陳書楠，婁麗艷,，紀(jì)綱，賈云杰，李長久，李成新

超高速與常規(guī)激光熔覆Fe基涂層微觀組織及性能研究

陳書楠1，婁麗艷1,2，紀(jì)綱2，賈云杰1，李長久2，李成新2

（1.天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院 汽車模具智能制造技術(shù)國家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室，天津 300222；2.西安交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 金屬材料強(qiáng)度國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710049）

目的 對比研究常規(guī)與超高速激光熔覆涂層的微觀組織、相結(jié)構(gòu)，明確涂層結(jié)構(gòu)及性能間的構(gòu)效關(guān)系。方法 以27SiMn為基體，分別采用常規(guī)和超高速激光熔覆技術(shù)制備Fe基涂層。采用掃描電鏡（SEM）表征涂層的顯微組織，用能譜儀（EDS）分析涂層的元素分布。采用X射線衍射儀（XRD）、光學(xué)顯微鏡（OM）和電子背散射衍射（EBSD）方法分析涂層的相組成。采用顯微硬度計(jì)、電化學(xué)工作站等測試涂層的硬度分布及電化學(xué)特性。結(jié)果 常規(guī)與超高速激光熔覆涂層組織致密，均無明顯氣孔和裂紋等缺陷。相較于常規(guī)激光熔覆涂層，超高速激光熔覆涂層的晶粒更為細(xì)小，涂層成分接近粉末設(shè)計(jì)成分，晶內(nèi)和晶間Cr元素分布更為均勻。2種工藝制備的涂層均由馬氏體、鐵素體和M型碳化物組成，但是超高速激光熔覆涂層所含馬氏體和碳化物含量更低，使其硬度低于常規(guī)激光熔覆涂層。同時(shí)，與常規(guī)激光熔覆涂層相比，超高速激光熔覆涂層的自腐蝕電位由–0.56 V升高至–0.51 V，自腐蝕電流密度由1.3×10–5A/cm2顯著降低至1.5× 10–7A/cm2。結(jié)論 與常規(guī)激光熔覆相比，超高速激光熔覆涂層晶粒細(xì)小，成分均勻，具有更優(yōu)異的耐腐蝕性能。與此同時(shí)，涂層的馬氏體及碳化物含量更少，硬度更低。

超高速激光熔覆；涂層；組織結(jié)構(gòu)；耐蝕性；硬度；相組成

作為煤礦綜采的主要支撐設(shè)備，液壓支架立柱在井下工作，環(huán)境潮濕，立柱表面極易因腐蝕而失效，給采礦過程帶來了極大的安全隱患[1-2]。因此，提升液壓支架立柱的耐腐蝕性能具有重要意義。目前，工業(yè)生產(chǎn)中耐腐蝕涂層的制備技術(shù)主要有電鍍、堆焊和激光熔覆等[3-5]。其中，電鍍鉻涂層因具有硬度高、光潔度好、耐磨耐蝕性強(qiáng)、成本低等優(yōu)勢，在國內(nèi)許多重要工業(yè)領(lǐng)域大量應(yīng)用，每年的市場空間超過3× 1013m2[6-7]。但是，電鍍鉻產(chǎn)生的Cr6+毒性強(qiáng)，對環(huán)境污染嚴(yán)重，危害人體健康，已成為我國重點(diǎn)防控的五大金屬污染物之一。從2017年9月開始，六價(jià)鉻只能在獲得歐洲化學(xué)品總署的特殊且有限期認(rèn)證后才能使用[8]。美國、日本等國家也相繼出臺了針對電鍍鉻的嚴(yán)格限制規(guī)定。由此可見，可替代電鍍硬鉻的綠色表面處理技術(shù)需求迫切[9-11]。

2017年，德國弗勞恩霍夫激光技術(shù)研究所和亞琛工業(yè)大學(xué)聯(lián)合提出了超高速激光熔覆技術(shù)（Ultra- High Speed Laser Cladding）[12]。通過同軸送粉噴嘴的設(shè)計(jì)，使得粉末匯聚在基體上方以熔融或半熔化狀態(tài)進(jìn)入熔池，而基體表面只形成微熔池，大幅提高了粉末的利用率，減小了基體熱輸入，在確保涂層與基體呈高強(qiáng)冶金結(jié)合的同時(shí)，可控制涂層的稀釋率低于2%，能實(shí)現(xiàn)25～250 μm薄涂層的制備?；诨w與激光器的高速協(xié)同運(yùn)動，超高速激光熔覆速度可達(dá)50～500 m/min，突破了傳統(tǒng)熔覆的效率瓶頸。通過工藝優(yōu)化，涂層表面粗糙度可達(dá)10 μm以下，較常規(guī)熔覆更為光滑，涂層晶粒更加細(xì)小[13]。因此，該技術(shù)提出后，作為可替代電鍍硬鉻的潛在有效方法，迅速受到了國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。

