李海濤，程景甜，樊帥奇，徐金富

(1.寧波工程學院材料與化學工程學院，寧波 315211；2.長安大學材料科學與工程學院，西安 710061)

0 引 言

工程上常采用氣體滲碳、滲氮、硼化等方法進行表面改性來提高材料的表面硬度和耐磨性[1-2]，但這類方法操作周期長，工藝難以準確控制，工序復雜，成本高，且制備得到的滲碳層和氮化層較薄、硼化層脆性大易脫落，限制了其應用[3-5]。

激光合金化法作為一種新型表面處理方法，具有工序簡單、操作周期短、無需淬回火工序、基體熱變形小等優(yōu)點，近年來得到快速發(fā)展[6-7]。目前，激光合金化法常采用鉻、鉬、鈦等金屬元素和硼、碳等非金屬元素對工件表面進行改性。KOTARSKA[8]通過激光合金化法在EN-GJS 350-22 球墨鑄鐵表面進行鈦合金化處理，發(fā)現(xiàn)表面合金化層的硬度和抗沖蝕性能較基體有所提高。張秀香等[9]通過激光合金化法在45鋼表面制備了硼合金化層，其表面硬度可達1 300 HV，但表面存在脆性大、易開裂等缺點。作者[10]在前期研究中通過激光合金化法在45鋼表面制備了碳合金化層，發(fā)現(xiàn)其表面硬度可達620 HV，與硼合金化層相比，碳合金化層硬度較低但韌性較好。目前，通過激光合金化法對鋼材進行表面改性的相關(guān)研究均主要采用一種合金化元素，關(guān)于二元合金化層的研究鮮有報道。為此，作者在前期研究的基礎(chǔ)上，經(jīng)試驗分析與可行性探討，通過激光合金化法在45鋼表面制備出碳硼二元合金化層，以期改善單一碳合金化造成的硬度不足，以及單一硼合金化造成的脆性大、合金化層較薄等問題[9-10]；同時，對激光功率、掃描速度、搭接率、合金化粉末質(zhì)量配比等工藝參數(shù)進行了優(yōu)化，并研究了最優(yōu)工藝下碳硼二元合金化層的組織與性能，以期為二元激光合金化層在工程上的應用提供理論指導。

1 試樣制備與試驗方法

基體選用45鋼，尺寸為30 mm×30 mm×8 mm，化學成分見表1，其顯微組織由鐵素體+珠光體組成。選用的合金化粉末有：純度為96.0%的無定形硼粉，其粒徑在48～74 μm；純度為99.92%的商用碳粉，其粒徑在48～75 μm。催滲劑選用純度為 99.0%的碳酸鋇(BaCO3)粉末，其粒徑在60～80 μm；黏結(jié)劑選用體積分數(shù)6%聚乙烯醇溶液。

表1 45鋼的化學成分

影響合金化的因素有激光功率(A)、掃描速度(B)、搭接率(C)及合金化粉末質(zhì)量配比(D)，根據(jù)前期試驗探索，A取2.0，2.2，2.4 kW 3個水平，B取400，500，600 mm·min-13個水平，C取30%，40%，50% 3個水平，D(硼粉與碳粉的質(zhì)量比)取6.0…3.5，5.5…4.0，5.0…4.5這3個水平，用L9(3)4正交試驗法對合金化的工藝參數(shù)進行優(yōu)化。合金化過程如下：將基體表面打磨除銹后置于丙酮中超聲清洗；將硼粉與碳粉按比例于研缽中攪拌混合10 min，其中添加質(zhì)量分數(shù)5% BaCO3粉末作為催滲劑；合金化粉末利用黏結(jié)劑調(diào)和后涂覆于基體表面，涂覆厚度約為1 mm；涂覆后放入GZX-9023MBE型電熱鼓風干燥箱中進行干燥；采用TFL-H6000型連續(xù)橫流型CO2激光器對試樣表面進行合金化處理，得到尺寸為30 mm×30 mm×9 mm的合金化試樣。

采用MH-5D型顯微硬度計測表面和截面顯微硬度，載荷為1.96 N，保載時間為5 s，在同一水平位置測3點取平均值。采用D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)對合金化層進行物相分析，采用銅靶，Kα射線，工作電壓為45 kV，工作電流為40 mA，掃描范圍為10°90°，步長為0.02°。利用線切割法將合金化試樣沿縱截面方向剖開，截取尺寸為30 mm×10 mm×9 mm的金相試樣，對試樣截面進行磨制、拋光，用體積分數(shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，采用AXIO Observer ZIM型光學顯微鏡觀察試樣截面顯微組織?；w和合金化試樣表面經(jīng)砂紙打磨光滑后，采用Bruker UMT-2型多功能摩擦磨損試驗機測試合金化層的摩擦磨損性能，對磨球為φ12.7 mm的Si3N4陶瓷球，載荷為50 N，頻率為3 Hz，試驗時間為30 min。采用UP-Lambda型3D光學輪廓儀測量磨痕的寬度和深度；采用分析天平對摩擦磨損試驗前后試樣的質(zhì)量進行稱量，測5次取平均值，計算質(zhì)量損失。摩擦磨損試驗后，采用HITACHI S-4800型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察磨損形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 工藝參數(shù)優(yōu)化

