寬帶激光熔覆鐵基涂層工藝參數(shù)及性能研究

石皋蓮,丁倩倩,奚 朋,倪玉吉,石世宏

(1.蘇州工業(yè)職業(yè)技術學院,江蘇 蘇州 215104；2.蘇州大學機電工程學院,江蘇 蘇州 215000)

1 引 言

E-mail:shishihong@suda.edu.cn煤礦井下的工況極為惡劣,液壓支架在其中長期服役表面極易發(fā)生點蝕、磨損等諸多破壞形式[1]。為修復磨損破壞的支架內(nèi)壁,目前常用的方法是在保證基體合金良好綜合力學性能的基礎上,在其表面施加涂層。如馬宗彬等人利用IJGR-4半導體激光器在液壓支架常用鋼27SiMn鋼表面激光熔覆制備IGJ-3型合金涂層并分析其性能,發(fā)現(xiàn)涂層耐磨性和耐蝕性較基體分別提高了3及4.5倍,大大提高了液壓直接的工作性能及使用壽命[2]。菅含含等人為探究工藝參數(shù)對熔覆涂層組織和性能的影響,其在27SiMn鋼表面激光熔覆制備單道單因素JG-3鐵基合金涂層[3]。

目前,關于27SiMn鋼表面熔覆鐵基合金的研究已有一些報道,但針對27SiMn鋼表面寬帶激光熔覆鐵基合金的工藝參數(shù)優(yōu)化及其摩擦磨損性能研究卻鮮有耳聞。因此,本文采用寬帶激光熔覆系統(tǒng)對27SiMn鋼表面進行寬帶激光熔覆,研究使用不同的工藝參數(shù)對熔覆鐵基合金粉末質(zhì)量的影響,對比多種試驗參數(shù)下,得到27SiMn鋼表面寬帶激光熔覆鐵基合金粉末最佳參數(shù)組合。同時,對其摩擦磨損性能進行分析,以期拓展寬帶激光熔覆鐵基合金粉末修復液壓支架的應用范圍,為今后實際生產(chǎn)過程提供依據(jù)。

2 實驗材料及內(nèi)容

2.1 實驗材料

試驗基體材料為27SiMn鋼板材,尺寸250 mm×250 mm×10 mm。將板材表面的氧化物用砂紙打磨干凈,之后一次用丙酮和無水乙醇去除其表面污垢。此次試驗選Fe316L球形粉末為熔覆試驗粉末,粒徑為 48～106 μm[4]?；w材料和熔覆粉末材料化學成分如表1所示。

表1 27SiMn鋼基體和 Fe316L粉末的化學成分(wt.%)

2.2 實驗設備

寬帶激光熔覆試驗由自行設計的寬帶同軸送粉激光成型系統(tǒng)完成,該系統(tǒng)由六軸KUKA KR60工業(yè)機械手臂、IPG-YLS-6000-KC型光纖激光器、SLD6000WPA2X工業(yè)水冷機、RC-PGF-D2雙筒式送粉器、惰性氣體輸送裝置(送粉器粉末載氣及熔覆保護氣均為氬氣,純度≥99.9 %)及自行研制的寬帶激光熔覆頭(焦點處光斑大小為15 mm×3 mm,焦距120 mm)等組成,如圖1所示。熔覆試驗完成后由DK47 電火花線切割機沿熔覆路徑線切割,之后由MP-2 型雙盤雙速金相試樣磨拋機分別經(jīng)過300、500、800、1200、1500目砂紙及W3.5、W2.5、W1水溶性金剛石研磨膏磨拋處理。之后利用王水對試樣進行腐蝕處理完成制樣。通過多種測試設備如金相顯微鏡、ZEISS EVO18型掃描電鏡、MH-5 型維氏顯微硬度儀、室溫摩擦磨損試驗機等對熔覆試樣的顯微組織、硬度及耐磨性能等進行表征分析。

