程慧敏，李先芬，沈 虎，張雅婷，趙玙璐，張 濤

（合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥 230009）

0 前 言

隨著現(xiàn)代機(jī)械系統(tǒng)在航空航天、制造業(yè)和食品工業(yè)中的應(yīng)用，許多摩擦副零部件在高溫、重載、流體污染、真空和易腐蝕等極其惡劣的環(huán)境下服役。在這些服役環(huán)境下，許多傳統(tǒng)甚至先進(jìn)的合成潤滑劑會因密封、運(yùn)輸?shù)纫蛩囟艿绞褂孟拗芠1-3]。在這些特定情況下，液體潤滑劑無法發(fā)揮其作用，需要另一種解決方案來改善設(shè)備零部件之間的摩擦磨損。金屬基自潤滑材料憑借其良好的潤滑性能、高穩(wěn)定性、高承載能力等優(yōu)點(diǎn)逐漸被應(yīng)用到工業(yè)生產(chǎn)中[4]。其中，由于鉛青銅含有軟金屬Pb、Sn，且易軟化，可降低摩擦阻力和摩擦系數(shù)，因此被廣泛用于對耐磨性要求較高的軸承和軸套。但是，鉛青銅的力學(xué)性能較差，作為整體軸承使用時(shí)，很難滿足強(qiáng)度要求[5]，因此，通常采用表面處理技術(shù)在材料表面制備鉛青銅涂層來提高產(chǎn)品的力學(xué)性能。目前已有多種表面處理技術(shù)可用于制備自潤滑耐磨復(fù)合涂層，如化學(xué)氣相沉積法（CVD），物理氣相沉積（PVD），熱噴涂處理[6-8]等，PVD 和CVD 鍍膜技術(shù)可能需要超過1 000 ℃的沉積溫度范圍，高溫會導(dǎo)致基體性能損失，從而限制了熱處理和低熔點(diǎn)合金的成功鍍膜[7]，而通過熱噴涂工藝制備的涂層與基體之間結(jié)合強(qiáng)度較低，會導(dǎo)致涂層和基體在摩擦過程中分層失效[6]。與其他表面工藝方法相比，激光熔覆具有熱影響區(qū)小、結(jié)構(gòu)緊湊、熔覆層力學(xué)性能好、污染少等優(yōu)點(diǎn)，因此，采用激光熔覆工藝制備金屬基自潤滑減磨層成為近年來的研究熱點(diǎn)。Yan 等[9]利用激光熔覆技術(shù)在Cu-0.9Cr-0.26Zr 銅合金表面制備了Ni-Cr/TiB2/CaF2復(fù)合涂層，當(dāng)激光功率為385 W、脈沖持續(xù)時(shí)間為0.5 ms、運(yùn)行速度為5 mm/s 時(shí)，復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)為0.24，明顯低于銅合金基體的摩擦系數(shù)0.47。Chen 等[10]利用激光熔覆技術(shù)在Cr12MoV 模壓鋼基體上制備了鎢鉻鈷合金、NbC 和h-BN 混合粉末的自潤滑涂層，發(fā)現(xiàn)鎢鉻鈷合金/NbC/ h-BN 復(fù)合涂層的顯微硬度和摩擦性能明顯優(yōu)于模具鋼基體，試驗(yàn)結(jié)果表明，h-BN 作為潤滑劑可降低涂層的摩擦系數(shù)，在室溫干摩擦條件下，涂層的摩擦系數(shù)為0.422，涂層的磨損形式為磨粒磨損和黏著磨損。

然而在這些研究中，對采用激光熔覆工藝制備鉛青銅合金的研究卻較少。本研究根據(jù)實(shí)際需求，采用激光熔覆技術(shù)在42CrMo 鋼表面制備一層鉛青銅涂層，探究不同工藝參數(shù)對鉛青銅熔覆層宏觀形貌、顯微組織、硬度和耐磨性的影響，從而確定合適的工藝參數(shù)、實(shí)現(xiàn)激光熔覆制備高性能鉛青銅熔覆層的目的。

1 試驗(yàn)材料及性能檢測

1.1 熔覆層制備

采用42CrMo鋼為基體材料，尺寸Φ150 mm×14 mm。熔覆層粉末為Cu-10Pb-10Sn，其化學(xué)成分見表1。粉末顆粒直徑分布范圍是100～150 μm。采用LWS-1000 型Nd：YAG 激光器制備Cu-10Pb-10Sn熔覆層，在熔覆過程中通入氣流量為10 L/min 的氬氣進(jìn)行保護(hù)。為保障熔覆層質(zhì)量，需在鋪置粉末前對基體進(jìn)行打磨并拋光，再進(jìn)行超聲波清洗。將適量酒精溶液加入Cu-10Pb-10Sn 合金粉末中充分?jǐn)嚢柚琳吵頎畈⒅糜?2CrMo 鋼表面，用刮刀將預(yù)置層厚度控制為250 μm。將預(yù)制好的粉末層與基體一起放入干燥箱中，在100 ℃下干燥1 h。具體試驗(yàn)參數(shù)見表2。

