激光工藝參數(shù)對(duì)NiCoCrAlYSi熔覆層微觀組織及性能的影響

沈浩，蔡杰，呂鵬，張從林，李玉新，關(guān)慶豐

(1.江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013；2.江蘇大學(xué) 先進(jìn)制造與現(xiàn)代裝備技術(shù)工程研究院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013；3.鹽城工學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鹽城 224051；4.中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原 030051)

0 引言

航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片等熱端部件服役于極其惡劣的高溫環(huán)境中，長期受到熱應(yīng)力、機(jī)械應(yīng)力、高溫腐蝕、高溫磨損和高溫氧化的交互作用，嚴(yán)重影響其使用壽命[1-2]。MCrAlYX(其中M=Ni、Co、Ni±Co，X=Si、Hf等)是近年來發(fā)展起來的一系列高溫防護(hù)涂層體系，由于其具有良好的黏附性、高模量、高強(qiáng)度以及優(yōu)異的耐高溫氧化和耐高溫腐蝕性能，不僅可以作為熱障涂層中的金屬過渡層[3-4]，也可單獨(dú)用為熱端部件的包覆涂層[5-6]，已廣泛用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件，以及船舶、汽車、能源等其他領(lǐng)域[7]。但是，MCrAlYX涂層普遍存在硬度不高，摩擦磨損性能較差等問題，因長期受到粒子沖刷及摩擦作用，導(dǎo)致部件壽命急劇下降，嚴(yán)重限制了其在高溫耐磨性部件上的應(yīng)用。激光熔覆是一種新型的激光加工技術(shù)，通過高能量激光束同時(shí)熔化粉末與基體，并快速凝固后形成涂層，在小尺寸和形狀復(fù)雜部件的涂層制備以及增材制造方面有著廣闊的應(yīng)用前景[8-10]。與傳統(tǒng)的熱噴涂工藝相比，采用激光熔覆技術(shù)制備的涂層組織細(xì)小致密，涂層與基體間呈現(xiàn)良好的冶金結(jié)合，且涂層的硬度與耐磨性均有所提高[11-12]。由于激光熔覆具有較高的溫度梯度及極快的冷卻速度等特性，熔覆層中往往會(huì)出現(xiàn)成分偏析、氣孔、微裂紋等冶金缺陷，使熔覆件的力學(xué)性能和高溫抗氧化性能惡化，尤其是疲勞性能和高溫蠕變性能下降，這在一定程度上限制了激光熔覆件在許多臨界及苛刻條件下的應(yīng)用[13-14]。因此通過優(yōu)化工藝參數(shù)改善熔覆層成型質(zhì)量對(duì)于推廣激光熔覆技術(shù)在涂層制備領(lǐng)域的應(yīng)用具有重要意義。

Zhang等[15]研究了不同激光參數(shù)對(duì)FeNiCoCrTi0.5熔覆層成型質(zhì)量以及耐磨性能的影響，得出熔覆層的光滑度、稀釋率及晶體大小與激光功率和掃描速度的比值呈正比例關(guān)系。Emamian等[16]研究了激光參數(shù)對(duì)原位生成Fe-TiC復(fù)合熔覆層質(zhì)量的影響，得出較高的激光功率下涂層的成型質(zhì)量更好，較高的掃描速度使得TiC顆粒更加細(xì)小，而較低的掃描速度搭配較高的送粉率使得熔覆層產(chǎn)生更多的TiC顆粒，并導(dǎo)致樣品的硬度值更高。國內(nèi)外研究學(xué)者通過優(yōu)化工藝參數(shù)來減少熔覆缺陷得出的普遍規(guī)律為：提高激光功率和降低掃描速度可增強(qiáng)熔池對(duì)流及延長對(duì)流時(shí)間，從而抑制氣孔的產(chǎn)生[17-18]；對(duì)于不同的熔覆粉末尋找合適的激光功率和掃描速度是減少裂紋的前提條件[19-20]；提高掃描速度，可以顯著提高熔覆層冷卻速度，從而形成更加精細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)，減少偏析[21-22]。由此可見，激光功率和掃描速度對(duì)涂層成型質(zhì)量有較大影響，但是對(duì)采用同步送粉激光熔覆法在鎳基高溫合金基體上制備MCrAlYX熔覆層的參數(shù)優(yōu)化研究還相對(duì)較少。

