45鋼表面激光熔覆金剛石合金涂層的組織性能分析

關鍵詞鍍Ni金剛石；合金涂層；激光熔覆；顯微組織；顯微硬度中圖分類號 TQ164;TG456.7文獻標志碼A文章編號 1006-852X（2025）04-0470-09DOI碼 10.13394/j.cnki.jgszz.2024.0100收稿日期 2024-06-17修回日期2024-08-07

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45鋼作為一種常見合金結構鋼，因其良好的機械強度、塑性等性能，廣泛應用于國防、航空、航天、軸承、汽車等領域，而磨損是其常見的失效形式[-2]。中國工程院公布的調查數據顯示，因機械摩擦與磨損，我國每年遭受的經濟損失約為9500億元，約占國內生產總值的 4.5%^[3-4] 。為此，通過對45鋼零件表面實施適當的強化處理而非進行整體合金化，可顯著提升其耐磨性及抗腐蝕性，在減少金屬材料使用的同時提升生產效率并降低成本。同時，這一表面處理技術的應用，可促進機械設備向高速化和智能化方向發展5，是解決金屬材料磨損問題的關鍵。

熱噴涂、堆焊、表面滲氮、激光熔覆等技術均能有效提高45鋼零部件的使用壽命。然而，熱噴涂技術在制備涂層時因溫度較高，會對鋼材表面的力學性能產生影響；堆焊技術雖設備簡單、便于操作，但其作業環境差，堆焊層區域易出現微裂紋及夾渣缺陷；表面滲氮工藝的周期長，會在滲氮層與基體間形成顯著的硬度差異，使材料在使用過程中極易出現裂紋和磨損，進而導致其功能層失效。相較于上述技術，激光熔覆技術可有效控制熱影響區，減少涂層開裂、變形等，已成為45 鋼表面強化的有效工藝[10-12]。

目前，可用于激光熔覆耐磨層的合金粉末材料包括Ni基、Fe基、Co基、Cu基等材料[13-15]。然而，在極端摩擦、滑動、沖擊及磨粒損傷等惡劣條件下，這些傳統的自熔性合金往往難以滿足機械零部件的實際應用要求[。因此，工程技術人員需要尋找更能適應這些惡劣條件的先進材料，以確保機械設備的長效正常運行及耐用性。此外，Ni、Co等合金資源屬于戰略性資源，在全球的儲量有限[17]。因此，從長遠規劃來看，找出能夠替代有限合金資源的材料，已成為45鋼耐磨層增材制造發展的關鍵。

金剛石作為地球上迄今已知最堅硬的物質，展現出優異的力學、光學、熱學、聲學、電學、化學及生物學性能[18]。這些特性使金剛石在當前的高科技領域扮演著極為重要的角色，且得到了廣泛的應用[]。與其他合金相比，金剛石超高的硬度、耐磨性能以及獨特的物理和化學特性，使其成為現代科技發展不可或缺的材料之一。但金剛石具有熱不穩定性，在與高溫熔池接觸過程中易發生石墨化或因被氧化而破壞。目前用于制備金剛石涂層的技術，如釬焊和熱噴涂，都存在一定局限性[20，這些技術通常會削弱金剛石與金屬基體間的結合強度。此外，高溫條件下金剛石易轉變為石墨并遭受熱損傷[2，還可能在涂層內部形成氣孔，進一步影響其耐磨性能。因此，需開發更為先進的涂層技術以優化金剛石涂層的質量和耐用性。

朱晨穎等22使用感應釬涂工藝制備了金剛石/Ni基復合涂層，發現Ni基釬料對金剛石有很好的潤濕性且涂層結合強度較高，但在 1050^dC 下，金剛石表面仍發生了石墨化轉變并出現了燒蝕現象。ZHOU等通過數值模擬研究了激光增材制造Ni-Cr基金剛石工具熔池的吸熱、傳熱和凝固演化規律，發現在實際工藝中將金剛石嵌入其他合金粉末，或降低粉末厚度和激光能量密度，可減少金剛石熱損傷。MA等2結合前人研究發現：添加低熔點合金粉末為結合劑，在加工中金剛石顆粒達到熱量峰值后，具有低吸收率和優異導熱性的低熔點合金粉末會在熔池中充當散熱通道，從而降低金剛石的石墨化程度。