山東能源重裝集團(tuán)澹臺凡亮等[14]將高速激光熔覆技術(shù)應(yīng)用于27SiMn液壓支架立柱，研究表明，與電鍍硬鉻技術(shù)相比，高速激光熔覆涂層與基體呈緊密冶金結(jié)合，且涂層沒有氣孔和裂紋等缺陷，應(yīng)用該技術(shù)可提高金屬粉末的利用率，顯著提高加工效率，降低激光加工技術(shù)成本。西安煤礦機(jī)械公司王先龍等[15]探討了超高速激光熔覆技術(shù)在采煤機(jī)齒輪修復(fù)上的應(yīng)用，利用其熱輸入低的特點(diǎn)，解決了以往齒輪修復(fù)過程中因熱輸入大，易產(chǎn)生孔變形，從而難以修復(fù)的問題。弗勞恩霍夫公司與亞琛分公司等[16]采用高速激光熔覆在鑄鐵剎車盤上成功制備了厚度不超過1 mm、高強(qiáng)度冶金結(jié)合的高質(zhì)量薄涂層，縮短了后處理工藝時(shí)間，極大提高了經(jīng)濟(jì)效益。超高速激光熔覆技術(shù)作為高效優(yōu)質(zhì)的綠色表面技術(shù)，在耐磨防腐等涂層制備領(lǐng)域，展現(xiàn)出了廣闊的應(yīng)用前景。

哈爾濱工業(yè)大學(xué)、西安交通大學(xué)等，也圍繞常規(guī)及超高速激光熔覆技術(shù)開展了對比研究，以進(jìn)一步明確其組織結(jié)構(gòu)特點(diǎn)。李俐群等[17]以1～3 kW激光功率、1.5～50 m/min的線速度分別制備了常規(guī)和超高速激光熔覆涂層，研究了不同工藝下涂層的耐腐蝕性能。結(jié)果表明，超高速激光熔覆涂層元素的分布更加均勻，涂層具有更好的耐腐蝕性能。張煜等[18]以1.5 kW的激光功率、1.2～13.6 m/min的線速度分別制備了常規(guī)和超高速激光熔覆鎳基WC涂層，研究了不同工藝下涂層的耐磨性能。結(jié)果表明，與常規(guī)激光熔覆相比，超高速激光熔覆制備的鎳基WC涂層表面質(zhì)量更好，涂層中WC顆粒分布更均勻，涂層的耐磨質(zhì)量更好。李朝暉等[19]以1.8 kW的激光功率、5～70 m/min的線速度分別制備了常規(guī)和高速激光熔覆涂層，研究了不同制備工藝下涂層的微觀組織及耐磨性能。結(jié)果表明，高速激光熔覆涂層的枝晶組織細(xì)小，晶間成分差異小，硬質(zhì)相顆粒分布更均勻，具有更優(yōu)異的耐磨性能。Yuan等[20]以2 kW的激光功率、0.6～76.86 m/min的熔覆速度，在45鋼上制備了Ni45涂層，對比研究了常規(guī)和超高速激光熔覆2種工藝制備的涂層的微觀組織和耐蝕性能。結(jié)果表明，2種涂層的顯微組織具有相同的生長規(guī)律，但高速激光熔覆涂層的顯微組織更小，密度更大。Shen等[21]采用了1.5～100 m/min的熔覆速度制備了431不銹鋼涂層，并對涂層的微觀結(jié)構(gòu)和耐蝕性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，熔覆速度越高，涂層枝晶尺寸越小，成分更均勻，耐腐蝕性能越好。通過梳理近幾年有關(guān)超高速激光熔覆的研究可知，相較于常規(guī)激光熔覆，超高速激光熔覆涂層的耐磨、耐蝕等性能得到有效提升的原因均主要?dú)w結(jié)于涂層組織更加細(xì)小，成分分布更加均勻。但是，基于常規(guī)與超高速激光熔覆2種工藝所制備的涂層，組織結(jié)構(gòu)及成分差異也會給涂層性能帶來直接影響，截至目前，鮮有相關(guān)研究報(bào)道。

本文以液壓支架27SiMn鋼為基體，分別采用常規(guī)及超高速激光熔覆技術(shù)，制備Fe基耐蝕涂層，對比分析不同制備工藝下涂層的組織結(jié)構(gòu)、相結(jié)構(gòu)、耐蝕性能和硬度，探究涂層組織結(jié)構(gòu)和性能的構(gòu)效關(guān)系。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