圖1 YLS-6000-KC 型光纖激光熔覆設備

3 試驗方法及結(jié)果分析

3.1 單道寬帶激光熔覆的單因素試驗研究

熔覆工藝參數(shù)的選取不同,形成的熔覆層質(zhì)量也不盡相同。本文對激光平均功率、送粉速度、掃描速度及載氣流量等工藝參數(shù)進行單道單因素熔覆試驗,選取粗糙度為熔覆層質(zhì)量評價指標[5],單因素試驗參數(shù)如表2所示。

表2 單因素試驗參數(shù)

3.1.1 激光功率對單道熔覆層上表面粗糙度的影響

從圖2(a)中分析可知,當功率在3000 W時,粉末熔化所需的能量不夠,使得有一部分粉末未能熔化,熔覆層表面凹凸不平,隨著功率提高,粉末熔化程度越來越高,熔覆層質(zhì)量越來越高。直到功率增加到4250 W時,熔覆層質(zhì)量最高,隨著功率進一步提高,熔覆層質(zhì)量逐漸下降。圖2(b)是不同激光功率下,送粉速度為2.5 rpm,掃描速度為500 rpm,載氣流量6.3 L/min且在激光焦點出熔覆時,熔覆層上表面的粗糙度變化曲線。由圖中熔覆層上表面粗糙度折線整體變化先減小后增大的趨勢得知,原因是起初激光功率低,粉末不能充分融化,單道熔覆層上表面粘粉較多,粗糙度大[6]。隨后激光功率增大時,熔池黏度和表面張力減小,熔池能夠充分對流,大部分粉末被熔池捕獲,粉末充分融化單道熔覆層上表面幾乎沒有粘粉,單道飽滿,表面粗糙度較好。直到激光功率過大時,熱量較多,會使合金粉中元素在內(nèi)壁表面發(fā)生燒蝕,也會導致飛濺的現(xiàn)象,會導致表面粗糙度小幅度的上升。激光功率為4250 W時,上表面的粗糙度Ra值為1.07 μm,相較于激光功率為3000 W(7.40 μm)時下降了85.54 %。

圖2 受激光功率影響的熔覆層形貌和性能

3.1.2 送粉速度對單道熔覆層上表面粗糙度的影響

從圖3(a)中分析可知,當送粉速度為1.0 rpm,在激光功率4250 W的作用下,熔覆層表面出現(xiàn)燒蝕發(fā)黑的形貌,隨著送粉速度的提高,熔覆層表面逐漸變得平整。直到送粉速度2.0 rpm時,隨著送粉速度進一步提高,熔覆層表面出現(xiàn)“波紋”狀形貌。圖3(b)是不同送粉速度下,激光功率為4250 W,掃描速度為500 rpm,載氣流量6.3 L/min且在激光焦點出熔覆時,熔覆層上表面的粗糙度變化曲線。

圖3 受送粉速度影響的熔覆層形貌和性能

由圖所知,單道熔覆層上表面粗糙度隨著送粉速度的增加先減小而后增大。激光的功率是固定的,故而激光的能量是固定的。此時,粉末吸收激光能量主要取決于粉末量。當送粉速度較小時,送粉量較小,此時單位體積粉末吸收的激光能量過多導致粉末存在過燒及飛濺現(xiàn)象,因此涂層表面粗糙度較大。當送粉速度增加時,送粉量增大,單位體積粉末吸收激光能量的能力隨之提高,光粉耦合效果愈來愈好,熔池能充分對流,此時涂層表面粗糙度降低[7]。但是,隨著送粉速度進一步增大,送粉量過大導致合金粉末不能充分的熔入熔池,熔覆層表面形成波浪狀紋路,涂層表面粗糙度因此增加。送粉速度為2 rpm時,上表面粗糙度Ra值為0.93 μm,相較于送粉速度為1 rpm(9.70 μm)時下降了90.41 %。