本文采用激光熔覆技術(shù)在Ni625高溫合金基體表面制備MCrAlYX熔覆層，研究激光功率與掃描速度對(duì)熔覆層微觀組織的影響，并測(cè)試熔覆層顯微硬度與摩擦磨損性能，重點(diǎn)分析不同激光功率及掃描速度下熔覆層微觀組織演變對(duì)其性能的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)條件

1.1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

選用Ni625鎳基高溫合金作為基體(成分見表1)，對(duì)其表面進(jìn)行打磨并用無水乙醇進(jìn)行清洗。為避免激光熔覆熱效應(yīng)導(dǎo)致的基體變形，實(shí)驗(yàn)選取100 mm×100 mm×50 mm規(guī)格尺寸的基材進(jìn)行熔覆實(shí)驗(yàn)。采用德國Laserline公司產(chǎn)LCD 6000-100光纖激光器以同軸送粉的方式在基體上制備NiCoCrAlYSi 熔覆層(成分見表2)，選取激光工藝參數(shù)如表3所示。其中，由于激光熔覆工藝參數(shù)優(yōu)選是掃描速度和激光功率的綜合作用結(jié)果，二者均不獨(dú)立影響熔覆層質(zhì)量，因此引入激光輸入能量比Es來綜合考慮激光熔覆工藝參數(shù)對(duì)熔覆層冶金質(zhì)量的影響規(guī)律。激光輸入能量比Es計(jì)算公式為

表1 高溫合金Ni625成分組成

表2 NiCoCrAlYSi熔覆層成分組成

(1)

式中：P為激光功率；D為光斑直徑；v為激光掃描速度。對(duì)應(yīng)工藝參數(shù)下激光輸入能量比值如表3所示[15]。

表3 不同試樣的激光工藝參數(shù)

1.2 測(cè)試方法

為便于金相分析，利用線切割將激光熔覆層切成10 mm×10 mm×10 mm立方體。對(duì)熔覆層截面進(jìn)行打磨、拋光處理，并利用王水(HCl與HNO3體積比為3∶1)對(duì)其進(jìn)行金相腐蝕，腐蝕時(shí)間約10 s.為便于透射電子顯微鏡(TEM)(美國FEI公司產(chǎn)Titan 60-300球差TEM)觀察，將熔覆層切至500 μm，從熔覆層背面開始研磨至厚度約為30 μm，在約-30 ℃溫度和30 V電壓下，于電解質(zhì)(高氯酸與乙醇的比例為1∶4)中進(jìn)行電解雙噴，直至穿孔。采用日本理學(xué)公司產(chǎn)Rigaku D/max-2500/pc X型X射線衍射儀(XRD)確定激光熔覆層的物相組成，采用德國蔡司Axio Observer Z1M型光學(xué)顯微鏡、美國FEI公司產(chǎn)Nova Nano 450掃描電子顯微鏡(SEM)與美國EDAX公司產(chǎn)TEAM能譜儀(EDS)觀察激光熔覆層的微觀形貌與成分分布。為進(jìn)一步對(duì)比不同參數(shù)下試樣表面孔隙率變化，采用灰度法，通過圖像分析軟件Image Pro Plus對(duì)SEM圖片進(jìn)行詳細(xì)分析并定量計(jì)算。為了使統(tǒng)計(jì)結(jié)果更接近真實(shí)情況，減小誤差影響，每種參數(shù)的樣品在高倍及低倍下均選取4張圖片進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，并取其平均值作為表面顯微氣孔分析數(shù)據(jù)。

