方向溫度梯度大、凝固速度快，導致元素無充足時間擴散，且各元素擴散速度不一致，使得熔覆高錳鋼元素富集，發生枝晶偏析，導致組織不均勻^［12］。此外，高錳鋼涂層中C元素含量較高，由于C元素與Mn元素之間存在較強的親和力，這導致在枝晶間處C元素總是和Mn元素共析，進而在枝晶間處產生富含C-Mn的區域，形成大量的C-Mn溶質偶極子，這些C-Mn溶質偶極子可以與位錯的應變場產生強烈的相互作用，在枝晶間處釘扎、存儲位錯，提高位錯密度，進而使得高錳鋼熔覆層具有更加優異的形變硬化能力。

2.2 相組成與力學性能分析

高錳鋼基體和涂層在超聲滾壓前和不同滾壓力F下的硬度數據如圖4a所示。在超聲滾壓前，熔覆層的初始硬度為273.7HV0.3，要高于高錳鋼基體的初始硬度249.62HV0.3，這表明涂層相比于高錳鋼基體具有更高的初始硬度，這是由于熔覆層顯微組織為亞晶粒^［14］。對高錳鋼基體和涂層表面進行超聲滾壓后，二者的硬度均大幅提高，這表明超聲滾壓后二者的表面均產生了形變硬化。150 N的滾壓力下，高錳鋼基體的硬度為463.63HV0.3，提高了185%，涂層的硬度為531.41HV0.3，提高了194%，隨著滾壓力增大至300 N，高錳鋼基體和涂層的硬度別達到了486.67HV0.3和590.06HV0.3，相較于未超聲滾壓試樣分別提高了187%和215%。以上結果表明，相較于高錳鋼基體，高錳鋼涂層的形變硬化能力更加優秀，且隨著滾壓力的增大，其形變硬化能力愈加顯著。

圖4b為高錳鋼涂層在300 N滾壓力下超聲滾壓處理前后的XRD圖譜，可以看出，高錳鋼熔覆層的相結構在滾壓前后均為單一γ-Fe相，這表明在超聲滾壓過程中高錳鋼涂層未發生馬氏體相變。相比于滾壓前，滾壓后涂層的（111）晶面的衍射峰強度大幅提高，（220）、（311）晶面的衍射峰強度則略有降低，這表明在滾壓過程中涂層內部的晶粒發生偏轉，產生大量（111）晶面的擇優取向。（111）晶面作為高錳奧氏體鋼的滑移面和孿生面，在塑性形變過程初期滑移系伴隨著位錯的運動而啟動，當滑移應力逐漸達到高錳鋼的臨界孿生應力時，內部開始出現孿生，并產生大量的形變孿晶，進而導致（111）晶面的衍射峰強度大幅提高。

為研究超聲滾壓對高錳鋼涂層耐磨性的影響，對300 N滾壓力下超聲滾壓處理前后的高錳鋼涂層進行了摩擦磨損性能測試。磨痕形貌如圖5所示，可以看到，相比于未超聲滾壓的熔覆層，超聲滾壓后的涂層磨痕的深度、寬度和橫截面積均大幅減小，這表明超聲滾壓極大地提高了涂層的耐磨性，這歸因于超聲滾壓過程中超聲振動在涂層表面引起的高頻撞擊和滾動作用形成的高殘余壓應力^{［9，15］}。此外，未超聲滾壓試樣的磨痕邊緣存在輕微的材料聚集，而在超聲滾壓后的試樣中則沒有出現這種現象，這是因為未超聲滾壓試樣的硬度較低，在磨損過程中磨球對表面的擠壓會產生嚴重的塑性變形，進而導致磨痕兩側都會有凸起，由于超聲滾壓后的試樣硬度較高，所以不會因為磨球的擠壓而產生凸起^［16］。

為更加直觀地評價超聲滾壓前后高錳鋼涂層的耐磨性，對磨損后熔覆層的體積磨損率進行了計算，體積磨損率的表達式為

η=ΔVFloadL（1）

ΔV=2πRSave" L=TnR2πR

式中，η為體積磨損率；ΔV為熔覆層的體積損失量；Fload為磨損過程中施加的垂直載荷；Save為磨損的平均橫截面積；L為磨損時磨球在熔覆層表面的移動距離；T為磨損時間；nR為主軸轉速；R為摩擦半徑。