基于金剛石的特性和上述分析，添加金剛石為熔覆層的耐磨相需解決2個關鍵問題：（1）避免在激光熔覆過程中金剛石的石墨化和熱損傷，保持金剛石自身結構的穩定性；（2）克服金剛石與其他增強相金屬粉末、基體材料在熱膨脹系數、化學穩定性等方面的差異，解決在加工中易出現的界面冶金結合強度不足的問題。

為解決上述問題，以低熔點合金為預處理材料從而有效防止金剛石在高溫下的熱損傷，并通過Co、Ti等合金粉末的添加進一步改善涂層的流動性，增強結合劑對金剛石的把持力，提升涂層硬度。通過優化激光熔覆工藝參數，在45鋼表面制備出具有優于基體性能的合金涂層，并對涂層內部的金剛石顆粒分布及其微觀結構進行分析，以顯著提高鍍Ni金剛石的應用性能等。

1實驗材料與方法

1.1實驗材料

基體材料采用軋制的45鋼鋼板，其化學成分見表1。將45鋼鋼板樣品（尺寸為 100mm×100mm× 20mm ，顯微硬度為 HV170.40 ）粗磨、精磨、拋光至表面無氧化皮，再用超聲波和無水乙醇清洗，以消除表面

雜質對熔覆層質量的影響。

熔覆材料包括CuSn10合金、鍍Ni金剛石粉末、TiC粉、Co粉、WC粉等，其粒徑范圍為 100～150μm 純度均在 99.5% 以上。按表2試驗設計的配比稱取粉末，放入研磨罐中，使用球磨機球磨 240min ，以充分混合粉末。預處理后的熔覆材料粉末形貌如圖1所示。

表145鋼化學成分Tab.1 Chemicalcompositionsof45 steel

表2激光熔覆合金粉末成分配比

Tab.2Composition ratio of laser cladding alloy powder

圖1熔覆材料混合粉末形貌

Fig.1Morphologyofmixed powderofcladdingmaterial

1.2實驗方法

使用德國IPG光纖激光器（型號為YLS-6000-S2）在給定的45鋼鋼板表面進行涂層熔覆。熔覆時，選用ABB公司生產的六軸聯動機器人精確控制熔覆頭沿

45鋼板長度方向完成送粉熔覆。為防止熔池氧化，實驗過程中使用純度為 99.9% 的惰性氣體氬氣進行保護。激光熔覆工藝參數如表3所示，表中的搭接率是指激光多道熔覆中相鄰熔覆道之間相互重疊的程度，用搭接寬度和單道熔覆層寬度之比表示。依據表3參數在45鋼板表面進行多道搭接熔覆，單道熔覆時間為 4s 寬度為 2mm ，熔覆后空冷至室溫。

表3激光熔覆工藝參數

Tab.3 Lasercladdingparameters

熔覆完成后切開試樣，用質量分數為 5% 的硝酸乙醇溶液腐蝕拋光截面，以制備金相試樣。使用MR3000倒置三目金相顯微鏡和ZeissSigma300掃描電鏡（SEM）對金相試樣的宏觀形貌及微觀組織進行觀察，同時對其元素分布進行分析。通過WHVS-1M-AXYZF維氏硬度計對試樣施加 500N 壓力（保壓10s），測量沿熔覆層到基體方向的硬度分布。選用MD3020立式砂輪打磨機對熔覆層表面進行摩擦磨損實驗，摩擦時間為 30s. ，并結合SEM對摩擦后熔覆層表面形貌進行觀察。

2 結果與分析

2.1激光熔覆合金涂層的宏觀形貌

圖2所示為表3條件下涂層截面的宏觀形貌。如圖2a所示：當熔覆功率為 700W 時，涂層內部存在孔洞缺陷，但無明顯裂紋缺陷。隨著熔覆功率增加，涂層高度 H 和熔池深度 h 分別從167和 333μm 增加至560和 440μm （圖2b）。這是因為提高熔覆功率增強了熔池金屬的熔化和流動，減少了涂層內氣孔的產生[24]。而當送粉速率較快時，熔覆功率不足，粉末未充分熔化，涂層和基體之間結合力下降，在界面處易產生不完全熔合缺陷（圖2c）。此外，除涂層高度 H 從 560μm 增加至 800μm 外，熔池深度 h 從 440μm 略降至 400μm （圖2c）。