試樣經(jīng)研磨、拋光至表面粗糙度Ra=0.5 μm，用于顯微硬度及摩擦磨損試驗(yàn)；采用萊州華興測(cè)試儀器有限公司產(chǎn)HV-1000型顯微硬度儀測(cè)量激光熔覆層的硬度變化，硬度測(cè)試參數(shù)為載荷25 N、加載10 s.依次從熔覆層最表層向基體方向打點(diǎn)，間隔選取為100 μm.為減小誤差，在垂直于該方向的位置再額外打兩個(gè)點(diǎn)測(cè)量其硬度并取其平均值。摩擦磨損試驗(yàn)在蘭州中科凱華科技開發(fā)有限公司產(chǎn)HSR-2M型高速往復(fù)摩擦試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，對(duì)試樣熔覆層表面進(jìn)行常溫干摩擦磨損測(cè)試，其中加載載荷為20 N，摩擦距離5 mm，頻率50 Hz，磨損時(shí)間20 min，摩擦副材料為GCr15，直徑4 mm.采用SEM對(duì)磨損形貌進(jìn)行分析，并采用蘭州中科凱華科技開發(fā)有限公司生產(chǎn)的MT-500探針式材料表面磨痕測(cè)量儀測(cè)量磨損體積和磨痕形貌。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 激光工藝參數(shù)對(duì)熔覆層微觀組織結(jié)構(gòu)的影響

圖1給出了NiCoCrAlYSi熔覆層截面腐蝕后的金相組織，表3中1號(hào)～9號(hào)試樣其金相組織分別列于圖1(a)～圖1(i)中。不同參數(shù)下，熔覆層內(nèi)部均無明顯裂紋且與基體之間無明顯過渡帶，熔覆層與基體呈現(xiàn)良好的冶金結(jié)合，說明激光功率和掃描速度的技術(shù)參數(shù)均在合理范圍內(nèi)。利用Image-Pro Plus軟件計(jì)算NiCoCrAlYSi熔覆層平均厚度，結(jié)果如圖2所示。激光熔覆層厚度隨著激光輸入能量比Es增高而增高。當(dāng)Es為36 J/mm2時(shí)，熔覆層厚度最低，僅為534 μm；當(dāng)Es增加至73.3 J/mm2時(shí)，熔覆層厚度達(dá)到1 535 μm.究其原因，當(dāng)送粉率一定時(shí)，降低激光掃描速度，單位時(shí)間內(nèi)基體表面粉末沉積量增加，使得熔覆層厚度增加，而隨著激光功率增加，激光能量密度變大，熔池深度加深導(dǎo)致熔覆層厚度增加。此外，熔覆層截面在金相腐蝕后往往會(huì)出現(xiàn)由晶粒生成方向不同而自然形成的一道弧線界面，定義為搭接過程中熔覆道的熔合線，即熔覆軌跡。由圖1可明顯看出，3號(hào)、6號(hào)、9號(hào)試樣的熔覆軌跡弧度相較于1號(hào)、2號(hào)、3號(hào)試樣變得非常平緩，說明隨著激光輸入能量降低，單位面積接收的激光輻照能量變小，使得熔池變得更寬更薄。

圖1 NiCoCrAlYSi熔覆層宏觀金相

圖2 激光輸入能量比與熔覆層厚度的關(guān)系

圖3為NiCoCrAlYSi熔覆層表面打磨拋光后未經(jīng)腐蝕的表面原始形貌，表3中1號(hào)～9號(hào)試樣其形貌分別列于圖3(a)～圖3(i)中。由圖3可見，熔覆層有明顯的微小氣孔，氣孔的產(chǎn)生原因較為復(fù)雜，包括熔池的快速凝固導(dǎo)致氣體來不及排出、湍流引起的氣體截留、熔體內(nèi)能量密度過低而未能充分熔融等[23-24]。氣孔的尺寸、數(shù)量和分布對(duì)于表征激光熔覆層的冶金質(zhì)量十分重要，不僅影響熔覆層的致密度，而且容易導(dǎo)致微裂紋萌生與拓展，繼而降低熔覆層使用性能。因此，控制熔覆層孔隙率是提高其機(jī)械性能及高溫性能的重要措施之一。