試驗(yàn)用基體為100 mm×100 mm×5 mm的27SiMn鋼板材。試驗(yàn)前，對基體表面進(jìn)行精磨處理，并采用丙酮清洗，去除表面油污。熔覆材料采用Fe基粉末，粒度為48～74 μm，成分見表1，形貌如圖1所示，粉末球形度良好。試驗(yàn)前，對粉末進(jìn)行烘干，溫度為120 ℃，時(shí)間為30 min。

表1 Fe基合金粉末成分

圖1 Fe基合金粉末形貌

1.2 方法

常規(guī)及超高速激光熔覆均采用最大輸出功率為2.5 kW的RFL-A2500D光纖輸出半導(dǎo)體激光器，光斑輸出為直徑2 mm的圓形光斑。送粉氣與保護(hù)氣均采用Ar氣（純度>99.9%）。其中，超高速激光熔覆試驗(yàn)采用自主設(shè)計(jì)的超高速激光熔覆專用環(huán)形同軸送粉頭，常規(guī)激光熔覆試驗(yàn)采用常規(guī)激光熔覆同軸送粉頭。根據(jù)前期工藝試驗(yàn)結(jié)果，為獲取質(zhì)量優(yōu)異的熔覆涂層，采用優(yōu)化的試驗(yàn)參數(shù)，見表2。

表2 常規(guī)及超高速激光熔覆試驗(yàn)參數(shù)

1.3 性能測試及組織觀察

采用日立S-3400型掃描電子顯微鏡觀測涂層顯微組織結(jié)構(gòu)，用其附帶的X射線能譜儀（EDS）進(jìn)行涂層成分分析，使用電子背散射衍射（EBSD）進(jìn)行物相分析，掃描步長為0.4 μm。采用Bruker D8 ADVANCEA25型X射線衍射儀（XRD）開展涂層物相分析，掃描角度為20°～90°，掃描速度為4 (°)/min。采用HV-1000顯微硬度儀測試涂層硬度，沿層深方向每隔30 μm測量一次，試驗(yàn)載荷為0.5 N，保荷時(shí)間為15 s。采用CS310電化學(xué)工作站進(jìn)行涂層的電化學(xué)測試，使用三電極系統(tǒng)，其中參比電極為飽和甘汞電極，對電極為金屬鉑電極，工作電極為涂層，暴露面積為1 cm2，電解質(zhì)為3.5% NaCl溶液，掃描速度為1 mV/s。

2 結(jié)果和討論

2.1 涂層形貌及元素分布

常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層的宏觀形貌如圖2所示。由圖2可知，與常規(guī)激光熔覆涂層相比，超高速激光熔覆涂層表面光滑平整，道次之間無明顯的搭接痕跡?；谕S激光熔覆粉末流量分布的數(shù)值模擬與試驗(yàn)驗(yàn)證[22]表明，超高速激光熔覆采用的環(huán)形送粉噴嘴使粉末在匯聚處的濃度分布更加與激光束的能量密度一致，可以使粉末匯聚的質(zhì)量濃度至少提高50%[23-24]，能夠大幅提高作用于粉末的激光能量，有助于使粉末在到達(dá)熔池前充分熔化，在有效減小基體熱輸入的同時(shí)，提高了激光能量和粉末利用率。因此，基于對送粉頭的精確設(shè)計(jì)，超高速激光熔覆技術(shù)優(yōu)化了激光、粉體和基體的能量分配方式，使得粉末能夠在到達(dá)基體熔池之前達(dá)到熔化或半熔化狀態(tài)，制備的涂層表面粘粉少，更為光滑[12]。文獻(xiàn)[17,25]表明，超高速激光熔覆制備的涂層，一次表面粗糙度可低于10 μm。同時(shí)，超高速激光熔覆一般采用高搭接率，以獲得致密、均勻的涂層，而研究結(jié)果顯示，搭接率在一定范圍內(nèi)提高，可使得熔覆涂層的表面粗糙度進(jìn)一步降低[25]。本研究中，80%的搭接率亦有助于減小涂層的表面粗糙度，能大幅降低涂層后續(xù)機(jī)械加工時(shí)的加工余量，減少加工時(shí)間，有助于加工成本的降低。由圖2c、d可以看出，常規(guī)激光熔覆涂層厚度約800 μm，而超高速激光熔覆在超過10倍的熔覆速度下，因單位時(shí)間內(nèi)形成的涂層有效面積增加，使得涂層厚度大幅降低[26]，涂層厚度約200 μm。同時(shí)，2種工藝制備的涂層組織致密，均未發(fā)現(xiàn)裂紋、孔隙等缺陷，質(zhì)量較好。

