超聲振動(dòng)對(duì)EA4T鋼激光熔覆質(zhì)量和性能的影響

陳 林，陳文靜,黃 強(qiáng),熊 中

(1 西華大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610039；2 重慶川儀十七廠有限公司，重慶 400700)

EA4T鋼是一種綜合力學(xué)性能良好的低合金鋼，是鐵路機(jī)車車輛空心軸用鋼[1-2]。隨著機(jī)車向高速、輕量及高裝載方向發(fā)展，機(jī)車車軸性能的優(yōu)劣將決定機(jī)車運(yùn)行安全的提升。機(jī)車在運(yùn)行過(guò)程中，輪軸壓裝部位存在微動(dòng)疲勞損傷及微動(dòng)磨損，在長(zhǎng)期的交變載荷作用下就可能影響輪轂壓配合處的臨界車軸位置的尺寸精度,甚至引起車軸的疲勞斷裂[3-4]。

激光熔覆作為一種可持續(xù)再制造技術(shù)[5]，是一項(xiàng)新興的材料表面改性和修復(fù)技術(shù)，與其他改性和修復(fù)技術(shù)相比，它具有良好的冶金結(jié)合、熱影響區(qū)小、稀釋率低、熔覆表面可精確控制等特點(diǎn)[6-8]，在維修和冶金行業(yè)，尤其是對(duì)大型曲軸、軋輥、模具等表面進(jìn)行局部強(qiáng)化和修復(fù)具有廣闊的應(yīng)用前景[9-12]。然而，在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，激光熔覆是一個(gè)快速熔化、凝固的過(guò)程，激光熔覆質(zhì)量(如熔覆尺寸、熔覆缺陷、熔覆成分不均等)難以得到控制。目前，熱處理和添加合金元素是改善熔覆質(zhì)量、提高熔覆性能的常用手段[13-14]，前者在改善零件內(nèi)部質(zhì)量方面有顯著的效果，但不利于大型零部件的局部修復(fù)、強(qiáng)化，并在一定程度上改變了基體的組織性能；后者對(duì)改善熔覆組織性能比較突出，但其加入的合金元素或所形成的產(chǎn)物易向晶界偏聚，降低了所需性能，同時(shí)粉末重復(fù)利用率較低。超聲振動(dòng)作為一種高頻機(jī)械振動(dòng)[15]，它對(duì)控制缺陷、細(xì)化晶粒及均勻組織成分等具有顯著作用，被廣泛地應(yīng)用于金屬鑄造、焊接等傳統(tǒng)領(lǐng)域[16-17]，但在輔助激光熔覆技術(shù)方面的運(yùn)用甚少。本工作將超聲振動(dòng)引入到車軸激光熔覆修復(fù)技術(shù)當(dāng)中，對(duì)比研究超聲振動(dòng)對(duì)熔覆層外觀成形質(zhì)量、組織結(jié)構(gòu)以及顯微硬度的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

基體材料為鐵路車軸EA4T鋼，其組織由回火索氏體及少量塊狀的鐵素體組成，如圖1(a)所示。激光熔覆材料選用Fe-Cr-Ni合金粉末，該粉末具有良好的韌性和抗裂性能，適用于軸類部件尺寸恢復(fù)。由圖1(b)可看出，粉末呈較均勻規(guī)則的球形，粒度為45～143μm。實(shí)驗(yàn)前，粉末在80℃恒溫真空干燥箱中保溫1h，以除去吸附在粉末中的水分，基體和粉末的化學(xué)成分如表1所示。

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備和方法

激光熔覆實(shí)驗(yàn)采用IPG YLS-4000型4kW光纖激光器及其配套的四軸聯(lián)動(dòng)數(shù)控平臺(tái)，送粉方式采用DF-5000型載氣式側(cè)向同步送粉。熔覆時(shí)，采用氣體流量為0.37L/s的高純氬對(duì)熔池進(jìn)行保護(hù)，其余熔覆工藝參數(shù)如表2所示。

超聲振動(dòng)采用振動(dòng)頻率為20kHz，最大輸出振幅為50μm的HY2050型超聲振動(dòng)沖擊設(shè)備，振幅大小通過(guò)改變超聲電流實(shí)現(xiàn)，其參數(shù)如表2所示。圖2為超聲振動(dòng)輔助激光熔覆示意圖。超聲振動(dòng)輔助激光熔覆實(shí)驗(yàn)時(shí)，超聲作用是通過(guò)在墊板上施加超聲振動(dòng)，間接傳遞到工件后再耦合到激光熔池。

激光熔覆時(shí)，先開(kāi)啟超聲振動(dòng)設(shè)備，振動(dòng)工具頭與激光熔覆頭相距100mm且處于同一垂直面，待超聲輸出電流穩(wěn)定后再開(kāi)啟激光器，超聲振動(dòng)設(shè)備沿掃描方向隨熔覆頭同步移動(dòng)，熔覆結(jié)束后延遲30s關(guān)閉。