表2 激光熔覆試驗(yàn)工藝參數(shù)

1.2 熔覆層形貌觀察及性能檢測

將制備好的熔覆層切成為尺寸為10 mm×10 mm×14 mm 的塊狀，之后進(jìn)行打磨、拋光處理至鏡面。采用三氯化鐵鹽酸溶液進(jìn)行金相腐蝕，采用蔡司Stemi305型體視鏡觀察熔覆層的表面形貌，采用江南MR5000 金相顯微鏡觀察熔覆層的橫截面組織形貌，采用Regulus8230 型掃描電子顯微鏡在高倍率下觀察試樣微觀組織，采用X'Pert PRO MPD 型X 射線衍射儀對熔覆層組織進(jìn)行物相分析，采用VTD401 數(shù)顯顯微維氏硬度計(jì)測量激光熔覆層橫截面的顯微硬度，載荷為100 g，加載時(shí)間為15 s。采用推力墊圈試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，載荷為35 N，摩擦線速度為25 mm/s，測試時(shí)間為30 min，磨損量的測量精度為10-4g。

2 結(jié)果與分析

2.1 宏觀形貌和顯微組織

不同工藝參數(shù)下熔覆層表面宏觀形貌如圖1所示。對A組、B組和C組整體觀察和比較可知，不同掃描速度下的熔覆層表面形貌區(qū)別較大。A組的掃描速度為3 mm/s，且A組熔覆層表面魚鱗狀紋路明顯，但局部燒蝕發(fā)黑嚴(yán)重，這是由于掃描速度較小，粉末吸收熱量較大，易發(fā)生氧化燒蝕；B組的掃描速度為5 mm/s時(shí)，此時(shí)單位時(shí)間熱輸入較小，粉末吸收的激光能量適宜，熔覆層整體成形質(zhì)量良好，表面魚鱗狀紋路明顯；C 組的掃描速度為7 mm/s，此時(shí)掃描速度較快，粉末吸收的激光能量較少，熔覆層粉末不足以完全融化，此時(shí)熔覆層表面無金屬光澤、凹凸不平，表面還殘留有未融化的粉末顆粒。

圖1 不同激光熔覆工藝參數(shù)下熔覆層表面宏觀形貌

由圖1（a）～圖1（d）可知，A組中，熔覆層表面開裂嚴(yán)重。當(dāng)激光功率增加至300 W 時(shí)，熔覆層表面發(fā)黑嚴(yán)重，整體凹凸不平，這主要是由于當(dāng)掃描速度較小時(shí)，增大激光功率會導(dǎo)致焊接熱輸入增大，熔覆層與基板發(fā)生氧化燒蝕現(xiàn)象，破壞了熔覆層的成形；從圖1（e）～圖1（h）可以看出，在B 組中，當(dāng)激光功率分別為180 W 和240 W 時(shí)，熔覆層表面成形良好，熔覆層表面較為平整，呈現(xiàn)清晰且規(guī)則的魚鱗狀紋路；在C 組中，如圖1（i）～圖1（l）所示，此時(shí)掃描速度較快，熔覆層整體成形質(zhì)量較差，當(dāng)激光功率增加時(shí)，焊接熱輸入增大，熔覆層表面魚鱗狀紋路逐漸清晰，表面逐漸平整。

不同工藝參數(shù)下的熔覆層橫截面宏觀形貌如圖2 所示。由圖2 可知，C 組試樣的熔覆層整體厚度較小，這是由于當(dāng)掃描速度較快時(shí)，熔覆層單位面積吸收的能量減少，熔覆過程中粉末飛濺增加；而A組試樣掃描速度最慢，因此，相同功率下A組試樣的熱輸入較大，對比A組試樣，發(fā)現(xiàn)不同激光功率下的熔覆層出現(xiàn)了不同程度的裂紋，當(dāng)激光功率增加至240 W及以上時(shí)，熔覆層局部出現(xiàn)塌蝕，隨著激光功率的增大，激光沖擊作用增強(qiáng)，熔覆層塌蝕加劇。