2.2激光熔覆合金涂層的微觀組織

圖3為表3條件下金剛石的結合界面形貌。由圖3可知：經過預處理的金剛石顆粒未出現燒蝕以及石墨化現象，金剛石整體形態完整。

當熔覆功率為 700W 時，觀察到金剛石顆粒與黏結相及45鋼基體的結合力較弱，存在連接缺陷（圖3a中的紅色方框）。當熔覆功率為 850W. 、送粉速率為2.5r/min 時，結合力得到提升，金剛石脫落減少，但金剛石與黏結相結合界面處仍有少量縫隙（圖3b中的紅色方框）。當熔覆功率為 850W 、送粉速率為2.0r/min 時，金剛石與黏結相的結合程度較好（圖3c）。放大圖3c中的黃色方框區域，發現金剛石與黏結相在涂層中緊密結合，且二者的結合界面沒有出現微小縫隙（圖3d）。

圖4為條件2下合金涂層黏結相的微觀組織及元素分析。圖4a中灰色基體主要由CuSn10合金組成，沿“Line”線的元素EDS線掃描結果如圖4b所示。圖4b中：Cu元素含量呈先增大后減小再增大的波動變化趨勢，在距離線掃描起始點 4μm 的位置下降明顯，表明Cu含量在黏結相與增強相交界處發生變化。結合REYES等[25]的分析，在線掃描 4μm 處WC原位分解生成 W₂C 1 W₂（CO） 、W等新相，表明增強相和黏結相結合質量較好；增強相中的WC吸收了一部分激光束能量，避免熔池中的金剛石在高能激光束下發生燒蝕和石墨化，起到隔離保護金剛石的作用。由圖4b還可見：Co元素含量變化趨勢與Cu一致，表明Co粉和CuSn10粉末在激光熔覆過程中熔合并形成相對穩定的結構。圖4c中的“Spot”點掃描結果證實，白色物質為未分解的WC 顆粒。相關研究表明[26-27]含有 Co 、W等元素的涂層中生成了 M₇C₃ （M代表 Co 、W等元素）碳化物，且熔池在高能激光束熱量作用下即熱即冷；同時， M₇C₃ 碳化物極易向更穩定的 M₂₃C₆ 相轉變，新的碳化物更有利于提高涂層顯微硬度。還有研究表明：在激光熔覆過程中，Fe元素與C、Co元素表現出較強的親和性[28]。熔池中的對流效應加速了Fe元素向熔覆層的擴散，并使其參與反應。同時，由于Fe和 Co 的原子半徑接近，容易形成亞穩態的 γ? -（Co，Fe）固溶體，在一定程度上抑制了金剛石的石墨化轉變[29]。因此，添加WC粉和Co粉等增強相，可有效減少金剛石的石墨化，從而顯著提升涂層的顯微硬度和耐磨性。

圖2合金涂層截面宏觀形貌

Fig.2 Macro morphologies ofalloycoating cross-section

圖3金剛石結合界面形貌

Fig.3 Diamond bonding interface morphology

圖4條件2下合金涂層黏結相的微觀組織及元素分析 Fig. 4Microstructure and elemental analysis ofbonding phase ir alloy coatingunder condition 2

2.3激光熔覆合金涂層的界面組織及分析

圖5為條件2下涂層橫截面的宏觀、微觀形貌及過渡層EDS線掃描分析和熱影響區SEM形貌。如圖5a所示：整個涂層連續均勻，僅有個別孔洞，說明在此工藝參數下涂層和基體間結合良好，無明顯分層、裂紋等缺陷。由圖5b可知：整個基體及涂層可清晰地劃分為合金涂層熔覆區、過渡區和熱影響區。圖5c為圖5b中紅框區放大圖，其中的WC顆粒呈白色，EDS成分分析證實WC顆粒周圍的白色層狀物質為激光熔覆過程中WC分解產生的 W₂C 等相[25]