3.1.3 載氣流量對單道熔覆層上表面粗糙度的影響

從圖4(a)中分析可知,當載氣流量為5.1 L/min時,熔覆層表面有大量的浮粉,表面較不平整,隨著載氣流量提高至6.3 L/min,熔覆層表面浮粉逐漸減少。進一步提高載氣流量,熔覆層表面質(zhì)量幾乎不受影響。圖4(b)是不同載氣流量下,激光功率為4250 W,送粉速度2.0 rpm,掃描速度為500 rpm且在激光焦點出熔覆時,熔覆層上表面的粗糙度變化曲線。由圖可以看出粗糙度隨著載氣流量的增大先減小,之后維持穩(wěn)定。

圖4 受載氣流量影響的熔覆層形貌和性能

當激光功率固定時,光斑的能量密度即是固定的,而載氣流量影響送粉噴嘴輸送粉末的發(fā)散角。當載氣流量過小時,送粉噴嘴輸送粉末的發(fā)散較過大,粉末四處飛散導致不能形成良好的光粉耦合效果,單道熔覆層上表會有大量浮粉,從而此時熔覆層的粗糙度較大。當載氣流量逐漸增大時,送粉噴嘴輸送粉末的發(fā)散角逐漸減小,光粉耦合效果越來越好,輸送的粉末能充分熔入熔池,從而熔覆層的粗糙度逐漸降低。當載氣流量增大到一定值時,輸送的粉末全部熔入熔池。此時如果繼續(xù)增加載氣流量值,便不會繼續(xù)改善光粉耦合效果,從而熔覆層上表面粗糙度不會有較大的變化。載氣流量為7.5 L/min時,上表面粗糙度Ra值為0.791 μm,相較與載氣流量為5.1 L/min(3.86 μm)時下降了79.51 %。

3.1.4 掃描速度對單道熔覆層上表面粗糙度的影響

由圖5(a)分析可知,當掃描速度為400 rpm時,熔覆層表面過燒而變得不平整。當掃描速度為550 rpm時,粉末充分熔化后得到了質(zhì)量較好的熔覆層表面。進一步提升掃描速度,粉末再一次出現(xiàn)未熔現(xiàn)象,熔覆層表面質(zhì)量下降。圖5(b)是不同激光掃描速度下,激光功率為4250 W,送粉速度2.0 rpm,載氣流量為7.5 L/min且在激光焦點出熔覆時,熔覆層上表面的粗糙度變化曲線。激光功率固定保證了激光能量固定。此時,激光作用時間決定了材料吸收能量的多少[8]。

圖5 受掃描速度影響的熔覆層形貌和性能

由圖5可知,掃描速度越大,涂層表面粗糙度先減小后增大。掃描速度較低時,熔覆層過燒,表面質(zhì)量過差,熔覆層粗糙度較大。隨著掃描速度的增加,熔覆粉末能充分的熔入熔池,從而熔覆層表面質(zhì)量改善,熔覆層粗糙度變小。當掃描速度增加到一定值時,由于能量密度減小,同時送粉熔池粉末不穩(wěn)定,表面黏粉較多,粗糙度增大。掃描速度為550 rpm時,上表面粗糙度Ra值為0.97 μm,相較與掃描速度為400 rpm(16.2μm)時下降了95.86 %。

為獲得小,表面平整度好的熔覆層,根據(jù)上述單道熔覆層單因素寬帶激光熔覆試驗表面粗糙度,初選熔覆工藝參數(shù)為:激光功率4250 W,送粉速度2.0 rpm,載氣流量7.5 L/min,掃描速度550 rpm。

3.2 正交優(yōu)化試驗

寬帶激光熔覆工藝參數(shù)由多個因素構成且每個因素都具備多個水平,不同的因素水平組合形成的工藝參數(shù)得到的熔覆層質(zhì)量不盡相同。為確定影響熔覆層質(zhì)量各個因素的主次關系,本文設計正交試驗以得到最佳因素組合。在單因素試驗基礎上,本試驗確定激光功率(A)、送粉速度(B)、載氣流量(C)以及掃描速度(D)這四個因素,各因素取三個水平,以熔覆層顯微硬度值為考察指標,進行4因素3水平正交試驗,因素水平及正交試驗結(jié)果分別如表3、4所示。

