史強(qiáng)，馬欣，鮑思齊，高虹，黃勇

(1.新疆工程學(xué)院，烏魯木齊 830023；2.激光智能制造與再制造工程技術(shù)研究中心，烏魯木齊 830023)

0 前言

高錳鋼在受到?jīng)_擊載荷作用下，近表面內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生大量位錯(cuò)塞積，造成顯著的加工硬化，而內(nèi)部保持一定的韌性，因而具備良好的表面耐磨性及整體韌性[1-2]，被廣泛應(yīng)用于礦山機(jī)械中的破碎錘加工制造中，具備不可替代的作用。錘頭在長(zhǎng)時(shí)間的工作過(guò)程中，因受到水、礦石等腐蝕與沖擊作用，易產(chǎn)生一側(cè)偏磨，形成尺寸超差，需停機(jī)更換或進(jìn)行修復(fù)影響生產(chǎn)效率。因高錳鋼碳當(dāng)量高，焊接性較差，特別是在焊接過(guò)程中熱影響區(qū)熔合線(xiàn)附近因碳化物析出易造成裂紋，使得高錳鋼很難采用傳統(tǒng)的堆焊方法進(jìn)行修復(fù)，需采用熱輸入小、強(qiáng)迫冷卻、二次水韌等方法進(jìn)行堆焊修復(fù)，技術(shù)難度大，對(duì)修復(fù)人員技術(shù)要求高[3-5]。也可采用不銹鋼焊條電弧焊打底，堆焊焊條蓋面的方式，但生產(chǎn)效率低、后續(xù)機(jī)加工工作量大，提高了零部件修復(fù)成本，降低了企業(yè)生產(chǎn)效率[6]。

高速激光熔覆技術(shù)主要特點(diǎn)是通過(guò)改變激光光束與金屬粉末的作用位置，使粉末在飛行空間熔化，在基體表面僅形成微溶池，在保證冶金結(jié)合的前提下進(jìn)一步降低了熔覆過(guò)程的熱輸入。同時(shí)熔覆層厚度可控性好，稀釋率小于1%，表面粗糙度低，能夠大大減少熔覆后零件的機(jī)加工量[7]，為高錳鋼的修復(fù)提供了新思路和新方法。目前，對(duì)于高速激光熔覆技術(shù)，國(guó)內(nèi)外研究者開(kāi)展了一系列的研究。徐一飛等學(xué)者[8]采用高速激光熔覆在45 鋼表面制備了高質(zhì)量的鐵基合金涂層，結(jié)果表明：高速激光熔覆工藝制備的鐵基涂層的整體枝晶組織更加細(xì)小、晶間成分差異更小、晶粒分布更加均勻。Lampa 等學(xué)者[9]通過(guò)研究得出了激光功率、送粉速率、搭接率對(duì)熔覆層厚度的函數(shù)關(guān)系。郭永明等學(xué)者[10]對(duì)高速激光熔覆技術(shù)國(guó)內(nèi)外研究現(xiàn)狀進(jìn)行了綜述，總結(jié)了熔覆各工藝參數(shù)與熔覆層組織結(jié)構(gòu)和性能之間的構(gòu)效關(guān)系，并指出高速激光熔覆高的冷卻速度導(dǎo)致涂層中應(yīng)力升高，開(kāi)裂傾向增加，因此需通過(guò)預(yù)熱或后熱處理減緩溫度梯度、降低涂層開(kāi)裂傾向。

目前，針對(duì)高錳鋼表面高速激光熔覆研究較少，文中以某礦山破碎機(jī)錘頭用材料ZGMn13 為研究對(duì)象，利用高速激光熔覆系統(tǒng)在其表面熔覆Ni60 粉末，通過(guò)設(shè)計(jì)熔覆工藝的正交試驗(yàn)并進(jìn)行極差分析，獲得最佳工藝參數(shù)，可為各礦山企業(yè)采用高速激光熔覆技術(shù)修復(fù)高錳鋼提供一定工藝參數(shù)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料選用經(jīng)水韌處理后的ZGMn13 鋼板，化學(xué)成分見(jiàn)表1。鋼板經(jīng)銑床加工成200 mm × 100 mm ×10 mm 試樣，試樣上下兩表面采用磨床加工到Ra1.6，其余四表面不做粗糙度要求。采用丙酮、乙醇分別擦拭試樣待熔覆上表面進(jìn)行去油去脂處理并吹干。熔覆層選用45～106 μm 的Ni60 自熔性合金粉末，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。熔覆前需將粉末送入烘干箱在150 ℃下烘干1 h，去除粉末中所含水分，防止粉末簇團(tuán)，保證熔覆過(guò)程中送粉的均勻連續(xù)性。