圖2 不同激光熔覆工藝參數(shù)下熔覆層橫截面宏觀形貌

B 組試樣在不同激光功率下的熔覆層厚度測量結(jié)果見表3，由表3 可知，激光功率在一定范圍內(nèi)增加時(shí)，熔覆層厚度也隨之增加；激光功率分別為180 W 和240 W 時(shí)，熔覆層截面厚度均勻、成形好、缺陷少；當(dāng)激光功率增加至300 W時(shí)，可能由于熱輸入高，蒸發(fā)燒損有所增加，熔覆層厚度有所降低，裂紋也有所增加。由表3可知，當(dāng)激光功率分別為180 W、240 W 時(shí)，激光熔覆層的厚度已遠(yuǎn)超預(yù)設(shè)粉末的厚度。由于預(yù)設(shè)的粉末厚度是恒定的，熔覆層厚度的增加意味著稀釋率的增加。熔深越大，說明激光熔覆過程中熔入熔覆層的基體元素越多，因此熔覆層成分變化就越大，從而使熔覆層的成分和力學(xué)性能也發(fā)生變化。

表3 B組試樣在不同激光功率下的熔覆層厚度

激光功率為180 W、240 W 的熔覆層SEM 形貌如圖3所示，圖中黃色線段為EDS線掃描能譜分析的路徑，由圖3 可知，當(dāng)激光功率為180 W時(shí)，臺階左側(cè)（即熔覆層內(nèi)）已含有大量的Fe 元素，隨著激光功率增加，熔覆層側(cè)的Fe元素含量增加，Cu、Pb、Sn 的比例降低，這是因?yàn)楫?dāng)激光功率增加時(shí)，基體逐漸熔化，越來越多的Fe 元素從基體中進(jìn)入熔覆層，從而增大了熔覆層的稀釋率，同時(shí)使熔覆層的成分發(fā)生變化。

圖3 不同激光功率條件下的熔覆層截面SEM形貌及線掃描能譜

綜上所述，在掃描速度為5 mm/s、激光功率為240 W的條件下，可以制備出成形較為良好的鉛青銅熔覆層，雖然此時(shí)稀釋率較高，但熔覆層缺陷少、與基體結(jié)合情況良好。

2.2 熔覆層力學(xué)性能分析

2.2.1 硬度分析

不同工藝參數(shù)下熔覆層截面的平均硬度如圖4 所示，由圖4 可知，B 組試樣的熔覆層平均硬度明顯高于A 組和C 組。這是因?yàn)锳 組試樣的掃描速度較慢，熔覆層吸收熱量較多，熔覆層易出現(xiàn)較多裂紋與塌蝕，導(dǎo)致熔覆層結(jié)構(gòu)不致密，硬度較低；而C組試樣的掃描速度較快，熔覆層吸收熱量較少，熔覆層熔覆不均勻且內(nèi)部缺陷較多，導(dǎo)致其熔覆層硬度較低。對于B組試樣，隨著激光功率的增加，熔覆層平均硬度先增大后減小，當(dāng)功率為120 W時(shí)，由于熱輸入較小，粉末熔化不均勻，熔覆層硬度較低；當(dāng)功率為300 W時(shí)，粉末發(fā)生燒蝕氧化，熔覆層的硬度也較低；當(dāng)激光功率由180 W 增加至240 W 時(shí)，熔覆層顯微硬度由277.7HV0.1增大至334.3HV0.1。在相同的掃描速度下，激光功率越大，熔覆層厚度便越大，基體中的Fe 元素逐漸融入熔覆層，大量的Fe 元素在鉛青銅熔覆層中形成硬質(zhì)相馬氏體，因此，當(dāng)激光功率為240 W時(shí)，熔覆層的顯微硬度最高。

圖4 不同工藝參數(shù)下熔覆層的平均硬度

2.2.2 耐磨性測試

對不同工藝參數(shù)下的熔覆層進(jìn)行摩擦磨損性能測試。由于A 組和C 組試樣的熔覆層表面出現(xiàn)了氣孔、裂紋和氧化燒蝕，且熔覆層表面不平整，因此不進(jìn)行摩擦磨損性能測試。對B 組熔覆層表面進(jìn)行研磨拋光，通過試樣磨損失重、熔覆層表面磨損形貌來評價(jià)其摩擦磨損性能。

