面向鋁基發(fā)動機氣門座圈的激光熔覆銅基合金工藝及性能研究

劉伊，白瑞興,2，李長久，李成新

面向鋁基發(fā)動機氣門座圈的激光熔覆銅基合金工藝及性能研究

劉伊1，白瑞興1,2，李長久1，李成新1

（1.西安交通大學，西安 710049；2.西安航天發(fā)動機有限公司，西安 710100）

為了提升發(fā)動機氣門座圈耐磨耐沖蝕性能，延長發(fā)動機壽命。針對鋁基發(fā)動機氣門座圈，采用激光熔覆制備銅基合金覆層，對激光熔覆工藝與熔覆層性能之間的關系進行研究。以稀釋率、覆層接觸角為衡量標準優(yōu)化參數(shù)，研究激光掃描速度、送粉率、激光重熔參數(shù)與熔覆層組織形貌的關系。熔覆層的表層組織隨掃描速度的增加而細化，同時，熔覆層的稀釋率和覆層接觸角均增大，而熔覆層的稀釋率和覆層接觸角隨送粉率的增加呈下降趨勢。通過改變激光重熔參數(shù)，可改變強化相在熔覆層中的分布情況，從而改變?nèi)鄹矊佑捕?。通過對剪切斷面進行分析，結(jié)果表明，結(jié)合界面的剪切強度隨著掃描速度的增加先增加后降低，在掃描速度為8 mm/s時，剪切強度最大，為142.31 MPa。在最優(yōu)參數(shù)下，熔覆層的平均硬度為392HV0.05，相當于ZL104鋁合金基體硬度（約85HV0.05）的4.6倍。熔覆層沖蝕磨損和銷盤磨損試驗表明，銅基涂層具有最低的摩擦因數(shù)和最低的沖蝕質(zhì)量損失，印證了銅基覆層可以提升發(fā)動機氣門原材料的耐磨耐沖蝕性能，并在一定程度上提升發(fā)動機缸體壽命，為實際應用提供一定的指導。

激光熔覆；汽車發(fā)動機；ZL104鋁合金；銅基合金；耐磨性

鋁合金具有相對密度小、鑄鍛成形性好、熱導率高和成本低等優(yōu)點，在航天航空航海、汽車等行業(yè)有著廣泛的應用[1-3]。目前，汽車發(fā)動機缸體、缸蓋、活塞、連桿等均多使用鋁鑄件。鋁合金優(yōu)良的散熱性能可以優(yōu)化發(fā)動機燃燒室環(huán)境，從而使發(fā)動機有更高的壽命。鋁合金表面的氧化膜可以增強鋁的耐蝕性能，但在某些環(huán)境下易發(fā)生晶間腐蝕[4]，同時鋁及其合金硬度低、耐磨性差、不易焊接，這在很大程度上限制了其應用上限。發(fā)動機氣門座圈需要經(jīng)受高溫氣流的沖蝕和氣門的沖擊與磨損，導致氣門座下沉量過大，影響發(fā)動機功率，同時也有可能造成氣門燒蝕。針對這些問題，通常采用表面強化技術對鋁合金進行處理，在保持鋁合金優(yōu)良性能的同時，賦予鋁合金一些新的特性，使它有更為廣泛的應用前景。目前針對鋁合金改性的主要技術包括陽極氧化、電鍍、熱噴涂、激光熔覆等。