表3 因素水平

表4 正交試驗結(jié)果

利用極差法比較極差R的大小可以判斷各個因素對熔覆層容量影響的大小,極差分析如表5所示。因素極差R越大,其對熔覆層質(zhì)量的影響越大[9]。因此,各個因素對熔覆層顯微硬度的影響由高到低依次為D、A、C和B,即掃描速度的影響最大,其后依次為激光功率、載氣流量和送粉速度。根據(jù)k1、k2、k3值的大小來確定A、B、C、D各因子取哪個水平好。對于熔覆層顯微硬度而言,取各因子最大的k值所對應的那個水平。要求熔覆層顯微硬度值越大越好,所以較優(yōu)水平組合是:D3A1C2B3,即較優(yōu)工藝方案為激光功率4000 W,送粉速度2.5 rpm,載氣流量7.5 L/min,掃描速度600 rpm。

表5 極差分析

3.3 熔覆層組織分析

用最優(yōu)工藝參數(shù)在27SiMn鋼表面制備Fe316L熔覆層,圖6所示分別為50倍熔覆層宏觀形貌以及1000倍下熔覆層底部、中部及頂部顯微組織。由圖6(a)可知,熔覆層內(nèi)未看到氣孔、裂紋等缺陷,熔覆層與基體之間的結(jié)合線平直,說明熔覆工藝參數(shù)選擇恰當,熔覆層質(zhì)量較高。由圖6(b)可知,熔覆層和基體結(jié)合線以上附近區(qū)域晶體以平面晶生長,這是由于激光熔覆凝固過程中熔覆層底部溫度梯度大,凝固速度小,晶粒的形核速度小,生長速度大,因此熔覆層底部晶粒以粗大的平面晶為主[10]。由圖6(c)可知,熔覆層中部晶體組織的生長幾乎不受基體的影響,此時凝固速度逐漸增大,溫度梯度逐漸減小,晶體生長組織以柱狀晶為主,生長方向由底部指向頂部。由圖6(d)可知,熔覆層頂部溫度梯度最小,凝固速率,晶粒的形核速度大,生長速度小,因此此區(qū)域晶粒以體積小數(shù)量多的等軸晶為主。

圖6 熔覆層金相圖

由圖7可知,在熔覆層與基體結(jié)合線附近區(qū)域EDS線掃描能譜測試圖中,Ni、Cr元素含量沒有出現(xiàn)明顯的階梯分布,即Ni、Cr元素在結(jié)合線附近均勻分布。從表1中可知,本身27SiMn鋼中Ni、Cr元素的含量遠低于熔覆粉末Fe316L中Ni、Cr元素的含量。由此推斷,在激光熔覆涂層“快速熔覆快速冷卻”的過程中,由于對流傳質(zhì)的作用,粉末中的Ni、Cr元素擴散至基體中,說明熔覆層和基體之間結(jié)合良好[11]。

圖7 熔覆層與基體結(jié)合線附近區(qū)域EDS線掃描能譜圖

3.4 熔覆層顯微硬度分布及摩擦磨損性能

圖8為熔覆層橫截面不同深度處顯微硬度曲線圖。其中熔覆層最高硬度平均硬度分別為560.2HV0.5、527.2HV0.5。熱影響區(qū)最高硬度平均硬度分別為482.1HV0.5、463.1HV0.5?；w平均硬度為237.1HV0.5。熔覆層最高硬度、熱影響區(qū)最高硬度分別為基體平均硬度的2.4、2.0倍,熔覆層平均硬度、熱影響區(qū)平均硬度分別為基體平均硬度的2.2、1.9倍。所以該鐵基合金熔覆層與基體相比,其硬度提升明顯。熔覆層初始部分硬度曲線有下降的趨勢是因為熔覆層表面受到細晶強化作用硬度較高,之后晶粒尺寸逐漸變大,硬度有下降的趨勢[12]。熱影響區(qū)域硬度曲線先升高后降低,一方面可能是是因為熱影響區(qū)域不同位置受熱溫度不均,不同位置淬火條件不同,導致熱影響區(qū)不同位置組織硬度有差異；另一方面,熱影響區(qū)與熔覆層之間由于對流傳質(zhì)的作用,各個位置的元素分布不均,導致不同位置的組織硬度有差異[13]。