B 組試樣摩擦磨損試驗(yàn)前后試樣的質(zhì)量變化及失重率見表4。從表4 可知，當(dāng)激光功率為120 W 時(shí)，質(zhì)量損失最小，這是因?yàn)榇藭r(shí)功率較小，熱輸入較小，鉛青銅粉末無法充分熔化，融入熔覆層的基體元素較少，此時(shí)熔覆層內(nèi)銅鉛比例較高，在摩擦過程中易被擠出形成自潤滑涂層，從而降低摩擦過程中的質(zhì)量損失；與激光功率為180 W 時(shí)相比，當(dāng)激光功率為240 W 時(shí)，試樣的磨損量及失重率較低，這主要是由于隨著激光功率的增大，基體元素不斷融入熔覆層，導(dǎo)致熔覆層硬度增大，耐磨性增強(qiáng)，磨損量降低；當(dāng)激光功率為300 W時(shí)，熔覆層裂紋較多，試樣的磨損量及失重率變大。B 組試樣表面磨損形貌如圖5所示，由圖5可知，當(dāng)激光功率為120 W時(shí)，熔覆層表現(xiàn)出黏著磨損，熔覆層組織在磨損過程中發(fā)生剝落，并在法向載荷和摩擦熱影響下黏著在熔覆層表面；當(dāng)激光功率≥ 180 W 時(shí)，熔覆層表面均出現(xiàn)了犁溝形貌，同時(shí)可以觀察到熔覆層表面有剝離現(xiàn)象，熔覆層的磨損類型為磨粒磨損和粘著磨損的復(fù)合磨損類型；當(dāng)激光功率由180 W增大至240 W時(shí)，熔覆層表面的犁溝變淺，粘著物減少，這是因?yàn)楫?dāng)激光功率為240 W時(shí)，熔覆層內(nèi)部結(jié)構(gòu)致密無缺陷，熔覆層硬度更高，具有更高的耐磨性。

圖5 B組試樣熔覆層表面摩擦形貌

表4 B組試樣鉛青銅熔覆層的磨損量及失重率

2.3 熔覆層物相分析

對激光功率為240 W、掃描速度為5 mm/s的鉛青銅熔覆層表面進(jìn)行EDS 面掃描能譜分析，掃描的結(jié)果如圖6 所示，EDS 分析結(jié)果見表5。根據(jù)圖6和表5可知，F(xiàn)e、Cu、Sn、Pb均出現(xiàn)在熔覆層內(nèi)部，且各元素在熔覆層內(nèi)部分布均勻，熔覆層內(nèi)部Fe 元素含量最高，Pb 與Sn 含量較少。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因一方面是因?yàn)镻b 和Sn元素熔點(diǎn)較低，激光束能量密度高，在熔覆過程中，Pb 和Sn 易被燒損；另一方面是由于42CrMo 基體被激光熔化了一部分，導(dǎo)致稀釋率提高，使熔覆層中的Fe元素含量增大。

圖6 熔覆層能譜分析圖

表5 EDS元素分析結(jié)果 %

對激光功率為240 W、掃描速度為5 mm/s的鉛青銅熔覆層進(jìn)行XRD 分析，結(jié)果如圖7 所示，由圖7可知，Cu-10Pb-10Sn熔覆層主要由馬氏體、α-Cu、Pb、CrMo3S4組成。激光熔覆過程中，基體與熔覆層之間發(fā)生冶金結(jié)合，元素在兩者之間互相遷移[11]，基材中的Fe 元素被稀釋到熔覆層中，根據(jù)銅鐵相圖，鐵和銅在固態(tài)時(shí)有限互溶，在液態(tài)時(shí)無限互溶，激光熔覆過程中會形成熔池，這使得鐵在銅中的固溶量增大[12-13]。因此，基材中的鐵熔化進(jìn)入鉛青銅熔覆層后，在熔融量較少時(shí)以固溶形式存在，超過銅的固溶量以后則以獨(dú)立的富鐵相形式存在，使得熔覆層由單一的α-Cu固溶體變?yōu)棣?Cu+鋼的雙相組織。此外激光熔覆時(shí)熔覆層冷卻速度較快，故富鐵相易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體[14-15]，可發(fā)現(xiàn)有CrMo3S4相的生成，這進(jìn)一步說明了稀釋率過大而導(dǎo)致基材元素進(jìn)入熔覆層形成化合物。

圖7 鉛青銅熔覆層表面XRD分析結(jié)果

3 結(jié) 論

（1）通過對比不同工藝參數(shù)條件下熔覆層表面成形和截面成形質(zhì)量，當(dāng)激光功率為240 W、掃描速度為5 mm/s時(shí)，熔覆層性能最優(yōu)。

（2）激光功率為240 W、掃描速度為5 mm/s時(shí)，熔覆層平均硬度最高，磨損試驗(yàn)的試樣失重率較低，鉛青銅熔覆層的磨損類型為黏著磨損和磨粒磨損的復(fù)合磨損形式。熔覆層的顯微組織主要由馬氏體、α-Cu固溶體、CrMo3S4、Pb相組成。