稀釋率是激光熔覆工藝控制的重要因素之一，是指在激光熔覆過程中，由于基體材料熔化進(jìn)入涂層，從而導(dǎo)致涂層成分發(fā)生變化的程度。為了對比超高速和常規(guī)激光熔覆對涂層稀釋率的影響，對涂層進(jìn)行了EDS分析，如圖3所示。圖3a為常規(guī)激光熔覆鐵基涂層元素分布的EDS圖譜，可知，常規(guī)激光熔覆涂層內(nèi)元素分布均勻，涂層–基體界面呈蜿蜒狀。圖3b為超高速激光熔覆鐵基涂層元素分布的EDS圖譜，可知，超高速激光熔覆涂層內(nèi)元素分布均勻，涂層–基體界面近似直線，更為平整。常規(guī)與超高速激光熔覆涂層的元素含量見表3。由表3可知，與原始粉末相比，對于常規(guī)激光熔覆涂層，F(xiàn)e的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由77.18%提高到80.5%，而Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由17.99%降低到13.15%。對于超高速激光熔覆涂層，F(xiàn)e和Cr的含量并未發(fā)生明顯的改變。這是由于相同激光功率下，激光束對基體的熱輸入相同，而超高速激光熔覆速率遠(yuǎn)高于常規(guī)激光熔覆，使單位時(shí)間內(nèi)分配在基體表面的能量較低，即能量密度低，使基體表面熔化更少，在基體表面僅形成微小熔池。在確保涂層與基體冶金結(jié)合的同時(shí)，基體元素向涂層的擴(kuò)散少，極大地降低了涂層的稀釋率，進(jìn)而有效控制了因基體熔化造成的涂層成分偏離粉末原始設(shè)計(jì)成分。在常規(guī)激光熔覆過程中，激光能量大部分作用于基體上，基體熔化促進(jìn)了Fe元素向涂層中的擴(kuò)散，對涂層產(chǎn)生了很強(qiáng)的稀釋作用，使得涂層的成分變化較大。

圖2 Fe基合金涂層宏觀形貌

圖3 Fe基合金涂層截面元素分布

表3 常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基合金涂層元素含量

常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層截面SE圖像和元素EDS分析如圖4所示?；谕繉又饕谾e、Cr元素的EDS線掃描結(jié)果可知，常規(guī)激光熔覆涂層的過渡區(qū)約為140 μm（見圖4a），而超高速激光熔覆涂層與基體的元素過渡區(qū)僅為7 μm（見圖4b），為常規(guī)激光熔覆涂層的1/20。較小的元素過渡區(qū)進(jìn)一步表明，超高速激光熔覆過程中，基體熔化很少，降低了對涂層的稀釋作用，涂層稀釋率低。

涂層稀釋率的計(jì)算可以采用成分法或面積法。因超高速激光熔覆涂層基材熔化層極薄，面積難以測量，故采用成分法計(jì)算稀釋率，如式（1）所示[27-28]。

式中：c為合金粉末的密度，kg/m3；s為基體材料的密度，kg/m3；c為合金粉末中元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%；c+s為熔覆層中元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%；s為基體材料中元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%。

經(jīng)計(jì)算可知，常規(guī)激光熔覆涂層的稀釋率約為12%，而超高速激光熔覆涂層的稀釋率降低到2%。

2.2 涂層微觀組織結(jié)構(gòu)

常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層的微觀組織如圖5所示。由圖5a可知，對于常規(guī)激光熔覆涂層，涂層底部和中部主要為柱狀枝晶。其中，底部枝晶尺寸較小，而涂層中部的散熱較慢，枝晶生長速度低，尺寸較大，且涂層底部和中部的枝晶生長方向較為一致，均為指向熔池中心生長。涂層頂部主要為雜亂生長的樹枝晶和等軸晶，晶粒更為細(xì)小，這主要與頂部散熱速率較快、形核質(zhì)點(diǎn)增多有關(guān)[17]。由圖5b可知，對于超高速激光熔覆涂層，涂層底部與基體的結(jié)合區(qū)域?yàn)槠矫婢?，隨著向涂層內(nèi)部生長，由平面晶轉(zhuǎn)變?yōu)榉涓C狀晶。在涂層的中部區(qū)域，凝固組織完全轉(zhuǎn)變?yōu)闃渲В⑶也糠种а厣岱较蛏L為柱狀枝晶，即涂層中部為樹枝晶和柱狀晶混合組織。涂層的頂部區(qū)域主要為細(xì)小、均勻的樹枝晶和等軸晶。涂層不同區(qū)域晶粒形態(tài)的轉(zhuǎn)變主要受到溫度梯度和凝固速率的影響[29-30]。在涂層底部，由于最大、最小，因此出現(xiàn)了少量的平面晶。隨著固/液界面的移動，減小、增大，凝固組織由平面晶變?yōu)榉涓C狀枝晶。在涂層中心，值進(jìn)一步減小，當(dāng)值減小到一定程度時(shí)，蜂窩狀枝晶完全消失，使其組織形態(tài)呈現(xiàn)樹枝晶和柱狀晶混合的組織結(jié)構(gòu)。在涂層頂部，值最大，同時(shí)熔池內(nèi)部雜質(zhì)上浮，使得熔池頂部枝晶形核質(zhì)點(diǎn)增多，因此晶粒細(xì)小[20]。同時(shí)，通過對比常規(guī)和超高速激光熔覆涂層可知，超高速激光熔覆涂層的組織更加細(xì)小，組織生長更為均勻。

