超聲滾壓和熱處理協(xié)同強化鐵基合金激光熔覆層性能研究

朱 劍，張常勝，沈學會,，何建群

（ 1. 齊魯工業(yè)大學（山東省科學院）機械與汽車工程學院，山東 濟南 250353；2. 齊魯工業(yè)大學（山東省科學院）激光研究所，山東 濟南 250103 ）

相對于昂貴的鈷基、鎳基和鎂基合金，鐵基合金因其資源豐富、成本低、綜合力學性能優(yōu)異而廣泛應用于工程領域[1]。 多種涂層制備技術可在廉價的碳鋼表面制備出高性能包覆層，有助于制造可服役于極端條件的高要求零部件， 大幅節(jié)省生產(chǎn)成本。 與電弧焊、熱噴涂等傳統(tǒng)涂層制備技術相比，激光熔覆技術冷卻速度快、熱輸入少、熱影響區(qū)小、稀釋率低，可實現(xiàn)熔覆層和基體的冶金結合[2-3]。 然而，由于激光熔覆技術本身“急熱驟冷”的特點，直接成形的熔覆表面質量差，并且熔覆層內集中的應力易誘導微裂紋生成[4]。 此外，隨著對高性能工程零部件服役性能要求的不斷提高，很多研究學者和工程企業(yè)嘗試在鐵基合金粉末中摻雜一定比例的WC 等硬質顆粒以提高熔覆層硬度。 然而，單純材料硬度的提高易加劇熔覆層的開裂敏感性，從而降低其服役性能[5-6]。 因此，研究適宜的激光熔覆層后處理工藝，從后處理角度提高熔覆層表面性能是很有意義的工作。

目前常用的熔覆層后處理工藝有銑削、車-磨-拋復合、深表面軋制（deep surface rolling，DSR）和超聲表面滾壓（ultrasonic surface rolling， USR）等[7-8]。然而現(xiàn)有工藝都有其局限性，比如車削、銑削無法改善熔覆層的應力狀態(tài)和孔隙率，并且高硬度熔覆層銑削加工難度大[9]；傳統(tǒng)車削、銑削、磨削加工時留在表面的加工刀痕和產(chǎn)生的微裂紋也易成為構件疲勞損傷的根源[10]；深表面軋制易造成表面斷裂而在熔覆層表面形成凹坑[11]；USR 技術能提高熔覆層的表面完整性和力學性能[8]，但是對高硬度熔覆層的效果不顯著，一味地增加擠壓力又易造成熔覆表面層的過度硬化和開裂[12]。

本文提出兩種激光熔覆層后處理強化工藝，即常溫超聲滾壓（ultrasonic burnishing，UB）和中溫超聲滾壓（ultrasonic warm burnishing， UWB)工藝；以普通碳鋼為基材、以應用廣泛的鐵基合金粉末為熔覆材料、以精車試樣為對比試樣，通過實驗對比，研究了兩種新處理工藝對熔覆層表面完整性的提升效果，得出了研究結論。

1 實驗材料及方法

實驗所用基體材料為半徑30 mm 的45 鋼圓柱體、熔覆材料為Fe45 合金粉末，采用同軸送粉式激光熔覆、車削及超聲清洗。 基體材料和Fe 基粉末的化學成分見表1。 實驗所用激光設備為LYS-1000-S2 光纖連續(xù)激光器，其激光熔覆參數(shù)如下：激光功率4 kW、光斑直徑2.5 mm、掃描速度94.2 mm/s、步距0.7 mm、保護氣體（N2）流量15 L/min、送粉速率24 g/min。

表1 基體材料和鐵基粉末的化學成分

實驗制備熔覆試樣3 個。其中，1 個試樣在熔覆后進行精車削加工并作為研究對比試樣（Turning），其余2 個試樣在車削加工后分別再進行常溫超聲滾壓（UB）和中溫超聲滾壓（UWB）處理。 UWB 時的溫度為400 ℃，以1 kW 鹵素燈加熱。 三種工藝采用的滾壓參數(shù)一致，均參考表2。

表2 超聲工藝參數(shù)

試樣后處理實驗在數(shù)控車床上完成（圖1），超聲滾壓加工的頻率為26 kHz，在中溫滾壓和熱處理過程中，采用紅外熱成像儀對熔覆層溫度進行實時監(jiān)測。 實驗完成后，將試樣進行線切割處理并研磨平整，再置于無水乙醇溶液中超聲清洗10 min。

圖1 熔覆層后處理工藝裝備及原理

采用Contour Elite K 白光干涉儀測量不同熔覆試樣的表面粗糙度； 采用維氏硬度計測定試樣硬度， 其加載力為500 g， 壓痕持續(xù)時間15 s； 采用ZS21B 型殘余應力測試儀測量試樣表面殘余應力值，應變釋放系數(shù)A 為-1.93、B 為-5.48；制備金相試樣，采用王水溶液對熔覆層試樣腐蝕10 s，并通過超景深三維觀察顯微來觀測熔覆層試樣的顯微組織和晶粒尺寸。 各熔覆層試樣的表面特征測量采取多次測量后取平均的方法來確定。