陽極氧化是在一定的電解液環(huán)境中，選取鋁及鋁合金作為陽極材料，在通電情況下，在鋁表面發(fā)生電化學氧化，從而制備氧化膜的方法。氧化膜通常為蜂窩狀，這種結(jié)構(gòu)使氧化膜多孔、吸附性強。Shen等[5]在含有超聲波的環(huán)境中，對鋁合金進行微弧氧化，發(fā)現(xiàn)超聲波的加入，促進了α–Al2O3相的形成，并使氧化膜中大氣孔數(shù)量減少。Li等[6]在含有硼酸鹽的電解質(zhì)中對6063鋁合金基體進行微弧氧化，以制備Al2O3陶瓷涂層，結(jié)果表明，涂層主要由α–Al2O3和γ–Al2O3相組成，在表層存在尺寸不同的裂紋且在微弧氧化過程中形成了氣孔。電鍍是將電解液中的金屬陽離子還原至陰極的被鍍材料表面，從而提高被鍍材料性能的一種技術。Han等[7]采用電刷鍍技術在2024鋁合金表面鍍稀土/納米TiO2復合層，TiO2的加入使復合涂層的腐蝕電流和阻抗相比純稀土涂層的低了1個數(shù)量級以上，同時涂層基體的結(jié)合強度升高、涂層本身的性能也提高。Tang等[8]采用電刷鍍技術在2024鋁合金基體上鍍氧化鈰基涂層，所獲鍍層厚度達3～ 4 μm且鍍層與基體間結(jié)合良好，但在涂層表面存在很多裂紋，涂層顯示出層片狀結(jié)構(gòu)，涂層中的相主要為鈰的氧化物。熱噴涂是通過具有一定速度的熔融液滴或半熔液滴撞擊基體表面，液滴經(jīng)歷扁平化、快速凝固、冷卻等過程從而形成涂層的技術。Barletta等[9]采用超音速火焰噴涂的方法在AA6082T6基體上噴涂WC–CoCr涂層，相比陽極氧化所獲涂層，噴涂涂層有更高的耐磨性和耐沖擊性，由于噴涂的WC–CoCr涂層中存在貫穿氣孔，使涂層耐蝕性較低。Brossardd等[10]研究了鋁合金表面粗糙度對等離子噴涂Ni–Cr顆粒的扁平化的影響，發(fā)現(xiàn)粗糙基體上的峰和空腔阻礙了噴涂Ni–Cr液滴的扁平化，導致一些非常不規(guī)則的扁平粒子形成在鋁合金表面。Sarikaya等[11]在Al–Si合金表面采用大氣等離子噴涂（APS）技術制備了成分不同的Al–Si/B4C粉末，發(fā)現(xiàn)隨著Al–Si/B4C粉末中B4C含量的增加，所獲涂層的硬度升高，但結(jié)合強度降低。目前鋁合金改性技術已經(jīng)日益完善，國內(nèi)外的研究者針對不同應用領域的該技術進行了研究，陽極氧化適合制備陶瓷薄膜，此時的薄膜脆性大、抵抗開裂能力差，很難滿足汽車行業(yè)中的沖擊工況要求。電鍍法目前仍難以制備毫米級厚度的涂層，涂層與基體結(jié)合較弱，不適合于氣門座圈的改性。熱噴涂技術雖然可以制備一定厚度的涂層，但所得涂層的孔隙度高、耐蝕性差，導致該技術在汽車發(fā)動機氣門座圈中較難應用。

文中針對在嚴苛服役環(huán)境下汽車行業(yè)鑄鋁發(fā)動機氣門座圈出現(xiàn)磨損、脫落現(xiàn)象進而導致發(fā)動機性能下降的問題進行了研究。針對鋁合金易氧化、激光吸收率低、導熱性強的特點，結(jié)合銅合金和鋁合金良好的冶金相容性，以及鋁和銅之間易形成穩(wěn)定的化合物從而可以保證高的界面強度的特點，根據(jù)銅合金的液相分離原理，在鋁合金基體上采用激光熔覆的方法制備出具有彌散強化相的熔覆層，從而提高發(fā)動機缸體氣門座圈性能，以適應高溫、高頻沖擊、腐蝕氣氛的惡劣環(huán)境，同時克服其他加工方法在鋁基基體上制備銅基合金涂層的弊端。文中通過對激光熔覆工藝參數(shù)與熔覆層性能之間的關系進行研究，以稀釋率、覆層接觸角為衡量標準優(yōu)化參數(shù)，研究激光掃描速度、送粉率、激光重熔參數(shù)與熔覆層組織形貌的關系。通過對剪切斷面進行分析，發(fā)現(xiàn)結(jié)合界面的剪切強度隨著掃描速度的增加先增加后降低。在最優(yōu)參數(shù)下，熔覆層的平均硬度相當于ZL104鋁合金基體硬度的4.6倍。同時，對熔覆層進行沖蝕磨損和銷盤磨損試驗，以期為實際應用提供指導以解決發(fā)動機缸體氣門座圈易損壞的難題。

1 試驗

1.1 材料與涂層制備

選擇發(fā)動機材料ZL104鋁合金（全稱為ZAlSi9Mg）作為基體，選擇粒徑為45～75 μm的氣霧化球形銅基合金粉末為熔覆材料，材料成分見表1。鋁合金表面易產(chǎn)生氧化膜，故文中采用粒徑為750 μm的棕剛玉對基體鋁合金進行噴砂預處理，后將基體鋁合金置于含有酒精的燒杯中超聲波清洗10～15 min，以去除表面殘留的油污。