表1 ZGMn13 及Ni60 粉末的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

1.2 試驗(yàn)方法

采用ZKZM-2000 高速激光熔覆設(shè)備進(jìn)行熔覆試樣制備，采用單層6 道工藝，制備了面積為40 mm ×10 mm，厚度為1.5～2.0 mm 的Ni60 涂層。以激光功率、掃描速度、送粉速率為影響因素，設(shè)計(jì)了3 因素3 水平的L9(33)正交試驗(yàn)，具體見(jiàn)表2。為避免熔覆過(guò)程中出現(xiàn)裂紋及過(guò)大內(nèi)應(yīng)力，熔覆前對(duì)試樣進(jìn)行預(yù)熱，在150 ℃下預(yù)熱保溫1 h，完成預(yù)熱后迅速按照表3 試驗(yàn)參數(shù)進(jìn)行熔覆試驗(yàn)。激光光斑直徑1.5 mm，搭接率60%，離焦量15 mm，采用氬氣為送粉及保護(hù)氣體。

表2 正交試驗(yàn)參數(shù)

采用宏觀(guān)形貌觀(guān)察及著色滲透探傷檢測(cè)熔覆層表面有無(wú)裂紋、氣孔等缺陷。采用電火花線(xiàn)切割在每組試樣中心部位截取20 mm × 20 mm × 10 mm 試塊進(jìn)行金相組織觀(guān)察及顯微硬度測(cè)試。將試塊截面打磨拋光，表面除油，熱風(fēng)機(jī)吹干后，用濃鹽酸（HCl）、濃硝酸（HNO3）和蒸餾水按體積比3∶1∶6 配制腐蝕液，采用脫脂棉蘸取腐蝕液擦拭試樣表面進(jìn)行腐蝕，采用北京時(shí)代TMR1700 倒置式金相顯微鏡進(jìn)行試樣截面金相組織觀(guān)察。采用HVS-1000Z 維氏顯微硬度計(jì)測(cè)量表面及截面顯微硬度，從距試樣表面0.1 mm為啟始測(cè)量點(diǎn)向試樣內(nèi)部方向測(cè)量，每間距0.1 mm測(cè)量1 點(diǎn)，平行測(cè)量5 點(diǎn)取平均值，測(cè)量熔覆層、熱影響區(qū)、基材的顯微硬度變化，顯微硬度計(jì)壓頭載荷0.98 N，保持時(shí)間10 s。采用X 射線(xiàn)多晶衍射（XRD）對(duì)熔覆層表面進(jìn)行物相分析；采用日本-SU5000 型設(shè)備對(duì)熔覆層截面進(jìn)行BSE 觀(guān)察；采用UMT 型高速往復(fù)摩擦磨損測(cè)試設(shè)備對(duì)熔覆層表面進(jìn)行耐磨性測(cè)試，摩擦磨損時(shí)間30 min，測(cè)試載荷50 N，選用直徑6 mm的SiN 陶瓷球，測(cè)試頻率10 Hz，摩擦為干摩擦。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析與討論

2.1 預(yù)熱處理對(duì)熔覆層表面質(zhì)量的影響及熔覆層宏觀(guān)形貌觀(guān)察

通過(guò)著色滲透探傷法探究預(yù)熱處理對(duì)熔覆層表面質(zhì)量的影響，結(jié)果如圖1 所示。在激光熔覆前未對(duì)試樣進(jìn)行預(yù)熱處理時(shí)，激光功率為1 200 W 時(shí)，熔覆層表面呈現(xiàn)織網(wǎng)狀裂紋；激光功率為1 400 W 時(shí)，熔覆層表面出現(xiàn)縱向分支貫穿裂紋；激光功率為1 600 W時(shí)，熔覆層表面出現(xiàn)縱向裂紋，并且隨著激光功率的增大裂紋逐漸減少。分析原因?yàn)樵诩す馊鄹策^(guò)程中，熔池快速冷卻過(guò)程中的不均勻收縮產(chǎn)生較大的內(nèi)應(yīng)力，殘余壓應(yīng)力使熔覆層出現(xiàn)裂紋，殘余拉應(yīng)力也促進(jìn)了裂紋的萌生和擴(kuò)展，因此產(chǎn)生了熔覆層表面橫向及縱向裂紋。采用控制熔覆層冷卻速度的工藝措施，能有效降低熔覆層冷卻速度，釋放內(nèi)應(yīng)力，減小裂紋產(chǎn)生趨勢(shì)。先對(duì)試樣在150 ℃預(yù)熱溫度下保溫1 h 后進(jìn)行熔覆再進(jìn)行保溫緩冷。試樣在預(yù)熱保溫緩冷后熔覆層未出現(xiàn)裂紋，且熔覆層成形良好。