圖1 EA4T鋼顯微組織和Fe-Cr-Ni合金粉末外觀形貌 (a)EA4T鋼;(b)Fe-Cr-Ni合金粉末Fig.1 Microstructure of the EA4T steel and appearance of Fe-Cr-Ni alloy powder (a)EA4T steel;(b)Fe-Cr-Ni alloy powder

MaterialCCrSiNiBMnMoCuSPFeEA4T steel0.251.040.340.26-0.740.250.150.0020.008BalFe-Cr-Ni0.1017.500.1210.500.65-----Bal

表2 熔覆實(shí)驗(yàn)參數(shù)Table 2 Experimental parameters of the cladding

圖2 超聲振動(dòng)輔助激光熔覆示意圖Fig.2 Schematic diagram of cladding layer assisted by ultrasonic vibration

熔覆實(shí)驗(yàn)后，將試樣沿垂直于掃描方向進(jìn)行線切割取樣，制樣后進(jìn)行微觀組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能分析。采用FeCl3溶液(FeCl3∶HNO3∶HCl∶H2O=2∶3.5∶1∶30)進(jìn)行微觀組織腐蝕，并利用GX-5型金相顯微鏡和S3400N掃描電鏡及能譜儀對(duì)各區(qū)域進(jìn)行微觀組織觀察和成分分析；利用DX-2500型X射線儀(CuKα照射)進(jìn)行物相分析，以管電壓30kV，管電流20mA，0.03(°)/s的連續(xù)掃描速率進(jìn)行測(cè)試；顯微硬度采用HVS-1000型顯微硬度儀，加載載荷1.96N，加載時(shí)間20s進(jìn)行測(cè)試，測(cè)試距離為0.1mm,測(cè)試方向?yàn)閺幕w到熱影響區(qū)再到熔覆層。

2 結(jié)果與分析

2.1 超聲振動(dòng)對(duì)熔覆層表面的影響

圖3為超聲振動(dòng)對(duì)熔覆層外觀形貌的影響。由圖3可以看出，未施加超聲振動(dòng)熔覆層表面連續(xù)，成型良好；施加超聲振動(dòng)后，熔覆層表面變得更加平整，表面粗糙度降低，搭接及兩側(cè)處的熔渣和飛濺明顯減少。激光熔覆過(guò)程中，熔池內(nèi)熔融金屬流動(dòng)的主要驅(qū)動(dòng)力為表面張力[18-20]。超聲振動(dòng)作用下，聲波從熔池底部傳入，在熔池中傳播時(shí)，克服熔融金屬的黏性阻力，產(chǎn)生有限振幅衰減，形成一定聲壓梯度，促進(jìn)熔池金屬流動(dòng)；當(dāng)聲壓超過(guò)一定值時(shí)，熔池內(nèi)出現(xiàn)一個(gè)非周期性整體流動(dòng)，但并未改變?cè)鄢厝廴诮饘賹?duì)流趨勢(shì)，同時(shí)對(duì)熔融金屬對(duì)流作用也起到穩(wěn)定作用[21-24]；此外，超聲加快熱量由熔化區(qū)向非熔化區(qū)傳導(dǎo)，改善了基體溫度場(chǎng)分布，提高液態(tài)金屬在基體表面的潤(rùn)濕鋪展能力[21,23]。同一參數(shù)條件下，采用兩組試樣測(cè)量熔覆層與基體表面的界面潤(rùn)濕角，未施加超聲振動(dòng)界面潤(rùn)濕角為42°，46°；施加超聲振動(dòng)界面潤(rùn)濕角為31°，28°。說(shuō)明超聲振動(dòng)提高了激光熔覆的潤(rùn)濕鋪展程度，熔覆表面質(zhì)量得以提高。

圖3 熔覆層外觀形貌 (a)未施加超聲振動(dòng);(b)施加超聲振動(dòng)Fig.3 Appearance of cladding layer (a)without ultrasonic vibration;(b)with ultrasonic vibration

2.2 超聲振動(dòng)對(duì)熔覆層組織和性能的影響

2.2.1 熔覆層組織分析

圖4為未施加超聲振動(dòng)熔覆層顯微組織。由圖4可以看出，熔覆層顯微組織主要由平面晶以及具有明顯方向性的枝晶結(jié)構(gòu)組成。根據(jù)快速凝固理論可知，界面處的溫度梯度很高，同時(shí)晶體生長(zhǎng)前沿?cái)_動(dòng)很小，使得固液界面以較穩(wěn)定的平界面方式生長(zhǎng)形成一定厚度的平面晶(圖4(a))；隨著結(jié)晶潛熱的放出，溫度梯度降低，晶體生長(zhǎng)前沿?cái)_動(dòng)加快，固液界面形貌失穩(wěn)，導(dǎo)致枝晶結(jié)構(gòu)沿與溫度梯度相反方向優(yōu)選生長(zhǎng)(圖4(b))。另外，由圖4(c)可以看出，熱影響區(qū)受熱循環(huán)影響發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，形成大量板條狀馬氏體組織。