2 結果與討論

2.1 表面形貌及微觀組織

不同加工工藝處理熔覆層的表面形貌見圖2。從圖2a 可觀測到， 因車削加工受損的表面有明顯熔覆層車削痕跡，同時殘留大量凹痕和缺陷（如裂紋和微孔）， 這些表面缺陷降低了熔覆層的使用性能，易造成機械零部件的早期失效。 而圖2b 顯示，經(jīng)UB 工藝處理的熔覆層表面較為平整， 微裂紋和凹痕數(shù)量明顯減少，車削痕跡顯著降低。 超聲滾壓過程中，靜載荷和超聲頻振動沖擊共同作用于處理材料表面，使得熔覆層表面和近表面材料產(chǎn)生塑性流動，材料從波峰流向波谷，填充車削過程中產(chǎn)生的表面凹槽，從而實現(xiàn)光整加工[13]。 與車削和UB 試樣相比，圖2c 所示UWB 工藝處理熔覆層的表面最為平坦， 車削痕跡及存在于表面的大凹痕消除，微孔數(shù)量進一步降低。

圖2 不同工藝處理熔覆層表面及截面形貌

深度塑性變形（severe plastic deformation，SPD）是超聲滾壓技術的主要加工原理。 在中溫條件下，材料的變形抗力減小、延展性增加，可在相同滾壓參數(shù)下產(chǎn)生更強烈的塑性變形[14]，增加了熔覆層近表面的塑性流動量， 進一步擠壓填補凹痕和微孔，從而形成更加光滑的表面。

采用不同工藝處理的試樣表面輪廓和粗糙度測量結果見圖3。 可見，UB 及UWB 工藝處理試樣的表面粗糙度值相較于車削試樣明顯減小，這歸因于超聲滾壓的“削峰填谷”作用。 根據(jù)測量結果，車削試樣、UB 試樣、UWB 試樣的粗糙度測量值分別為0.586、0.350、0.169 μm。 結果表明：UWB 試樣的粗糙度值最低， 相比于車削試樣和UB 試樣分別降低了71.16%、51.71%。UWB 試樣粗糙度值降低的主要原因是中溫環(huán)境中熔覆層的抗變形能力降低。 然而值得注意的是，UWB 試樣表面有一定的波度。

圖3 各熔覆試樣三維織構表面及粗糙度

蘇豪等[15]采用有限元仿真分析了超聲滾壓過程中被處理材料的內部應力場特性，發(fā)現(xiàn)與傳統(tǒng)的無振動滾壓不同，滾壓頭的高頻沖擊會引起材料內部應力的高頻波動，形成動態(tài)應力波，并自材料表面向材料內部振蕩傳播。對比圖3a 和圖3c 可見，盡管UWB 試樣表面存在一定波度，但表面的微細切削痕跡已被擠壓平整。 根據(jù)實驗現(xiàn)象分析，UWB 處理后的試樣緊接著被冷卻至室溫狀態(tài)，較快的冷卻速度無法允許材料有足夠的彈性變形恢復及動態(tài)內應力松弛時間，從而導致表面波度產(chǎn)生，這是UWB 工藝處理熔覆層表面大波紋產(chǎn)生的主要原因。

在超聲滾壓過程中，形變誘導晶粒細化是主要的晶粒細化機制[16]。 靜載荷疊加超聲高頻振動引起的波動載荷不斷沖擊材料表面，致使表面和近表面材料產(chǎn)生SPD，隨著壓頭的反復移動，靜、動載荷共同連續(xù)作用于熔覆層表面不同位置，從而使表面內部的組織單元不斷發(fā)生塑性變形， 進而破碎晶粒。各熔覆層的光學顯微組織結構見圖4。

圖4 各熔覆層表面金相圖

從圖4a 可看到， 無規(guī)則分布的等軸狀枝晶結構呈現(xiàn)于車削處理的熔覆層表面，晶粒組織比較粗大，無塑性變形的發(fā)生。 如圖4b 所示，熔覆層經(jīng)UB處理后其表面晶粒組織明顯細化，可觀測到部分晶粒呈長條狀分布于熔覆層表面，這歸因于SPD 的晶粒破碎、拉長及變形，因為在塑性變形過程中，位錯會在晶粒內部不斷積累并逐漸形成位錯胞和位錯纏結，持續(xù)的塑性變形進而將位錯胞逐漸轉變?yōu)閬喚Я?，隨著形變量的進一步增加，亞晶粒會形成具有小角度或大角度晶界的新晶粒[17-19]，同時逐漸積累的高密度位錯會在位錯墻和位錯纏結附近不斷產(chǎn)生、重排和湮滅，當位錯產(chǎn)生和湮滅的速率達到平衡時，晶粒尺寸也相應穩(wěn)定，從而形成新的晶界層[16]。 根據(jù)圖4c，經(jīng)UWB 處理后，熔覆層的表面晶粒被進一步細化，由SPD 導致的條狀晶粒被進一步破碎成具有隨機分布取向的細小等軸晶。 由圖4d所示各熔覆層表面平均晶粒尺寸可知，相對于精車試樣，其他3 種超聲滾壓工藝處理試樣的晶粒尺寸均有不同程度的降低， 其中UWB 試樣晶粒尺寸最小。 晶粒細化現(xiàn)象與材料塑性變形密切相關，UWB工藝可誘導出更強烈的塑性變形，導致晶粒細化程度進一步加深。