45鋼激光碳硼合金化工藝正交試驗結(jié)果見表2。根據(jù)表2繪制合金化層的硬度隨激光合金化工藝參數(shù)的變化曲線，如圖1所示。

表2 45鋼激光碳硼合金化工藝正交試驗結(jié)果

由圖1可見：隨著激光功率、掃描速度、搭接率的增大，合金化層的顯微硬度均呈先增后降的趨勢，且分別在2.2 kW，500 mm·min-1，40%時達到最大值；隨著硼粉與碳粉的質(zhì)量比降低，即添加的硼粉含量降低，合金化層硬度呈逐漸下降的趨勢，當硼粉與碳粉質(zhì)量比為6.0…3.5時硬度最高。隨著激光功率的增加，合金化粉末受熱分解得到的活性原子含量增多，從而使得硬度提高[11]；而當激光功率持續(xù)增大至2.2 kW以上時，合金化粉末會發(fā)生過燒從而使分解得到的活性原子數(shù)量減少，合金化層硬度降低。隨著掃描速度增大，熔池厚度減小，而在激光功率不變的情況下，熔池內(nèi)活性原子數(shù)量不變，生成的硬質(zhì)相化合物含量也不變，較小的熔池使得此時的硬質(zhì)相化合物相對含量提高，因此合金化層的硬度提高；而當掃描速度過快(大于500 mm·min-1)時，合金化粉末還未來得及受熱分解就被沖散，得到的活性原子含量下降，致使合金化層硬度降低。隨著搭接率增大，搭接處熱量增多，合金化粉末充分分解得到較多的活性原子，但當搭接率過高(大于40%)時會出現(xiàn)過熱現(xiàn)象，晶粒不斷長大，使得硬度降低[10,12]。合金化粉末中硼粉在受熱時形成的活性硼原子與基體表面反應生成的硼化物粒子可以很大程度提高合金化層的表面硬度[13]，隨著硼粉含量的降低，合金化粉末受熱分解得到的活性硼原子數(shù)量也降低，形成的硼化物減少，致使合金化層的硬度降低[14]。

圖1 不同激光功率、掃描速度、搭接率和合金化粉末質(zhì)量配比下合金化層的硬度

結(jié)合表2和圖1，最優(yōu)激光碳硼合金化工藝為激光功率2.2 kW、掃描速度500 mm·min-1、搭接率40%、硼粉與碳粉的質(zhì)量比6.0…3.5。影響硬度的4個因素按影響程度由大到小的順序為激光功率、合金化粉末質(zhì)量配比、掃描速度、搭接率。按照最優(yōu)激光合金化工藝制備得到的合金化層顯微硬度為879 HV，符合正交試驗分析結(jié)果。

2.2 最優(yōu)工藝下合金化層的物相組成

由圖2可知，最優(yōu)工藝下制備得到的碳硼合金化層主要由Fe3C、Fe2B、FeB、γ-(Fe，C)等物相組成。在激光的高溫作用下，表面合金化粉末受熱分解得到的游離態(tài)活性硼原子和活性碳原子在熔池內(nèi)與基體進行擴散、混合并反應形成Fe3C、Fe2B、FeB等彌散相，在快速冷卻凝固時形成γ-(Fe，C)間隙固溶體。由于碳在γ-Fe中的最大固溶度為2.11%，遠高于硼的固溶度(0.002 18%)，碳粉的加入可以在一定程度上增大硼原子的擴散速率，起到催滲的作用，從而降低共滲溫度，提高反應速率；Fe3C的形成可以促進硼原子的擴散，加快Fe2B等硬質(zhì)相粒子的生成，而硼化物的形成又反過來提高了碳的固溶度，從而共同提高合金化粉末的反應速率[15-16]。