圖4 未施加超聲振動(dòng)熔覆層顯微組織 (a)界面；(b)中部；(c)熱影響區(qū)Fig.4 Microstructure of the cladding layer without ultrasonic vibration (a)interface;(b)middle region;(c)heat affected zone

圖5為施加超聲振動(dòng)熔覆層顯微組織。由圖5可以看出，熔覆層和熱影響區(qū)的顯微組織并未發(fā)生變化，但界面處平面晶厚度減小甚至難以辨別(圖5(a))；熔覆層內(nèi)原來(lái)方向性較強(qiáng)的枝晶組織被打斷、打碎(圖5(b))，同時(shí)還觀察到一些粒狀結(jié)構(gòu)。超聲振動(dòng)作用下，超聲的聲流效應(yīng)及空化作用促進(jìn)了熔池內(nèi)部熔融金屬的流動(dòng)，使得熔融基體底部界面處與熔融金屬產(chǎn)生強(qiáng)烈混合、攪動(dòng)，導(dǎo)致平面結(jié)構(gòu)分解[21-22,25-26]，厚度降低；同時(shí)，隨著過(guò)冷度減小和超聲的共同作用，界面處快速轉(zhuǎn)變?yōu)榉瞧胶鉅顟B(tài)，被分解的平面結(jié)構(gòu)沿溫度梯度相反方向生長(zhǎng)成枝晶；此外，超聲作用促使熔池局部形成大量空化氣泡，在高頻周期性振蕩下，氣泡發(fā)生崩潰、閉合，產(chǎn)生的高溫、高壓激波使得正在生長(zhǎng)的枝晶被打斷、打碎，這些枝晶在適當(dāng)?shù)某曊駝?dòng)作用下還來(lái)不及重新分布排列，從而形成斷裂的枝晶組織和粒狀結(jié)構(gòu)[27-28]。

圖6，7分別為未施加和施加超聲振動(dòng)熔覆層中部枝晶成分分析。由圖6，7可知，枝晶成分主要以Fe，Cr，Ni元素為主，超聲振動(dòng)作用下，枝晶成分分布更加均勻。未施加超聲振動(dòng)時(shí)(圖6)，熔覆層中Fe，Ni元素分布不均，且晶內(nèi)部位Fe，Ni元素含量遠(yuǎn)高于晶界部位，即出現(xiàn)成分偏析現(xiàn)象；經(jīng)超聲振動(dòng)后(圖7)，熔覆層中Fe，Ni元素含量相當(dāng)，說(shuō)明超聲振動(dòng)作用下，熔覆層內(nèi)的合金元素得到充分?jǐn)嚢?、混合，使得合金元素分布更加均勻。另外，?jīng)超聲振動(dòng)后(圖7(a))，晶界部位Cr元素含量高于晶內(nèi)部位，相比較未施加超聲振動(dòng)的晶界部位(圖6(a))，Cr元素含量同樣提高，這可能是Cr元素與C元素有強(qiáng)烈的親和作用，使得Cr元素易在初生枝晶位置形成碳化物。對(duì)粒狀結(jié)構(gòu)進(jìn)行成分分析(圖7(b))，其成分與枝晶成分相當(dāng)，這也證明是超聲振動(dòng)打碎枝晶的結(jié)果。因此，施加超聲振動(dòng)打斷了枝晶組織，也促進(jìn)了枝晶成分的均勻分布。

圖6 未施加超聲振動(dòng)熔覆層中部枝晶組織EDS分析 (a)晶界；(b)晶內(nèi)Fig.6 EDS analysis of middle dendrites structure of cladding layer without ultrasonic vibration (a)grain boundary;(b)interdendrites

圖8為熔覆層X(jué)RD圖譜。由圖8可知，熔覆層中物相主要由γ，M23C6碳化物和Ni-Cr-Fe固溶體組成，施加超聲振動(dòng)對(duì)熔覆層的物相組成并沒(méi)有產(chǎn)生影響。表3為熔覆層X(jué)RD測(cè)試結(jié)果。由表3可知，同一衍射角處，施加超聲振動(dòng)后的衍射峰半高寬FWHM稍有變寬。根據(jù)Debye-Scherrer公式(見(jiàn)式(1))[25]可知，

圖7 施加超聲振動(dòng)熔覆層中部枝晶組織EDS分析 (a)晶界；(b)粒狀結(jié)構(gòu)；(c)晶內(nèi)Fig.7 EDS analysis of middle dendrites structure of cladding layer with ultrasonic vibration (a)grain boundary;(b)granular structure;(c)interdendrites