圖3 NiCoCrAlYSi熔覆層表面形貌

本文采用灰度法，通過Image Pro Puls軟件對(duì)熔覆層表面氣孔進(jìn)行分析。其中，氣孔的面積占熔覆層面積的比，即氣孔率。統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖4及圖5所示。當(dāng)激光功率不變時(shí)，隨著掃描速度增加，氣孔率明顯降低；當(dāng)掃描速度不變時(shí)，隨著激光功率增大，氣孔率變化并不明顯。綜合考慮激光功率與掃描速度，當(dāng)Es為36 J/mm2時(shí)，即3號(hào)試樣，熔覆層表面氣孔率最低，僅為0.07%，平均氣孔尺寸約為0.26 μm；當(dāng)Es為73.3 J/mm2時(shí)，即7號(hào)試樣，熔覆層表面氣孔率達(dá)到0.65%，平均氣孔尺寸約為1.33 μm，熔覆層表面氣孔率及氣孔尺寸的大小與激光能量輸入比Es呈正比例關(guān)系。影響激光熔覆層氣孔形成的主要因素是熔池的寬高比，其次是熔池的對(duì)流強(qiáng)度和對(duì)流時(shí)間，即圖1所示的激光熔覆熔覆軌跡及熔覆層形貌對(duì)氣孔形成具有較大影響[17]。隨著Es降低，熔池變得更寬更薄，氣體更容易逸出。此外，隨著激光功率升高，激光輸入能量增大，雖然增強(qiáng)了對(duì)流強(qiáng)度，但是激光搭接重疊區(qū)域的角度會(huì)極大干擾氣體逸出，使得對(duì)流強(qiáng)度的增大意義并不大，進(jìn)而對(duì)熔覆層表面氣孔的產(chǎn)生無明顯影響。綜合涂層厚度以及表面氣孔率分析得出，3號(hào)、6號(hào)、9號(hào)試樣熔覆層成型質(zhì)量最佳。

圖4 不同試樣的氣孔率

圖5 不同試樣的氣孔尺寸

選擇3號(hào)、6號(hào)、9號(hào)試樣，對(duì)其截面進(jìn)行金相腐蝕并觀察其組織形貌，如圖6所示。激光熔覆層由表及里分別為熔覆區(qū)、結(jié)合區(qū)及熱影響區(qū)，熔覆層組織生長具有典型的定向凝固特征，按照平面晶→柱狀晶→樹枝晶→等軸晶的方式生長。由于激光熔覆較高的溫度梯度會(huì)導(dǎo)致較大的過冷度，融合區(qū)域快速形成平面晶并沿固體與液體界面垂直方向以外延方式繼續(xù)生長形成柱狀晶，此外，在圖6(f)中可較為明顯地觀察到界面處有平面晶的出現(xiàn)，而圖6(d)、圖6(e)則相對(duì)不明顯。這是由于當(dāng)掃描速度一定時(shí)，隨著激光功率的降低，Es減小，溫度梯度G降低，G/R減小，平面晶來不及向液相中推進(jìn)，柱狀晶就已經(jīng)生長，R為冷卻速率。在熔覆層內(nèi)部，由于溫度梯度較界面處有所降低，凝固速度不斷升高，熔池冷卻速率降低，結(jié)晶速度逐漸加快，此時(shí)柱狀晶及樹枝晶沿各自熱流方向紊亂生長。在熔覆層頂部，隨著溫度梯度進(jìn)一步降低，初生的樹枝晶不斷被打破并提供非均勻形核，使得熔覆層表層形成細(xì)小的等軸晶。