圖1 預(yù)熱處理對(duì)不同激光功率熔覆層表面的滲透探傷影響

9 組正交試驗(yàn)的試樣均進(jìn)行預(yù)熱處理后進(jìn)行不同激光熔覆工藝參數(shù)下的熔覆試驗(yàn)，熔覆后試樣的宏觀(guān)形貌及著色滲透探傷結(jié)果如圖2 所示。從圖2中可以看出，9 組試樣表面均無(wú)裂紋產(chǎn)生，說(shuō)明預(yù)熱處理對(duì)激光熔覆的影響效果顯著。其中2 號(hào)、5 號(hào)、8 號(hào)和9 號(hào)試樣表面光滑且成形質(zhì)量良好，說(shuō)明在掃描速度為4 mm/s 下進(jìn)行激光熔覆時(shí)，試樣表面宏觀(guān)質(zhì)量較好，而1 號(hào)、3 號(hào)、4 號(hào)、6 號(hào)和7 號(hào)試樣表面較為粗糙且凹凸不平的現(xiàn)象較為明顯。

圖2 激光熔覆后試樣的宏觀(guān)形貌及滲透探傷結(jié)果（去掉邊框）

2.2 激光淬火正交試驗(yàn)極差分析及硬度分析

圖3 為1 號(hào)～9 號(hào)試樣的截面顯微硬度分布情況，從圖中可以看出，各組試樣截面硬度變化明顯，從高到低依次為熔覆層硬度，熱影響區(qū)硬度和基材硬度，其中熔覆層硬度相對(duì)于基材均有不同程度的提升；其中，1 號(hào)、2 號(hào)、5 號(hào)和7 號(hào)試樣硬度值均在700 HV以上，其顯微硬度是基材硬度的2.5 倍左右；其中，2號(hào)試樣熔覆層平均顯微硬度為768.81 HV，且熔覆層硬度變化較平穩(wěn)，熱影響區(qū)平均硬度為319.71 HV，基材平均顯微硬度為285.26 HV。從圖中還可看出從熔覆層到熱影響區(qū)的平均硬度直線(xiàn)下降，基材到熔覆層硬度有明顯提升，這是因?yàn)榧す馊鄹驳倪^(guò)程同時(shí)也是對(duì)基材進(jìn)行激光淬火的過(guò)程，提升了熱影響區(qū)的硬度。

圖3 激光熔覆試樣截面顯微硬度分布

為獲得影響熔覆層硬度的最佳工藝參數(shù)組合，對(duì)不同工藝參數(shù)下的熔覆層硬度進(jìn)行極差分析，見(jiàn)表4。經(jīng)極差分析可得影響熔覆層硬度的參數(shù)由主到次分別為：B（掃描速度）、C（送粉速率）、A（激光功率），且最佳工藝參數(shù)組合為A1B2C3，即激光功率1 200 W，掃描速度4 mm/s，送粉速率7.5 g/min。

按照最優(yōu)工藝參數(shù)組合進(jìn)行10 號(hào)試樣的熔覆試驗(yàn)，試樣宏觀(guān)表面形貌及截面硬度分布情況如圖4 所示。從圖4a 可以看出，熔覆層宏觀(guān)質(zhì)量好，且表面無(wú)裂紋和氣孔等缺陷，從圖4b 可以看出，10 號(hào)試樣熔覆層平均硬度為811.41 HV，熱影響區(qū)平均硬度360.07 HV，基材平均硬度280.34 HV，熔覆層硬度為基材硬度的2.8 倍，且從基材、熱影響區(qū)到熔覆層平均硬度直線(xiàn)上升，各區(qū)域熔覆層變化平穩(wěn)。

圖4 10 號(hào)試樣激光熔覆層宏觀(guān)形貌及顯微硬度分布

2.3 熔覆層顯微形貌及物相分析

圖5 為10 號(hào)試樣截面的金相組織分布情況，圖5a從上到下依次為熔覆層、過(guò)渡區(qū)、熔合線(xiàn)和基材，圖5b和圖5c 分別為熔覆層上部和熔合線(xiàn)中上部顯微組織局部放大圖。從圖5a 可以看出，在熔合線(xiàn)處熔覆層與基材達(dá)到了冶金結(jié)合，熔合線(xiàn)上方的由于溫度梯度的減小，凝固速度長(zhǎng)大，凝固組織以密集排布的蜂窩狀晶體為主。遠(yuǎn)離熔合線(xiàn)的熔覆層組織由于溫度梯度不斷減小，凝固組織由蜂窩狀轉(zhuǎn)變?yōu)槊黠@的樹(shù)枝晶，如圖5c 所示。在熔覆層上部，由于凝固速率進(jìn)一步增大，凝固過(guò)程中產(chǎn)生的樹(shù)枝晶更加短小密集，如圖5b 所示。