圖4 Fe基合金涂層斷面SE圖與過渡區(qū)元素EDS分析

圖5 常規(guī)及超高速激光熔覆涂層截面微觀組織

常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層底部、中部和頂部組織的放大形貌見圖6，圖示位置的元素含量分布見表4。由元素EDS數(shù)據(jù)可知，常規(guī)激光熔覆涂層枝晶間主要元素為Cr、Mn，枝晶的主要元素為Fe、Ni，涂層底部、中部、頂部組織枝晶和枝晶間Cr元素分布不均勻，在枝晶和枝晶間的含量相差大于6%。超高速激光熔覆涂層枝晶間的主要元素為Cr、Mn，枝晶的主要元素為Fe、Ni，與文獻(xiàn)[21]中結(jié)果一致，且超高速激光熔覆涂層中Cr元素含量分布均勻，涂層的不同位置枝晶和枝晶間的質(zhì)量分?jǐn)?shù)相差均小于2%。

圖6 常規(guī)及超高速激光熔覆涂層截面微觀組織放大形貌

表4 常規(guī)及超高速激光熔覆涂層不同位置元素含量

根據(jù)牛頓冷卻定律有：

式中：為熱流密度，W/m2；w、為分別為環(huán)境溫度和熔池溫度，K；為涂層表面的對流傳熱系數(shù)，W/(m2·K)；為單位時(shí)間內(nèi)激光輻照的總面積，m2；為單位時(shí)間內(nèi)激光熱輸入量，W。

由式（2）、（3）可知，當(dāng)激光功率相同時(shí)，單位時(shí)間內(nèi)超高速與常規(guī)激光熔覆的熱輸入量相同，而超高速激光熔覆過程中，激光輻照過的區(qū)域遠(yuǎn)大于常規(guī)激光熔覆，因此其熱流密度遠(yuǎn)低于常規(guī)激光熔覆，降低了能量對基體的穿透作用，使得基體表面形成的熔池面積較淺。在失去激光輻照后，熔池的冷卻速度也更快[31]，使超高速激光熔覆的冷卻速度高于常規(guī)激光熔覆1個(gè)量級以上[26]。晶內(nèi)與晶間元素含量的差異主要受凝固條件的影響。涂層中元素分布變化是在激光束輻照基體達(dá)到熔點(diǎn)形成液態(tài)金屬熔池后，其內(nèi)部產(chǎn)生循環(huán)熱對流而改變的，在涂層溫度低于熔點(diǎn)后，熔池迅速冷卻，熔池內(nèi)的元素分布變化也隨之停止[32-33]。在非平衡凝固過程中，合金元素凝固偏離平衡位置，使部分合金元素在固液相線聚集。液相將按照一定比例固溶析出富含F(xiàn)e、Ni元素的枝晶，之后偏聚在固液相線的Cr，Mn元素凝固，形成枝晶間，最終導(dǎo)致枝晶與晶間化學(xué)成分存在差異[21]。超高速激光熔覆的快冷特性能夠細(xì)化晶粒和抑制元素的擴(kuò)散，消除元素的偏聚現(xiàn)象，均有助于涂層內(nèi)元素的均勻分布。

2.3 涂層的物相分析

圖7為常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基合金涂層的XRD圖譜。由圖7可知，2種工藝制備的涂層的主要相組成均為鐵素體，沒有明顯的碳化物峰，這可能與涂層內(nèi)部碳化物的含量較少有關(guān)。

常規(guī)及超高速激光熔覆涂層光學(xué)的顯微結(jié)構(gòu)如圖8所示。由圖8可知，2種工藝下，涂層鐵素體晶粒的內(nèi)部均分布著板條狀的馬氏體組織，同時(shí)在鐵素體的晶間處有黑色物相富集，推測可能為碳化物。為進(jìn)一步確定涂層的物相組成及分布情況，對常規(guī)和超高速激光熔覆涂層進(jìn)行了EBSD分析。