圖6 NiCoCrAlYSi熔覆層截面組織形貌

熔覆層的微觀組織結(jié)構(gòu)主要與凝固前沿的成分過冷度有關(guān)，其大小與冷卻速率R和溫度梯度G密切相關(guān)，G/R決定了其凝固方式，而G×R則決定了凝固組織的晶粒大小。激光輸入能量隨著激光功率的增加而增加，因而溫度梯度增加，冷卻時(shí)間延長，使得凝固組織的尺寸變大。對(duì)比3號(hào)、6號(hào)、9號(hào)試樣的凝固組織可得出，當(dāng)掃描速度一定時(shí)，隨著激光功率的增加，熱影響區(qū)增大，樹枝晶較多，胞狀晶較少，熔層底部組織一次、二次枝晶間距增大，此時(shí)熔覆層組織較為粗大。當(dāng)激光輸入能量為36 J/mm2時(shí)，熔覆層頂部等軸晶區(qū)晶粒更加細(xì)小，組織也更加致密。顯然，熔覆層晶粒細(xì)化有利于提升熔覆層的強(qiáng)度；此外，針對(duì)高溫防護(hù)涂層而言，晶粒細(xì)化可以促進(jìn)保護(hù)性氧化膜快速形成，進(jìn)而提高其抗高溫氧化性能[25-26]。因此優(yōu)選出最佳激光工藝參數(shù)為：掃描速度1 000 mm/min、激光功率1.8 kW、送粉率6 g/min及搭接率50%，即3號(hào)試樣。

為進(jìn)一步確定NiCoCrAlYSi熔覆層組織中的物相組成，對(duì)3號(hào)試樣進(jìn)行了XRD分析，如圖7所示，該熔覆層主要由γ-Ni和γ′-Ni3Al相構(gòu)成。

圖8為3號(hào)試樣NiCoCrAlYSi熔覆層表面TEM形貌。由圖8(a)可以看出，熔覆層內(nèi)部存在高密度位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，對(duì)局部區(qū)域進(jìn)行放大，如圖8(b)所示，其主要以交叉的位錯(cuò)墻結(jié)構(gòu)為主，表明激光熔覆后熔覆層的形變方式為位錯(cuò)滑移運(yùn)動(dòng)。由于激光熔覆工藝具有極高的溫度梯度以及極快的冷卻速度，使得熔覆層在非平衡凝固過程中發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形，形成大量位錯(cuò)，高密度位錯(cuò)糾纏為使得系統(tǒng)能量最小化，位錯(cuò)線自發(fā)地趨于平直形態(tài)并產(chǎn)生各種相互作用，從而使得位錯(cuò)采取位錯(cuò)墻組態(tài)排列[27-28]。位錯(cuò)糾纏及交叉的位錯(cuò)墻會(huì)抑制晶界的遷移，進(jìn)而達(dá)到細(xì)化晶粒的作用。激光熔覆過程中熔覆層內(nèi)部形成的細(xì)晶和位錯(cuò)結(jié)構(gòu)對(duì)材料抗變形能力的提高無疑起到了顯著的強(qiáng)化作用。

圖8 NiCoCrAlYSi熔覆層TEM形貌

2.2 激光參數(shù)對(duì)熔覆層顯微硬度的影響

根據(jù)2.1節(jié)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，選擇1號(hào)、2號(hào)、3號(hào)、6號(hào)、9號(hào)試樣進(jìn)行顯微硬度和摩擦磨損性能分析，并探究激光功率和掃描速度對(duì)激光熔覆層力學(xué)性能的影響。

圖9給出了不同激光參數(shù)下熔覆層截面顯微硬度分布。由圖9可以看出，顯微硬度值從熔覆層到熱影響區(qū)再到基體呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，表明激光熔覆層硬度明顯優(yōu)于基體Ni625.1號(hào)、2號(hào)、3號(hào)試樣的平均顯微硬度值分別為356.71 HV、376.15 HV、410.96 HV，表明隨著掃描速度的升高，顯微硬度值隨之升高。當(dāng)掃描速度為1 000 mm/min時(shí)，3號(hào)、6號(hào)、9號(hào)試樣的平均顯微硬度值分別為410.96 HV、361.75 HV、331.41 HV，表明熔覆層的顯微硬度值隨著激光功率的升高而逐漸下降。顯然，當(dāng)激光功率為1.8 kW、掃描速度為1 000 mm/min時(shí)，熔覆層的顯微硬度最高，明顯高于基體平均顯微硬度(266.51 HV)。