圖5 熔覆層截面金相組織分布情況

圖6 為10 號(hào)試樣熔覆層X(jué) 射線(xiàn)多晶衍射圖譜，從圖中可以看出，在2θ為43°，46°，54°和66°左右有較強(qiáng)的衍射峰，而在其他位置衍射效果不明顯。通過(guò)對(duì)特征峰的比對(duì)分析，可以大致推斷出熔覆層主要的物相組成為γ-Ni 枝晶、CrB，Cr7C3和Cr23C6型碳化物和一些無(wú)法識(shí)別的物相。

圖6 熔覆層X(jué) 射線(xiàn)多晶衍射圖譜

高速激光熔覆相較于傳統(tǒng)激光熔覆相比，一個(gè)顯著的特點(diǎn)是熔覆層非常薄，因此傳統(tǒng)的通過(guò)幾何方式計(jì)算熔覆層稀釋率的辦法無(wú)法使用[11-12]，通過(guò)查閱文獻(xiàn)可知，高速激光熔覆稀釋率均在1%以下[7]。

圖7 為熔覆層截面的BSE 形貌觀(guān)察結(jié)果。圖7a為截面整體微觀(guān)形貌分布情況，從圖中可以看到各部分形貌分布較為明顯，且在中間區(qū)域有一條較為明顯的冶金結(jié)合帶，說(shuō)明熔覆層與基材冶金結(jié)合良好，結(jié)合區(qū)無(wú)氣孔等缺陷。圖7b 為熔覆層上部形貌，從中可以很明顯的看到有樹(shù)枝晶交叉分布，這是由于此區(qū)域的溫度梯度離基材較遠(yuǎn)且由熔合線(xiàn)往上逐漸減小，造成成分過(guò)冷，從而形成樹(shù)枝晶，且從圖中可以看到在熔覆層中彌散分布有黑色和灰色硬質(zhì)相。將其進(jìn)一步放大后如圖7c 和圖7d 所示，可以看到微區(qū)內(nèi)分布有黑色花狀形貌的區(qū)域，結(jié)合XRD 分析及相關(guān)文獻(xiàn)的報(bào)道[13-14]可知，黑色花狀硬質(zhì)相為CrB，而在其周?chē)植加谢疑操|(zhì)相主要為Cr7C3，少量為Cr23C6。綜合以上分析可知，熔覆層主要由γ-Ni 的枝晶、樹(shù)枝晶、花狀硬質(zhì)硼化物相CrB 和灰色硬質(zhì)碳化物相Cr7C3和Cr23C6組成，這些硬質(zhì)相一定程度上會(huì)提高熔覆層的耐磨性。

圖7 熔覆層截面背散射電子像

2.4 熔覆層摩擦磨損分析

激光熔覆前后試樣在室溫下的摩擦系數(shù)及磨損量變化情況如圖8 所示。從圖8a 可以看出，基材ZGMn13 的平均摩擦系數(shù)為0.589，而Ni60 熔覆層的平均摩擦系數(shù)為0.367，其摩擦系數(shù)相較于基材下降37.7%，耐磨性提高1.6 倍。從圖8b 可以看到，相較于基材的磨損量，熔覆層的磨損量明顯減少，約為基材的38%，通過(guò)摩擦系數(shù)和磨損量的對(duì)比分析，說(shuō)明通過(guò)激光熔覆后熔覆層耐磨性高于基材。

3 結(jié)論

（1）著色滲透探傷測(cè)試表明，在預(yù)熱溫度150 ℃下保溫1 h 后再進(jìn)行高速激光熔覆試驗(yàn)時(shí)，熔覆層表面成形質(zhì)量較好，無(wú)裂紋和氣孔等缺陷產(chǎn)生。

（2）正交試驗(yàn)極差分析及熔覆試樣測(cè)試結(jié)果表明，ZGMn13 材料上熔覆Ni60 粉末的最佳工藝參數(shù)為激光功率1 200 W、掃描速度4 mm/s 和送粉速率7.5 g/min，在此種條件下，硬度可達(dá)811.41 HV，約為基材的2.8倍，摩擦系數(shù)為0.367，相較于基材下降37.7%，耐磨性提高1.6 倍，磨損量約為基材的38%。

（3）通過(guò)OM，XRD 和BSE 綜合分析可知，熔覆層主要由γ-Ni 枝晶、樹(shù)枝晶、花狀硬質(zhì)硼化物相CrB 和灰色硬質(zhì)碳化物相Cr7C3和Cr23C6組成，以上硬質(zhì)相提高了熔覆層的耐磨性。