圖7 常規(guī)及超高速激光熔覆涂層XRD譜

圖9為常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層晶粒取向圖，不同顏色代表不同晶粒取向。圖10為常規(guī)和超高速激光熔覆Fe基涂層花樣質(zhì)量BC圖（Band contrast），該圖能夠反映EBSD測定過程中菊池花樣的質(zhì)量。通常情況下，變形區(qū)域和晶界處由于晶格畸變大，BC圖更為模糊。在本研究中，BC值在20～160內(nèi)。當(dāng)BC值為20時(shí)，像素顯示較為模糊；當(dāng)BC值為160時(shí)，像素顯示較為清晰。因此，變形區(qū)域和晶界通常具有低的BC值。對于鐵素體和馬氏體，由于晶格畸變產(chǎn)生一定的差異，因此可以通過BC圖對它們進(jìn)行區(qū)分[34-35]。馬氏體是碳的過飽和固溶體，在非平衡凝固過程中，通過共格切變的方式迅速生成，該過程產(chǎn)生的晶格畸變更大，使得晶格內(nèi)位錯(cuò)密度更高，因此BC圖更為模糊，BC值更低，其BC值范圍一般為20～95[36]。鐵素體晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度低，晶格畸變小，因此BC圖更為清晰，BC值更高，其BC值一般在95以上。對比圖10a、b可以看出，與常規(guī)激光熔覆涂層相比，超高速熔覆涂層的BC圖更加清晰。

圖8 Fe基合金涂層光學(xué)顯微結(jié)構(gòu)

圖9 Fe基合金涂層EBSD晶粒取向分布

圖10 Fe基合金涂層BC圖

常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層的BC值分布如圖11所示。由圖11可知，超高速激光熔覆涂層的BC值在20～95的占比更低，表明超高速熔覆涂層內(nèi)的馬氏體含量更低。通常情況下，馬氏體通過非擴(kuò)散相變由奧氏體快速冷卻生成。超高速激光熔覆的熱輸入更低，基體熔化范圍可小于10 μm[17-18,25]。本研究中，涂層與基體間的元素過渡區(qū)僅7 μm，表明基體表面僅形成微小熔池。對于常規(guī)熔覆，元素過渡區(qū)普遍大于60 μm[17-18]。因此，與常規(guī)熔覆相比，超高速激光熔覆非平衡凝固過程更為短暫，在極快的冷卻條件下，奧氏體的轉(zhuǎn)變量更少[37-38]，進(jìn)一步降低了涂層中的馬氏體含量。此外，超高速激光熔覆涂層中含量較高的Cr、Ni元素能夠提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使馬氏體轉(zhuǎn)變溫度降低，抑制了馬氏體的生成。

圖12為常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層的物相分布情況，其中紅色代表碳化物，藍(lán)色代表Fe基固溶體。圖12證實(shí)了金相圖中關(guān)于晶間存在碳化物的推測。研究表明，碳化物主要由共析反應(yīng)生成，其反應(yīng)式為δ→M23C6+γ，即鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變過程中生成了碳化物，同時(shí)，部分M23C6受熱分解為M7C3[39-40]。由于Fe、Cr原子的晶格結(jié)構(gòu)相同，原子半徑相近，在碳化物晶格中，F(xiàn)e、Cr原子可以相互置換[41]。因此，涂層中碳化物主要為(Fe,Cr)23C6、(Fe,Cr)7C3，即M型碳化物。與此同時(shí)，由于晶界能量較高，在熱力學(xué)平衡狀態(tài)下，雜質(zhì)或溶質(zhì)原子將更多地偏聚于晶界，使晶界的雜質(zhì)或溶質(zhì)濃度可能達(dá)到晶內(nèi)的10～1 000倍，而原子仍然保持固溶狀態(tài)。按Gibbs熱力學(xué)定律，C原子能使晶界表面張力降低，也更易偏聚在晶界[42]。因此，晶界處高濃度的C原子與將與Cr反應(yīng)，生成碳化物[43]。由圖12還可以看出，常規(guī)與超高速激光熔覆涂層內(nèi)析出的碳化物均沿晶界分布，但由于超高速激光熔覆過程中液相的冷卻速度更快，增大了枝晶的凝固速度[21]，使Cr、Fe等元素不易與C元素反應(yīng)形成碳化物，有效抑制了碳化物在晶間處的析出[44]，使得超高速激光熔覆涂層中碳化物的含量更少。