上述相應參數的取值如表1所示，可知超聲滾壓前后熔覆層的體積磨損率分別為3.1×10^-4 mm3/（N·m）和1.7×10^-4 mm3/（N·m），超聲滾壓處理使熔覆層的耐磨性提高了45%，這表明進行超聲滾壓處理可以有效提高涂層的耐磨性。

圖6a、圖6b分別為高錳鋼涂層超聲滾壓前后的涂層表面形貌SEM圖，可以看到，未經過超聲滾壓處理的試樣，其表面凹凸不平且較為粗糙，而經過超聲滾壓處理后的試樣，其表面的凹槽、凹坑被填平，這得益于超聲滾壓過程中超聲振動帶來的微觀沖擊力，這些微觀沖擊力可以有效地減少裂紋、孔洞等表面缺陷，進而提高涂層表面的平整度^［9］。

在超聲滾壓過程中，由于超聲振動的存在，塑性變形的應變率處于103～104/s之間，屬于典型的高應變率塑性變形^［1］，這會導致材料表面產生嚴重的塑性變形，形成顯著的嚴重塑性變形層。圖6c為超聲滾壓后涂層截面的顯微組織圖，

可以看到，超聲滾壓后表面出現了約5 μm的嚴重塑性變形層，嚴重塑性變形層內的顯微組織呈波紋狀，這表明高錳鋼圖層的顯微組織在超聲滾壓過程中經歷了復雜的變化，這將導致納米晶和孿晶的形成^［15］。此外，觀察到的波紋狀紋理還表明超聲滾壓后熔覆層表面的晶粒取向出現了變化，如圖4b所示，超聲滾壓導致了強度高的（111）晶面衍射峰的出現，這反映了晶粒取向為適應超聲波高頻振動所產生的高應力而發生了重新的分布。

2.3 超聲滾壓硬化機理

為進一步揭示高錳鋼涂層的超聲滾壓形變硬化機理，對300 N沖擊力下超聲滾壓處理前后的試樣進行了EBSD、TEM檢測。圖7展示了超聲滾壓前后高錳鋼熔覆層的EBSD結果，包括帶對比（band contrast， BC）圖以及幾何必須位錯（geometrically necessary dislocation， GND）密度圖。從圖7c中可以觀察到，超聲滾壓后的熔覆層表面形成了深度約為200 μm的硬化層，原因在于超聲滾壓過程中超聲振動產生的高頻率振動會對材料表面產生連續的微觀沖擊力，在微觀沖擊力的作用下會使材料表面產生更大的塑性形變，結合機械硬化過程使得熔覆層表面會產生深度較大的硬化層^［17］。在硬化層內部還觀察到大量的黑線，這些黑線一般被視為形變孿晶束^［18］，由于受EBSD的分辨率限制，軟件無法充分識別這些黑線，因此關于形變孿晶的詳細分析將在本文后續部分借助TEM進行。圖7b、圖7d分別為超聲滾壓前后熔覆層的GND密度圖，可以看到，相比于超聲滾壓前的試樣，超聲滾壓后試樣的硬化層內部更亮、顏色更深。

圖8為超聲滾壓前后GND密度具體數值的分布圖，可以發現超聲滾壓前的GND密度為0.21×10¹⁴/m2，而超聲滾壓后的GND密度急劇增大，達到0.48×10¹⁴/m2，提高了128%，位錯密度急劇增大的原因在于，在超聲滾壓過程中的高應變率條件下所導致的嚴重塑性變形過程使得熔覆層內部會產生劇烈的位錯運動，一方面枝晶與枝晶之間形成的亞晶界可以起到捕捉、存儲位錯的作用^［19］，另一方面，在枝晶間的C-Mn溶質偶極子也可以作為位錯運動的勢壘強烈阻礙位錯的運動，進而導致位錯在亞晶界處堆積。位錯的累積造成亞晶界處的局部應力集中，而當這些應力達到或超過孿晶的臨界應力時，便會促進形變孿晶的形核及生長^［20］。