圖2 最優(yōu)工藝制備的碳硼合金化層的XRD譜

2.3 最優(yōu)工藝下合金化試樣的顯微組織

由圖3可以看出：合金化試樣截面由表及里依次為合金化區(qū)、熱影響區(qū)以及基體，由于激光能量密度呈高斯分布，光斑中間溫度較兩邊高，使得合金化區(qū)的中間部位較兩邊厚，合金化區(qū)整體呈月牙狀；合金化區(qū)組織均勻，主要由柱狀晶和胞狀晶組成，晶粒沿垂直于基體表面方向生長，晶粒周圍分布有白色片狀碳化物，這是由碳粉經(jīng)激光高溫分解后得到的活性碳原子與基體反應生成的；合金化區(qū)與熱影響區(qū)的界面清晰，組織致密，無裂紋、縫隙等缺陷，說明合金化層與基體呈良好的冶金結(jié)合；熱影響區(qū)組織主要由針狀馬氏體和殘余奧氏體組成，馬氏體是由奧氏體在快速冷卻時發(fā)生了馬氏體相變得到，且其晶粒在靠近基體處較粗大，越靠近合金化區(qū)則越細小，這是由于在激光合金化時，激光作用在試樣表面，越靠近合金化區(qū)熱量越高，在較高的溫度梯度和較快的冷卻速率下，合金化區(qū)附近生成了較細小的晶粒組織[17]。

圖3 最優(yōu)工藝下制備得到碳硼合金化試樣不同區(qū)域的截面顯微組織

2.4 最優(yōu)工藝下合金化試樣的硬度

由圖4可以看出：合金化區(qū)厚度約為600 μm，其平均硬度為879 HV，硬度介于硼合金化層和碳合金化層之間[9-10]，且隨著距表面距離的增加，合金化區(qū)的硬度沒有明顯的變化，可知硬質(zhì)相粒子在合金化層中的分布較均勻；熱影響區(qū)厚度約為450 μm，顯微硬度在220 HV到768 HV之間呈梯度分布，這與熱影響區(qū)顯微組織的變化相符合，即從基體向合金化區(qū)過渡時，熱影響區(qū)的晶粒逐漸變得細?。换w硬度約為220 HV。

圖4 最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣截面的顯微硬度分布

2.5 最優(yōu)化工藝下合金化試樣的摩擦磨損性能

由圖5可以看出：在前60 s的試驗初始階段，合金化試樣和基體試樣的摩擦因數(shù)曲線均呈明顯的上升趨勢，當運行至250 s后，摩擦因數(shù)曲線趨于平穩(wěn)，進入穩(wěn)定階段，2個試樣的摩擦因數(shù)分別約為0.466 6，0.587 6，合金化試樣的摩擦因數(shù)明顯小于基體試樣。

圖5 最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣與基體試樣的摩擦因數(shù)隨時間的變化曲線

由圖6可以看出：基體試樣磨損表面存在大量劃痕，基體的硬度較低，在載荷的作用下Si3N4陶瓷球與基體發(fā)生黏著，在摩擦力作用下產(chǎn)生劃痕，分析其磨損機制主要為黏著磨損；合金化試樣磨損表面存在細小和較淺的犁溝，判斷其磨損機制主要為磨粒磨損，并伴隨輕微的黏著磨損。在摩擦磨損過程中，合金化層中的Fe2B、Fe3C等硬質(zhì)相粒子發(fā)生剝落形成了磨粒，黏著在合金化層表面，在隨后的磨損過程中，部分磨粒被壓入表面，從而在合金化層表面形成犁溝[18]。

圖6 基體試樣與最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣的磨損形貌

最優(yōu)工藝下制備得到的合金化試樣與基體試樣的摩擦磨損試驗數(shù)據(jù)如表3所示，可知合金化試樣的磨損率僅為0.455 3×10-14m3·N-1·m-1，遠低于基體試樣，經(jīng)激光合金化后，45鋼表面的耐磨性能得到了顯著提高。

表3 最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣與基體試樣的摩擦磨損試驗結(jié)果

3 結(jié) 論

(1)碳硼合金化層的顯微硬度隨激光功率、掃描速度和搭接率的增大而先增后降，隨硼粉與碳粉質(zhì)量比的下降而降低；經(jīng)正交試驗后確定45鋼激光碳硼合金化的最優(yōu)工藝為激光功率2.2 kW、掃描速度500 mm·min-1、搭接率40%、硼碳粉末質(zhì)量比6.0…3.5。

(2)最優(yōu)工藝下制備得到的碳硼合金化層主要由合金化區(qū)和熱影響區(qū)組成，主要物相為Fe3C、Fe2B、FeB、γ-(Fe，C)相；合金化區(qū)組織主要為柱狀晶和胞狀晶，其厚度約為600 μm，平均硬度為879 HV；熱影響區(qū)組織主要由針狀馬氏體以及殘余奧氏體組成，厚度約為450 μm，硬度在220～768 HV，呈梯度分布；合金化試樣的磨損體積為0.014 8 mm3，摩擦因數(shù)約為0.466 6，磨損率為0.455 3×10-14m3·N-1·m-1，與45鋼基體試樣相比，合金化層的摩擦磨損性能大大提高。