圖9 NiCoCrAlYSi熔覆層截面顯微硬度值

NiCoCrAlYSi激光熔覆層顯微硬度增加的主要原因?yàn)椋喝鄹矊幽踢^程過冷度大且凝固時(shí)間短，晶粒不易長大，形成具有快速凝固特征的細(xì)小晶粒，起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用；在非平衡凝固過程中，激光熔覆層內(nèi)存在高密度位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，起到了位錯(cuò)強(qiáng)化的作用以及熔覆層起到的固溶強(qiáng)化作用，以上作用有效提高了熔覆層的顯微硬度。此外，隨著激光功率的降低，熔覆層組織得到進(jìn)一步細(xì)化，熔覆層的硬度逐漸增大；隨著掃描速度的加快，表面氣孔率降低，使得熔覆層顯微硬度升高。

2.3 激光參數(shù)對(duì)熔覆層摩擦磨損性能的影響

圖10為不同激光參數(shù)下熔覆層摩擦系數(shù)曲線圖。從圖10中可知：1號(hào)、2號(hào)、3號(hào)試樣的平均摩擦系數(shù)分別為1.047、0.71、0.58，呈現(xiàn)逐級(jí)遞減的趨勢(shì)，3號(hào)試樣的平均摩擦系數(shù)最低且同時(shí)低于6號(hào)、9號(hào)的平均摩擦系數(shù)(0.77、0.82)，由此表明當(dāng)激光功率一定時(shí)，隨著掃描速度的增加，摩擦系數(shù)不斷減??；當(dāng)掃描速度一定時(shí)，隨著激光功率的升高，摩擦系數(shù)不斷增大。不同參數(shù)下其摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)較大，在12 min后摩擦曲線的波動(dòng)普遍趨于平穩(wěn)，說明試樣在跑合磨損階段摩擦過程較為劇烈，12 min后開始進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段。

圖10 NiCoCrAlYSi熔覆層摩擦系數(shù)曲線

圖11為熔覆層磨損截面輪廓圖，圖12為熔覆層體積磨損量柱狀圖。3號(hào)試樣的磨損深度以及寬度均為最低，體積磨損量同樣最小(0.665 mm3)；1號(hào)、2號(hào)試樣的體積磨損量(0.979 mm3、0.726 mm3)依次遞減；6號(hào)、9號(hào)試樣的體積磨損量(1.055 8 mm3、1.279 mm3)依次遞增，與平均摩擦系數(shù)相吻合。其中，9號(hào)試樣的磨擦系數(shù)低于1號(hào)試樣，但其磨損量最多，究其原因，9號(hào)試樣的摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)幅度較大，且貫穿整個(gè)磨損過程，在經(jīng)歷跑合磨損之后仍進(jìn)入劇烈的磨損階段，因而磨損量最多。對(duì)比1號(hào)、2號(hào)、3號(hào)試樣分析得出，當(dāng)激光功率為1.8 kW時(shí)，熔覆層的耐磨性能隨掃描速度增加逐漸提高。通常，裂紋、氣孔及夾雜等缺陷會(huì)促使裂紋快速萌生、擴(kuò)展及閉合，直至材料脫落，進(jìn)而加速材料的磨損失效。當(dāng)掃描速度為1 000 mm/min時(shí)，熔覆層具有良好的冶金質(zhì)量(無裂紋且孔隙率較低)，因而耐磨性較好。通過對(duì)比3號(hào)、6號(hào)、9號(hào)試樣，當(dāng)掃描速度為1 000 mm/min時(shí)，熔覆層的耐磨性能隨激光功率增加而逐漸降低，這是由于熔覆層表層區(qū)域細(xì)小的枝晶組織隨著激光功率的升高變得粗大，熔覆層硬度下降所致。