圖9a為超聲滾壓前涂層的反極圖（inverse pole figure， IPF），其顯微組織在EBSD的表征下為粗大的柱狀晶，尺寸遠大于圖2中的晶粒尺寸，這是因為EBSD可以測量晶粒之間的取向差，它規定將15°的晶界取向差作為晶粒劃分的依據，但在單個柱狀晶內部，枝晶與枝晶之間的取向差極小，在IPF圖中呈現相同的顏色，因此在EBSD中被視為同一晶粒^［21］。柱狀晶的生長方向整體上為垂直方向，這歸因于激光熔覆過程極大的溫度梯度，促使晶粒沿熱流方向進行強烈的外延生長。圖9b為超聲滾壓后熔覆層的IPF，圖9c為超聲滾壓前后相應的極圖（pole figure， PF），可以觀察到，在超聲滾壓前熔覆層并無明顯的擇優取向，而在超聲滾壓后出現了明顯的（111）面的擇優取向，這與圖4b中超聲滾壓后（111）晶面衍射峰強度的大幅提高保持一致。圖9d和圖9e為圖9b中白框區域的局部放大圖，可以看到在超聲滾壓后柱狀晶內部的顏色較超聲滾壓前產生了明顯的變化，呈現出波紋狀的顏色分布。這是因為超聲滾壓過程中劇烈的塑性形變導致了大量的位錯產生，正如圖9e所示。這些位錯之間相互作用、相互影響形成位錯胞亞結構，位錯胞亞結構之間具有較小的取向差，進而形成亞晶界^［21］，如圖9f所示。超聲滾壓后，高錳鋼涂層內部位錯胞與位錯胞之間形成的亞晶界能夠阻礙位錯的運動，捕捉并存儲位錯從而使高錳鋼熔覆層具有更高的硬度并增強了形變硬化能力。

圖10為超聲滾壓前高錳鋼涂層微觀組織TEM圖。熔池快速冷卻凝固產生拉應力，引起塑性變形，導致位錯運動和孿晶的形成^{［8，14］}。如圖10a所示，可清晰看到筆直大角度晶界（high angle grain boundaries， HAGB）分布在兩晶粒之間，HAGB右側位錯運動形成了位錯線（dislocation lines， DLs）和位錯墻（dislocation wall， DW）。位錯向HAGB運動后，在受到HAGB阻礙作用后在其右側堆積，導致左側位錯密度低形成了無位錯區（dislocation free zone， DFZ）。通過選區電子衍射（selected area electron diffraction pattern， SAEDP）標定可確定物相為γ-Fe，與圖4b所示的XRD分析一致。圖10b中HAGB交叉使位錯滑移平均自由程降低，導致位錯運動阻力增大，形成了位錯胞（dislocation cells， DCs）和位錯纏結（dislocation tangles， DTs），位錯堆積較圖10a中更為顯著，同時HAGB的阻礙作用導致其左側也形成了DFZ。圖10c為孿晶的明場圖（bright field， BF）和暗場圖（dark field， DF），圖10d為孿晶的高分辨力TEM（high resolution TEM， HRTEM）圖和逆傅里葉變換（inverse Fourier transform， IFT）圖。由圖10d中基體和孿晶原子的對稱排列可確定圖10c中的亮白帶為孿晶，同時可看出孿晶在HAGB處運動受阻，傳輸停止，進而導致HAGB左側晶粒細化，與HAGB右側區域相比，HAGB左側區域的運動阻力增大，導致HAGB左側區域的位錯密度增大、位錯堆積嚴重。這表明在高錳鋼熔覆層中存在著高密度的位錯結構和孿晶，這是高錳鋼涂層形變硬化的來源之一。