圖8 熔覆層X(jué)RD圖譜Fig.8 XRD patterns of cladding layer

MillerindexUltrasonicvibration2θ/(°)FWHM/rad(110)Without44.6290.269With44.6300.277(211)Without82.2220.420With82.2480.449

同一衍射角和晶面，半高寬越寬，則晶粒越細(xì)。

(1)

式中：Dhkl為晶粒尺寸；Bhkl為半高寬FWHM；k為Scherrer常數(shù)。此外，從XRD衍射結(jié)果也證明圖7(a)中晶界Cr元素含量提高是由于Cr23C6碳化物的析出。因此，施加超聲振動(dòng)促進(jìn)晶粒細(xì)化，也促進(jìn)Cr23C6碳化物在枝晶上析出。

2.2.2 顯微硬度分析

同一工藝參數(shù)條件下，顯微硬度采用兩組不同試樣進(jìn)行測(cè)試。圖9(a)為未施加超聲振動(dòng)熔覆層截面顯微硬度分布曲線，圖9(b)為施加超聲振動(dòng)熔覆層截面顯微硬度分布曲線。從圖9(a)可知，熔覆層顯微硬度較高，沿界面到基體隨距離的增加，顯微硬度逐漸降低，基體顯微硬度最低。隨距界面距離的增加,熔覆層顯微硬度均有所提高，但其波動(dòng)較大。由圖6和圖8分析可知，熔覆層顯微硬度提高主要與γ和Ni-Cr-Fe固溶體形成有關(guān)；M23C6碳化物在枝晶上析出，也使熔覆層顯微硬度得以提高。但由于熔覆層內(nèi)枝晶成分分布不均，顯微硬度又呈現(xiàn)出較大的波動(dòng)趨勢(shì)。從基體的顯微硬度分布可以看出，熱影響區(qū)顯微硬度相對(duì)于母材均有所提高，并在界面處出現(xiàn)最高值。熱影響區(qū)顯微硬度分布主要與存在的板條馬氏體有關(guān)，板條馬氏體內(nèi)存在高密度的位錯(cuò)，阻礙馬氏體和基體的變形；同時(shí)界面處又存在冶金效應(yīng)，界面兩側(cè)出現(xiàn)合金元素稀釋現(xiàn)象，使其顯微硬度呈現(xiàn)上升趨勢(shì)。

圖9 顯微硬度分布曲線 (a)未施加超聲振動(dòng)；(b)施加超聲振動(dòng)Fig.9 Microhardness distribution curves (a)without ultrasonic vibration;(b)with ultrasonic vibration

從圖9(b)可知，超聲振動(dòng)作用下，試樣的熔覆層顯微硬度分布較均勻，并隨界面距離增加逐漸提高。相比較未施加超聲振動(dòng)熔覆試樣，其熔覆層的平均顯微硬度提高126.2HV0.2。熔覆層顯微硬度的提高主要得益于晶粒細(xì)化作用；另外，超聲振動(dòng)促進(jìn)γ和Ni-Cr-Fe固溶體在熔覆層內(nèi)均勻分布以及Cr23C6碳化物在枝晶上析出，晶體完整性提高，使得顯微硬度提高且分布更加均勻。從熱影響區(qū)硬度分布可以看出，超聲振動(dòng)作用下，熔覆試樣的熱影響區(qū)平均顯微硬度下降31.2HV0.2。超聲振動(dòng)使溫度場(chǎng)分布更加均勻，在超聲振動(dòng)熱效應(yīng)作用下，熱影響區(qū)溫度下降較為平緩且溫度略高于未施加超聲振動(dòng)熔覆[21-23]，由此增加晶粒長(zhǎng)大趨勢(shì)，同時(shí)還可能增加板條馬氏體內(nèi)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，位錯(cuò)密度降低，熱影響區(qū)硬度下降。

3 結(jié)論

(1)超聲振動(dòng)作用下，熔覆層外觀成形質(zhì)量得到提高，熔覆層平面晶厚度減小，原來(lái)具有明顯方向性的枝晶轉(zhuǎn)變成斷裂的枝晶組織和粒狀結(jié)構(gòu)。

(2)超聲振動(dòng)細(xì)化了晶粒，促進(jìn)γ和Ni-Cr-Fe固溶體在熔覆層內(nèi)均勻分布以及Cr23C6碳化物在枝晶上析出，但并未改變?nèi)鄹矊游锵嘟M成。

(3)超聲振動(dòng)作用下，熔覆試樣的熔覆層顯微硬度分布更加均勻，比未施加超聲振動(dòng)熔覆試樣的平均顯微硬度提高126.2HV0.2，熱影響區(qū)平均顯微硬度下降31.2HV0.2。