圖11 NiCoCrAlYSi熔覆層磨損截面輪廓

圖12 NiCoCrAlYSi熔覆層體積磨損量

為進(jìn)一步分析磨損機(jī)理，圖13給出了不同參數(shù)下熔覆層磨損表面的形貌圖。由圖13可以看出，1號(hào)、2號(hào)試樣磨損表面較為相似，均存在明顯的裂紋和剝落，且剝落主要以薄片狀形式脫離母材，磨損機(jī)制主要為顯微切割。由于1號(hào)、2號(hào)試樣熔覆層表面均存在氣孔，在機(jī)械剪切力與摩擦力的共同作用下，使得微裂紋快速聚集與拓展，導(dǎo)致熔覆層成片脫落，1號(hào)試樣顯微硬度低于2號(hào)試樣，剝落顯然更為嚴(yán)重，與體積磨損量相符。3號(hào)試樣磨損表面發(fā)現(xiàn)有輕微的磨損痕跡，犁溝較淺，存在板片狀磨屑。由于3號(hào)試樣熔覆層顯微硬度較高，較高的摩擦力會(huì)導(dǎo)致塑性變形，并隨著往復(fù)磨擦使得磨屑呈現(xiàn)板狀形態(tài)，磨損機(jī)制為黏著磨損。與3號(hào)試樣相比，6號(hào)試樣表面發(fā)現(xiàn)更深的梨溝以及更多的塊狀磨屑，表明其產(chǎn)生較高的塑性變形[29]，因?yàn)?號(hào)試樣熔覆層顯微硬度相對(duì)較低，使得磨屑黏著聚集形成大塊顆粒，磨損機(jī)制為黏著磨損與磨粒磨損。9號(hào)試樣熔覆層表面存在較多磨屑，局部區(qū)域出現(xiàn)嚴(yán)重的脫落，因?yàn)槠滹@微硬度最低，所以表現(xiàn)出嚴(yán)重的黏著磨損與磨粒磨損。以上均證實(shí)了Archard的磨損定律[30-31]，即硬度和耐磨性呈正比例關(guān)系。

圖13 NiCoCrAlYSi熔覆層磨損形貌

3 結(jié)論

本文采用激光熔覆技術(shù)在Ni625高溫合金表面制備NiCoCrAlYSi涂層，研究激光參數(shù)對(duì)NiCoCrAlYSi熔覆層冶金質(zhì)量及微觀組織的影響，并測(cè)試不同參數(shù)的熔覆層顯微硬度及摩擦磨損性能。得出以下主要結(jié)論：

1)激光熔覆工藝參數(shù)的選擇對(duì)NiCoCrAlYSi熔覆層的宏觀形貌、微觀結(jié)構(gòu)、硬度及耐磨性有很大影響。隨著激光輸入能量從36 J/mm2升高至73 J/mm2，熔覆層厚度從534 μm增大到1 535 μm，表面氣孔率從0.07%增大到0.65%以及氣孔尺寸從0.23 μm增大到1.33 μm，且熔覆層微觀組織發(fā)生粗化。當(dāng)激光輸入能量比為36 J·mm-2時(shí)，熔覆層冶金質(zhì)量最佳。此時(shí)熔覆層主要由γ/γ′相構(gòu)成，且內(nèi)部存在高密度位錯(cuò)及交叉的位錯(cuò)墻結(jié)構(gòu)。

2)熔覆層顯微硬度隨著掃描速度的增加而逐漸增加，隨著激光功率的增加而逐漸下降。當(dāng)激光功率為1.8 kW、掃描速度為1 000 mm/min時(shí)，熔覆層平均顯微硬度值最高，達(dá)到410.96 HV，明顯高于高溫合金基體顯微硬度(266.51 HV)。

3)隨著掃描速度增加，熔覆層摩擦系數(shù)從1.047逐漸降低至0.58；隨著激光功率的升高，熔覆層摩擦系數(shù)從0.58又增加至0.82；熔覆層磨損量及磨痕深度呈相同趨勢(shì)，其耐磨性能與硬度呈正比例關(guān)系。且不同激光參數(shù)下熔覆層磨損機(jī)制存在一定差異，當(dāng)熔覆層硬度較低且氣孔率較高時(shí)，以熔覆層在磨損過程出現(xiàn)成片剝落現(xiàn)象；當(dāng)熔覆層氣孔率較低且組織十分致密細(xì)小時(shí)，熔覆層以黏著磨損為主。當(dāng)激光功率為1.8 kW、掃描速度為1 000 mm/min時(shí)，摩擦磨損性能最優(yōu)。