超聲滾壓后涂層的顯微組織TEM圖見圖11，其中圖11a、圖11b分別為形變孿晶的暗場圖和明場圖，可以看到，超聲滾壓后涂層內部產生了高密度的形變孿晶束，圖11c所示的SAEDP也證實了形變孿晶的存在。由于高錳鋼涂層在超聲滾壓前就存在高密度的位錯，在超聲滾壓時，超聲振動的引入在微觀層面增加了位錯的運動，產生的強烈塑性變形會導致更高密度的位錯在晶粒內部積累，進而在晶粒內部出現應力集中，促進形變孿晶的形核^{［15，22］}。此外，在圖11b中可以看到，有些孿晶發生了一定程度的偏折，這可能是形變孿晶形成后產生進一步的應變所引起的。在其他區域還觀察到了多級孿晶系統的出現，如圖11d和圖11e所示。在一次孿晶和二次孿晶的周圍發現了大量的位錯，這表明孿晶邊界在塑性變形過程中可以充當位錯運動的障礙，產生局部的應力集中和應變硬化。此外一次孿晶和二次孿晶之間會相互作用，交叉的孿晶將基體分割成四邊形區域，細化了晶粒，產生了動態霍爾佩奇效應，提高了高錳鋼熔覆層的形變硬化能力。圖11f為圖11e中黃框區域的HRTEM圖，表現出一次孿晶和二次孿晶相交處的原子排列，顯示孿晶被另一個孿晶所穿透。此外，相交處存在嚴重的晶格畸變，這表明一次孿晶和二次孿晶之間的相互作用導致了位錯反應的進行從而在局部產生額外的形變硬化^［23］。

綜上所述，在高錳鋼涂層內，由于存在大量的亞晶界以及亞晶界的C、Mn元素偏析形成的C-Mn原子對，這使激光熔覆高錳鋼相比于傳統鑄造高錳鋼具有更加強烈的位錯捕捉、存儲能力，進而使形變孿晶的形核變得更加容易。形變孿晶產生后，由于形變孿晶界的存在，使得位錯運動進一步被阻礙，且形變孿晶之間也會相互作用，導致出現晶粒細化、晶粒尺寸減小的現象。高錳鋼的總應力可表示為^［1］

σ=σ0+α0Gsbρ^1/2d+MβGsb（1l+1Dc）（2）

式中，ρd為位錯密度；l為孿晶間距；Dc為晶粒尺寸；M為平均泰勒因子；Gs為剪切模量；β為常量；b為Burgers矢量的模；σ0為流動應力；α0為幾何因子。

由此可見，在高錳鋼在超聲滾壓形變硬化后產生的高位錯密度、形變孿晶是高錳鋼涂層具有優異的形變硬化能力的主要原因。

3 結論

針對高錳鋼部件表面的磨損和修復問題，本文提出了高錳鋼涂層的激光送絲熔覆技術，并通過超聲滾壓技術對制備的涂層進行了表面形變處理。對超聲滾壓前后高錳鋼涂層的顯微組織和力學性能進行了研究，并分析了形變硬化機理，得出以下結論：

（1）激光送絲熔覆高錳鋼涂層的顯微組織由柱狀枝晶和等軸枝晶組成；由于激光送絲熔覆過程中的高冷卻速率，涂層內部未形成網狀滲碳體；熔覆層的顯微組織存在元素不均勻的現象： Fe在枝晶內富集，Mn、C在枝晶間富集，在枝晶間處偏析的Mn、C可形成C-Mn溶質偶極子阻礙位錯的運動，進而可提高熔覆層的形變硬化能力。

（2）對高錳鋼涂層進行了超聲滾壓處理，并對超聲滾壓前后熔覆層的相組成、硬度以及摩擦磨損性能進行了分析，結果表明，在超聲滾壓過程中未出現相變，超聲滾壓后涂層的硬度、耐磨性均有大幅提高。

（3）揭示了激光送絲熔覆高錳鋼涂層的超聲滾壓硬化機理：在初始高錳鋼涂層內部存在C、Mn的枝晶偏析、位錯和孿晶，這導致在超聲滾壓過程中位錯運動受到嚴重的阻礙，進而導致更高密度的位錯；由于高錳鋼存在孿晶誘導塑性變形（TWIP）效應，在超聲滾壓后高錳鋼內部會產生大量的形變孿晶，這些形變孿晶之間會產生相互作用，進一步提高了高錳鋼涂層的形變硬化能力。

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（編輯 胡佳慧）

作者簡介：

楊海峰，男，1981年生，副教授。研究方向為耐磨涂層的激光熔覆技術。發表論文60余篇。E-mail：yhf002@163.com。