激光熔覆試驗采用RFL–A2500D光纖輸出半導體激光器，其最大輸出功率為2 000 W，激光波長為1.06 μm。采用自行研制的高粉末利用率同軸送粉噴嘴進行熔覆，采用Ar作為保護氣以防止試驗過程中的氧化[20]。

1.2 涂層性能表征方法及性能測試方法

文中采用電子顯微鏡（SEM，VEGA II–XMΜ，TESCAN）對熔覆層橫截面、斷面金相試樣、試樣剪切斷面進行顯微組織觀察。采用圖像法中的面積法對覆層稀釋率與覆層接觸角進行測量，如圖1a所示。采用–全自動顯微硬度測試系統(tǒng)進行熔覆層橫截面硬度測試，測試位置為熔覆層表層至基體，測試前，對試樣進行拋光，試驗力為0.496 N，加載時間為15 s。用覆層的剪切性能表征氣門座圈在工況條件的性能，文中采用INSTRON 5900萬能電子試驗機測試銅基合金和基體鋁基合金結(jié)合界面在不同掃描速度下的剪切強度及鋁基合金基體本身的剪切強度，如圖1b所示。

表1 基體與熔覆材料化學成分

Tab.1 Chemical composition of substrate and cladding material wt.%

圖1 圖像法示意圖與剪切測試示意圖

氣門與氣門座圈作為工況摩擦副在實際工況中承受高頻、高溫沖擊，在此過程中易發(fā)生黏著磨損，從而使氣門座圈發(fā)生變形、磨損，進而影響汽車發(fā)動機性能。文中為表征熔覆層的耐磨性，對熔覆層進行干摩擦磨損與沖蝕磨損性能測試。采用MMW銷–盤式磨損試驗機，盤的尺寸為44 mm、厚度為9 mm，材料選擇GCr15軸承鋼，方形銷尺寸為5 mm× 5 mm×15 mm。文中陪試件為GCr15，被試件包括熔覆層、QZ5鑄鐵、ZL104鋁合金，試驗力為49 N，電機轉(zhuǎn)速為100 r/min，試驗時間為30 min。試驗前，被試件和陪試件表面均為拋光狀態(tài)。沖蝕試驗選用西交大焊接所研制的沖蝕試驗機，以壓縮氣體作為沖蝕氣體來源。用的砂粒為粒徑250 μm的棕剛玉，在沖蝕壓力為0.6 MPa、沖蝕角度為90°的情況下進行試驗。

采用優(yōu)化后的試驗參數(shù)在等比例發(fā)動機氣門座圈、同材料模型上制備銅基覆層，其示意圖與制備的試樣如圖2所示。

圖2 等比例制備氣門座圈覆層示意圖與試樣

2 激光熔覆參數(shù)對銅基覆層顯微組織的影響

2.1 掃描速度

圖 3 為不同掃描速度下的熔覆層表面宏觀圖與其對應的截面宏觀照片，由圖3可知，隨著掃描速度的增大，熔覆層的質(zhì)量越來越少。同時，還發(fā)現(xiàn)當掃描速度s為2 mm/s時，CuNiFeMo熔覆層表層有明顯的金屬光澤，隨著掃描速度的增加，熔覆層表層金屬光澤明顯減弱。通過截面照片發(fā)現(xiàn)，熔覆層的接觸角隨著掃描速度的提高而增大。圖4為不同掃描速度下，熔覆層的形狀因子/（其中為熔覆層寬度，為熔覆層高度）和稀釋率的變化情況。掃描速度對熔覆層形狀因子/及熔覆層接觸角的影響規(guī)律相同。隨掃描速度s的增加，稀釋率呈現(xiàn)出增加的趨勢，表明隨著掃描速度的增加，有更多的鋁元素擴散到熔覆層，進而造成高的稀釋率。這是因為當送粉率f、功率保持一定時，增加掃描速度，激光線能量降低、單位長度上的送粉量減少，同時粉末熔化量、基體熔化量均會降低。當采取較低的掃描速度進行熔覆時，雖然激光線能量高，但單位長度上的送粉量也很大，從而粉末云大且密，使得用于熔化基體的能光比例變小，大部分的激光能量用于熔化粉末，故此時熔覆層的稀釋率很低。