圖11 Fe基合金涂層BC值分布

圖12 Fe基合金涂層碳化物分布

3 涂層性能分析

3.1 涂層硬度

常規(guī)及超高速激光熔覆Fe基涂層的硬度分布如圖13所示。由圖13可知，常規(guī)及超高速激光熔覆涂層的硬度均顯著高于基體，常規(guī)激光熔覆涂層的硬度為650HV，高于超高速激光熔覆涂層硬度值（460HV）。如前所述，超高速激光熔覆涂層內(nèi)高硬度的馬氏體含量比常規(guī)激光熔覆涂層內(nèi)的含量低，并且超高速激光熔覆涂層中碳化物的含量也低于常規(guī)激光熔覆涂層，因此超高速激光熔覆涂層的硬度更低。同時(shí)，常規(guī)激光熔覆涂層的熱影響區(qū)約170 μm，而超高速激光熔覆涂層的熱影響區(qū)僅為55 μm，表明超高速激光熔覆對基體的熱輸入更小。

圖13 Fe基合金涂層硬度分布

3.2 耐腐蝕性能分析

采用電化學(xué)腐蝕測試分別表征常規(guī)和超高速激光熔覆Fe基涂層及27SiMn基體的耐腐蝕性能，其涉及的主要參數(shù)為自腐蝕電流密度和腐蝕電位。其中，腐蝕電位反映的是熱力學(xué)腐蝕傾向，腐蝕電位越高，涂層的腐蝕傾向越小，涂層越不易發(fā)生腐蝕；腐蝕電流密度反映的是動力學(xué)腐蝕速率，腐蝕電流小，涂層的腐蝕速率越小，涂層的耐腐蝕性能越好[45]。

超高速和常規(guī)激光熔覆Fe基涂層以及基體的極化曲線如圖14所示。根據(jù)極化曲線，采用Tafel外推方法計(jì)算腐蝕電位（corr）和腐蝕電流密度（corr），結(jié)果見表5。由表5可知，與常規(guī)激光熔覆涂層相比，超高速激光熔覆涂層的腐蝕電位corr從–0.56 V增加到–0.51 V；腐蝕電流密度由1.3′10–5A/cm2降低到了1.5′10–7A/cm2，降低了約2個(gè)數(shù)量級，表明超高速激光熔覆涂層的耐腐蝕性能優(yōu)于常規(guī)激光熔覆涂層。如前所述，對于超高速激光熔覆，基體對涂層的稀釋得到了有效控制，稀釋率低至2%，涂層成分與粉末成分偏差不大，Cr含量基本與粉末含量相同。對于常規(guī)激光熔覆涂層，涂層成分受基體稀釋作用的影響較大，涂層內(nèi)Cr元素含量低于粉末成分，且在晶內(nèi)和晶間含量相差較大，晶內(nèi)含量更低。Dennis等[7]的研究指出，含Cr高的涂層，在腐蝕過程中可以形成穩(wěn)定的鈍化層，提高涂層的耐腐蝕性。因此，高Cr含量的超高速激光熔覆涂層有助于耐蝕性的提高。此外，超高速激光熔覆涂層沒有晶間貧Cr現(xiàn)象產(chǎn)生，而晶間貧Cr將會導(dǎo)致晶間與晶粒內(nèi)部形成電位差，構(gòu)成局部腐蝕電池，發(fā)生電化學(xué)腐蝕[46]。因此，超高速激光熔覆也能避免由晶間貧Cr導(dǎo)致的腐蝕現(xiàn)象發(fā)生。綜上所述，Cr含量更高且均勻分布的超高速激光熔覆涂層，其耐腐蝕性能優(yōu)于常規(guī)激光熔覆涂層。

圖14 超高速激光熔覆涂層、常規(guī)激光熔覆涂層及27SiMn基體的試樣極化曲線

表5 超高速/常規(guī)激光熔覆涂層與27SiMn基體的腐蝕電位和腐蝕電流密度

4 結(jié)論

1）常規(guī)及超高速激光熔覆涂層組織致密，無氣孔裂紋等缺陷。超高速激光熔覆涂層的厚度為200 μm，表面光滑平整；常規(guī)激光熔覆涂層的厚度為800 μm，表面粗糙度較大。

2）超高速激光熔覆涂層的晶粒更為細(xì)小，稀釋率為2%，元素分布均勻；常規(guī)激光熔覆涂層的稀釋率為12%，Cr元素在晶內(nèi)晶間含量相差為6%。

3）常規(guī)與超高速激光熔覆涂層相組織均為馬氏體、鐵素體和M型碳化物，且碳化物沿晶界分布。在快速非平衡凝固下，超高速激光熔覆涂層中的馬氏體和碳化物更少，涂層的硬度（460HV）低于常規(guī)激光熔覆涂層（650HV）。

4）由于超高速激光熔覆涂層中Cr元素的含量更高，在晶內(nèi)和晶間的分布更為均勻，抑制了晶間腐蝕的產(chǎn)生。與常規(guī)激光熔覆相比，超高速激光熔覆涂層的腐蝕電位更高，腐蝕電流密度為更低，耐蝕性更強(qiáng)。