2.2 顯微硬度

各試樣平均表面硬度見圖5?？梢?，與對比試樣相比， 經(jīng)UB、UWB 工藝處理的熔覆試樣表面硬度分別增加了11.9%、24.7%， 其硬度的提升與超聲滾壓引起的材料強烈塑性變形密切相關[20]，因為形變量越大，硬度提升效果越明顯。在SPD 處理過程中，材料表層的加工硬化和晶粒細化是材料硬度提升的主因。 根據(jù)Hall-Ptech 理論，晶粒越小，材料硬度越高[21]。金屬材料在中溫條件下具有更好的延展性，更易流動和變形。因此相對于UB 試樣，在同樣滾壓參數(shù)下的UWB 試樣塑性變形量大、 加工硬化程度高、表面硬度大。

圖5 不同工藝處理熔覆試樣表面顯微硬度

2.3 殘余應力

本文采用盲孔法測試了不同工藝處理熔覆層的表面殘余應力。 其中，應力計算公式為：

式中：σ1， σ2為主應力；σT為總殘余應力；θ 為方位角；ξ1、ξ2、ξ3為釋放應變；A、B 為應變釋放系數(shù)。

材料表面壓縮殘余應力的生成有利于機械零部件摩擦磨損及疲勞行為的改善[22]。如圖6 所示，經(jīng)UB 和UWB 處理的試樣， 總表面殘余壓應力值從-19.12 MPa 分別增加到-80.71、-362.76 MPa。超聲滾壓可誘導材料表面殘余壓應力的生成[23]， 試樣經(jīng)UWB 工藝處理后，熔覆層內部殘余壓應力進一步增加。 如前所述，外部超聲振動激勵導致被處理材料內部形成振蕩的動態(tài)應力波，同時導致材料變形抗力降低，這被定義為聲塑性效應。 根據(jù)材料溫塑性理論， 在中溫條件下的熔覆層材料變形抗力減小，試樣經(jīng)高頻振動沖擊后其表層及內部的動態(tài)應力波加速成形，在材料內部傳播速度加快，有利于材料塑性變形和殘余壓應力的增加。 據(jù)此可分析，與UB 試樣相比，UWB 試樣表面殘余壓應力的增加是聲塑性和溫塑性兩種效應共同作用的結果。

圖6 各熔覆層表面殘余應力

3 結論

本文提出并對比研究了UB、 UWB 兩種激光熔覆層后處理強化工藝，得出如下結論：

（1）兩種超聲強化工藝都能在一定程度上平整熔覆層表面，其中UWB 工藝效果最佳。 根據(jù)實驗結果，Turning、UB、UWB 三種試樣的表面晶粒尺寸分別為8.32、4.18、2.56 μm。 晶粒細化是位錯積累、湮沒及重排的過程。 中溫條件下，材料塑性變形增加，造成更多的位錯累積和更好的晶粒細化效果。

（2）與車削試樣相比，UB、UWB 試樣的熔覆層粗糙度值分別降低了40.27%、71.16%。 UB 工藝可明顯降低熔覆層粗糙度值， 同時UWB 處理可進一步降低試樣表面粗糙度值。 然而，與UB 處理相比，UWB 處理的試件在中溫滾壓后直接冷卻，易使表面產(chǎn)生一定的波度。

（3）UWB 具有最好的熔覆層硬度提高效果，其處理試樣硬度高于UB 處理試樣， 金屬材料在中溫條件下的溫塑性降低了材料變形難度，從而增大材料在超聲滾壓中的塑性變形，提高硬度。

（4）作為典型的SPD 工藝，UB 處理可在熔覆層表面引入壓縮殘余應力，UWB 可進一步增加熔覆層表面最大壓應力數(shù)值。 材料在高溫下存在應力松弛、在中溫條件下變形抗力減小，材料塑性變形量增加，這是溫滾壓條件下壓應力增加的主因。

通過對兩種工藝進行對比分析得知，UWB 處理工藝對提高熔覆層組織和表面性能效果最顯著，明顯優(yōu)于UB 處理工藝，值得進一步研究探索。