在激光熔覆過程中，高能激光束在掃過基體表面的同時使其熔化形成熔池。在基體與涂層的界面結合處（即過渡區），基體與涂層間的化學成分差異導致cu. 、Ti含量逐漸降低，而Fe含量迅速上升（圖5d），且界面處的各元素呈現互相擴散的趨勢。由圖5d還可知：Fe元素不僅存在于基體中，涂層中同樣存在少量Fe元素。這是因為在熔覆過程中，高能激光束下形成的熔池發生對流傳質，使基體中的Fe元素擴散至涂層中。

圖5e為熱影響區的SEM形貌。熱影響區受熱量累積的影響較大，其組織在熱量累積作用下逐漸粗大，形成板條狀馬氏體；組織內部的高密度位錯可有效強化組織，且過飽和碳使晶格畸變，進一步固溶強化組織[30]。同時，熱影響區的組織受激光熱作用的影響而發生淬火相變，使其硬度明顯升高[31]。

2.4激光熔覆合金涂層的顯微硬度分布

圖6為條件2下涂層的顯微硬度分布。從圖6可觀察到：合金涂層硬度分布較均勻，但過渡區附近的硬度低于涂層頂部區域的硬度。測得合金涂層顯微硬度的平均值為HV257.85，是基體顯微硬度HV170.40的1.51倍;熱影響區的顯微硬度自上而下呈遞減趨勢，其平均顯微硬度為 HV306.18 ，相比合金涂層提高了HV48.33；且基體區域的硬度平穩。出現該現象的主要原因是在接近涂層和基體材料的過渡區（即界面區域）發生了更為顯著的元素擴散，在這一區域涂層與基體材料中的元素發生了較強的擴散和混合，導致硬質相（如碳化物）含量相對減少，直接影響了合金涂層的硬度，從而使過渡區附近的硬度低于頂部區域的硬度。需要注意的是，這種硬度變化并不是突變，而是呈梯度變化，這說明熔覆過程中元素的擴散和混合是均勻進行的。由于合金涂層頂部區域遠離基體，受到的元素稀釋作用較小，該區域中硬質相的含量相對較高，因此其硬度值也相對較高。

2.5激光熔覆合金涂層摩擦后的表面形貌

圖7為合金涂層摩擦后的表面宏觀形貌及元素分布。圖7a顯示：摩擦后的合金涂層表面有大量完整的金剛石顆粒，且各顆粒沿摩擦方向有明顯“拖尾”的犁削痕跡，表明金剛石在涂層中起到了“硬質骨架”作用，顯著提高了涂層的耐磨性。同時，裸露的金剛石顆粒基本分布于涂層頂部附近，其密度高于底部。這是因為金剛石的密度小于黏結相和增強相的密度，在熔池中容易呈現上浮趨勢。

如圖7b、圖7c所示：進一步對表面裸露的金剛石進行EDS元素分析，發現其Ti、W等元素呈梯度變化，表明涂層中的WC以及TiC已成為涂層的重要組成部分，其作為骨架結構提高了涂層的整體硬度[32]。

3結論

（1）對金剛石表面進行鍍Ni處理，并采用Cu基合金粉末為黏接劑，能夠實現金剛石與涂層金屬、基體間的良好連接，同時減少金剛石的石墨化及燒蝕；同時，在金剛石中加入的WC、Co等合金粉末能夠提高涂層的耐磨性，并與45鋼基體形成碳化物提高界面結合力。

（2）添加的TiC、WC等增強相與45鋼基體間結合良好，其界面處未見明顯裂紋，熔覆層內部無宏觀缺陷。受熱分解后的TiC、WC與其他元素形成碳化物，有利于提高涂層的顯微硬度。