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Microstructure and Properties of Fe-based Alloy Prepared by Ultra-High Speed Laser Cladding and Conventional Laser Cladding

1,1,2,2,1,2,2

(1. National-local Joint Engineering Laboratory of Intelligent Manufacturing Oriented Automobile Die & Mould, School of Mechanical Engineering, Tianjin University of Technology and Education, Tianjin 300222, China; 2. State Key Laboratory for Mechanical Behavior of Materials, School of Materials Science and Engineering, Xi'an Jiaotong University, Xi'an 710049, China)

Ultra-high speed laser cladding (UHSLC) technology is a new developed green surface modification technology, which could realize the preparation of high quality coating with high efficiency of 50-500 m/min, and overcome the efficiency obstacle of conventional laser cladding (CLC) technology. The heat input to the substrate could be obviously decreased during UHSLC process, and the coating in thickness of 25-500 μm can be deposited with a dilution ratio as low as 2%. The UHSLC coating was reported to have better wear resistance and corrosion resistance, and the current explanation was due to the finer crystalline grain size and uniformly distributed elements, while the difference of the phase structure between the UHSLC and CLC coatings was not examined yet. In order to clarify the reason of the different performance of the CLC coating from UHSLC coating, the microstructure and phase structure of two different coatings were analyzed in this paper, and the relationship between the structure and the properties of the coating was established at the same time. Fe-based alloy coating was prepared on 27SiMn steel substrate. The laser cladding experiment was carried out with RFL-A2500D fiber laser of2 mm laser spot, and a self-designed co-axial powder feeding nozzle was chosen during the UHSLC process. The coating was deposited at a laser power of 2.5 kW with a linear speed of 15.6 m/min for UHSLC process, and 1.2 m/min for CLC process. The microstructure of the clad layer was characterized with scanning electron microscope (SEM), and the element analysis was analyzed using Energy-Dispersive Spectrometer (EDS). The phase composition was analyzed with X-ray diffractometer (XRD), optical microscope (OM), and electron backscattering diffraction (EBSD) technology. The micro hardness on the polished coating surfaces was measured by Vickers microhardness tester, and electro-chemical properties were characterized with electrochemical workstation. The experiment results showed that both the UHSLC coating and the CLC coating presented a dense microstructure with mainly dendritic structure, and no obvious pores and cracks were formed. The UHSLC coating was 200 μm in thickness with smooth surface, while the CLC coating was rough with the thickness of 800 μm. Moreover, the UHSLC coating presented finer grains and the more uniform element distribution with a lower dilution ratio of 2%, while the CLC coating presented, an inter-and intra-granular Cr content difference of 6% with a dilution ratio of 12%. The phase structure analysis results revealed that both the UHSLC coating and the CLC coating were composed of martensite, ferrite, and M-type carbides. However, since the higher nonequilibrium solidification rate and the higher content of Ni and Cr element suppress the evolution of martensite, the UHSLC coating had less content of martensite and carbides. Therefore, the UHSLC coating showed lower hardness (460HV) compared with the CLC coating (650HV). The electrochemical performance testing indicated the UHSLC coating had a better corrosion resistance, with the corrosion potential increased from –0.56 V to –0.51 V, and corrosion current density decreased from 1.3×10–5A/cm2to 1.5×10–7A/cm2, compared with the CLC coating. This can be attributed to the fact that the UHSLC coating has higher Cr content, the distribution of Cr elements in the inter-and intra-granular is more uniform, and the intergranular corrosion could be inhibited.

ultra-high speed laser cladding; coating; microstructure; corrosion resistance; hardness; phase structure

TG174.44

A

1001-3660(2022)12-0358-13

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.12.037

2021–10–29；

2022–03–29

2021-10-29；

2022-03-29

國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃（2018YFB2002000）；天津自然科學(xué)基金（19JCQNJC03800）；山東省重大科技創(chuàng)新項(xiàng)目（2019JZZY010802）

National Key R & D Program of China (2018YFB2002000); Tianjin Natural Science Foundation (19JCQNJC03800); Shandong Major Technology Innovation Project (2019JZZY010802)

陳書楠（1997—），女，碩士研究生，主要研究方向?yàn)榧す庠霾闹圃臁?/p>

CHEN Shu-nan (1997-), Female, Postgraduate, Research focus: laser addictive manufacturing.

婁麗艷（1988—），女，博士，副教授，主要研究方向?yàn)榧す庠霾闹圃臁⑼繉硬牧显O(shè)計(jì)及結(jié)構(gòu)調(diào)控。

LOU Li-yan (1988-), Female, Doctor, Associate professor, Research focus: laser addictive manufacturing, coating material design and structure control.

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責(zé)任編輯：劉世忠