圖8 熔覆層截面不同深度位置的顯微硬度

線切割尺寸規(guī)格為10 mm×10 mm×2 mm的摩擦磨損實驗塊,將表面氧化層打磨清洗干凈后吹干備用。對熔覆層和基體分別進行摩擦磨損實驗。選擇直徑4 mm的Si3N4陶瓷球,加載載荷為1000 g,電機轉(zhuǎn)速為1440 r/min,摩擦磨損時間為45 min,基體和熔覆層的摩擦系數(shù)曲線圖及磨損率柱狀圖如圖9所示。

圖9 熔覆層和基體摩擦磨損性能對比

由摩擦磨損曲線圖9(a)可知,27SiMn鋼基體和Fe316L熔覆層摩擦磨損均經(jīng)歷了跑合階段和穩(wěn)定摩擦磨損階段?；w摩擦磨損曲線圖的波動性明顯比熔覆層摩擦磨損曲線圖低,這是因為在摩擦磨損過程中,對磨球與摩擦實驗塊之間的接觸狀態(tài)由點接觸逐漸轉(zhuǎn)為面接觸,由于基體組織較熔覆層組織更均勻,整個摩擦過程中摩擦球摩擦狀態(tài)變化不大而使其摩擦系數(shù)穩(wěn)定[14]。而熔覆層組織內(nèi)由于C、Cr等硬質(zhì)元素的存在,導致組織內(nèi)部硬度有起伏,在摩擦磨損過程中,摩擦球摩擦狀態(tài)不穩(wěn)定使得摩擦系數(shù)不穩(wěn)定。熔覆層平均摩擦系數(shù)(0.251)遠低于基體平均摩擦系數(shù)(0.429),這是因為熔覆層硬度較大,不容易產(chǎn)生磨屑。磨屑與對磨球的相互作用極大地影響摩擦系數(shù)。由磨損率柱狀圖9(b)可知,熔覆層磨損率為199.4 mm3·N-1·m-1,基體磨損率為273.5 mm3·N-1·m-1,熔覆層磨損率較基體磨損率降低27 %。

如圖10所示分別為熔覆層和基體摩擦磨損試驗后200倍電鏡下磨痕形貌圖。由圖10(a)可知,熔覆層表面磨痕存在少量磨屑脫落留下的凹坑和少量凸起的磨屑以及少量平行于摩擦磨損方向的犁溝,這是典型的以磨粒磨損為主伴隨著粘著磨損的特征。由圖10(b)可知,基體表面磨痕存在著大量磨屑脫落留下的凹坑,這是典型的黏著磨損的特征。由于熔覆層硬度遠高于基體,所以對磨球分別與熔覆層和基體摩擦時,基體較熔覆層更容易產(chǎn)生磨屑脫落。綜上所述,試驗得到的熔覆層的抗磨損能力較基體更強。

圖10 磨痕形貌圖

4 結(jié) 論

本文基于控制變量法依次對激光功率、送粉速度、載氣流量及掃描速度開展單道單因素熔覆Fe316L粉末試驗,基于單因素試驗進一步開展4因素3水平正交試驗。利用極差分析考察得到4因素對熔覆層顯微硬度影響的順序依次為掃描速度>激光功率>載氣流量>送粉速度,最優(yōu)工藝參數(shù)為熔覆處在激光焦點位置且激光功率、送粉速度、在其流量和掃描速度分別為4000 W、2.50 rpm、6.9 L/min和600 rpm。并對熔覆層和基體進行了磨損試驗,分析了摩擦系數(shù)、磨損率及磨損形貌,驗證了工藝參數(shù)優(yōu)化的可行性。最終,熔覆層平均硬度較基體提升2.2倍,磨損率較基體提升27 %。工藝參數(shù)優(yōu)化能夠?qū)崿F(xiàn)鐵基合金粉末熔覆層表面硬度及耐磨性的顯著提升,對熔覆修復27SiMn液壓支架大有幫助。