（3）金剛石、WC、TiC等合金粉末的加入可提高Cu基合金激光熔覆層的耐磨性。在CuSn10質量分數為 85% 的合金中添加質量分數分別為 10% 的鍍Ni金剛石、 1% 的TiC、 2% 的WC和 2% 的Co后，在熔覆功率為 850W 、送粉速率為 2.0r/min 、氣體流量為6L/min 、搭接率為 30% 的工藝條件下熔覆合金涂層，涂層平均顯微硬度為 HV257.85 ，是基體顯微硬度HV170.40的1.51倍。但與受到淬火相變的熱影響區硬度相比，合金涂層硬度仍有待提高。

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作者簡介

蘆甜，女，1994年生，碩士、助理研究員。主要研究方向：鉆探裝備制造工藝。

E-mail： ltmelody@163.com

（編輯：周萬里）

Analysis of microstructure and properties of laser cladding diamond alloy coating on 45 steel surface

LU Tian， WANG Chuanliu， MA Shaoming， ZHU Ying（CCTEGXi'an Research Institute（Group） Co.，Ltd.，Xi'an71oo77，China）

AbstractObjectives：To significantly enhance thesurface wear resistance of 45 stelunder high friction and highload conditions，a new type of wear-resistant aloy coating with high hardness and strong adhesion is constructed on its surfaceusing lasercladding technology.Thecoating ismainlycomposedof nickel-plated diamond as the wear-resistant phase，and high-melting-point ceramicssuch asWCand TiCasthereinforcing phases.Meanwhile，the microstructure andfluidityof thecoating are improvedbyadding metal elements such as Tiand Co.The focus is on studying the influence of laser poweronthe graphitization ofdiamond and the metallurgical bonding quality with the substrate during the laser cladding process， hereby optimizing the process parameters and improving the comprehensive performances of the coating.Methods：A multi-component alloy wear-resistant coating is prepared on the surfaceof45 steel bythe laser cladding processThe coating formulacontains acertain proportion of nickel-plated diamond，WC，TiC，Ti and Co powders.The influence of adjusting the laser power on the structural stabilityof diamond particles，the interface bonding stateand the overallmicrostructure morphologyis investigated.Aftercladding，the microstructureofthecoating is observed by metallographic microscope （OM） and scanning electron microscope （SEM） respectively，and the elemental distribution is analyzed by energy dispersive spectroscopy （EDS）.Moreover，the microhardnessof the coating is tested using a Vickers hardness tester，thereby comprehensively evaluatingthe performance of thecoating.Results： The laser power has a significant impact on the stability of the diamond structure during the coating formation process. Under appropriate laser power，the nickel-plated diamond particles do not exhibit significant graphitization during the melting processand the particles remain intact and form a good metallurgical bond with the metal substrate.On the contrary， excesive laser power can cause some diamond particles to undergo graphitization，thereby affecting theperformance of the coating.The introduction of WCand TiCreinforcing phases can efectively absorb some ofthe laser energy，reduce the thermal shock onthe diamond surfaces，suppresstheir ablationand graphitization，while promoting the formationof fine-grained microstructures，improvingthe structural stabilityand wearresistanceofthecoating.Inadition，theadditionof CoandTi elements significantlyimproves the wetabilityof the molten pool metaland the fluidityof the coating， enhances the bonding strength between the aloy coating and the ceramic particles，and effectively improves the uniformityand densityofthecoating.The internal structureof thealoycoating isuniform，without obviouscracksor delamination.Thediamond particlesaredenselydistributedand the interfacesaretightly bonded.Theaveragehardness of the coating reaches HV257.85，which is approximately 51% higher than HV170.40 of the base 45 steel.Therefore， the hardness enhancement effect is remarkable. Conclusions： By optimizing the laser cladding parameters and reasonably designing the alloy powder system，the nickel-plated diamond and the reinforcing phases such as WC and TiC can synergistically work under high-temperature laser cladding conditions，effectively improving the densityof the coating structure，the stabilityof the diamond structure，and itsadhesion with the substrate.The preparedaloy wear-resistant coatingsignificantly improves themicrohardness andthe wearresistanceof the45 steel surface，andhas good interfacial bondingand thermal stability，making itanideal material for improving the wearresistance and service life of 45 steel.

Key wordsnickel-plated diamond; alloy coating; laser cladding; microstructure; microhardness