圖3 不同掃描速度熔覆層表面宏觀與截面照片

圖4 不同掃描速度熔覆層形狀因子和稀釋率

2.2 送粉量

圖5為不同送粉率下CuNiFeMo熔覆層橫截面SEM照片。當送粉率較低時，CuNiFeMo熔覆層與基體界面反應區(qū)中有未熔顆粒出現(xiàn)，且未熔顆粒周圍常常伴隨著氣孔的產(chǎn)生。CuNiFeMo熔覆層表層存在黏附的粉末顆粒，熔覆層表層中有裂紋出現(xiàn)。而隨著送粉率的增加，CuNiFeMo熔覆層中裂紋傾向減弱，在熔覆層與基體界面反應區(qū)中未熔顆粒變少。表面未熔顆粒的變化是由于當其他參數(shù)一定時，送粉量越大，粉末云的遮擋效應越明顯，激光透過粉末云作用于基體的部分明顯減少，從而激光作用于粉末的比例提高，故使得粉末熔化效率增加、未熔顆粒減少。但送粉率過大時，熔覆粉末熔化量過大，使熔覆層與基體易出現(xiàn)未結(jié)合區(qū)域，同時熔覆層的形狀因子/明顯變小，這對后續(xù)多道搭接會產(chǎn)生不利影響。

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圖6為送粉率對熔覆層稀釋率、形狀因子/和熔覆層接觸角的影響。隨著送粉量的增加，熔覆層的稀釋率呈現(xiàn)下降的趨勢，這是由于當其他參數(shù)一定時，送粉量越大，粉末云的遮擋效應越明顯，激光透過粉末云作用于基體的部分明顯減少，從而激光作用于粉末的比例提高，故使得熔覆層稀釋率下降。當送粉量增加時，發(fā)現(xiàn)熔覆層的形狀因子/及覆層接觸角均呈現(xiàn)下降的趨勢。這是因為激光光斑大小是熔覆層寬度的首要決定因素，當激光光斑保持一定時，熔覆層寬度不會發(fā)生明顯變化，而送粉量對熔覆層高度的影響巨大，隨著送粉率f的升高，熔覆層高度增加顯著，故熔覆層形狀因子/隨送粉量的增加呈現(xiàn)下降的趨勢。稀釋率表征的是熔覆層中基體混入的比例。當稀釋率過大時，雖然熔覆層與基體間結(jié)合強度得到增強，但是基體的過多混入使熔覆層的性能顯著下降，從而使性能難以滿足要求。稀釋率過小，則熔覆層與基體間元素擴散不明顯，進而導致未形成冶金結(jié)合[21]。因此，稀釋率應控制在合適的范圍內(nèi)，熔覆層的接觸角也應控制在合適范圍。研究表明，應滿足120°<<150°，覆層接觸角過大或過小均會使道與道之間搭接時產(chǎn)生孔洞，從而顯著降低熔覆層性能[22-23]。綜合稀釋率和覆層接觸角，可知當激光功率為1 500 W、掃描速度s為4 mm/s、光斑直徑為2 mm時，合適的送粉率f為8.39 g/min。

圖5 不同送粉率下熔覆層截面的SEM宏觀照片

圖6 送粉率vf對稀釋率γ和形狀因子W/H及覆層接觸角θ的影響

2.3 激光重熔

圖7為不同參數(shù)下經(jīng)激光重熔后的熔覆層表面的宏觀照片與其對應的截面照片。分別在激光功率為500、1 000、1 500 W，掃描速度為4 mm/s的條件下進行重熔，發(fā)現(xiàn)隨著激光重熔參數(shù)的升高，熔覆層的表面更光亮。激光重熔使熔覆層表層黏附的未熔顆粒消除。改變激光重熔參數(shù)可使熔覆層截面中部區(qū)域表層約300 μm內(nèi)的組織形態(tài)發(fā)生改變。由于激光能量呈現(xiàn)高斯分布，激光光斑中心能量高、周圍能量低，熔覆層截面中部激光重熔作用區(qū)域大，而熔覆層截面兩端激光重熔作用區(qū)域小。圖8為不同參數(shù)下激光重熔后CuNiFeMo熔覆層的表層和中部的組織形貌，發(fā)現(xiàn)隨著激光重熔能量密度的提升，CuNiFeMo熔覆層表層中增強相在基體相中的分布更加均勻。激光重熔對熔覆層中部的強化相分布狀態(tài)并無明顯影響，改變激光重熔參數(shù)可以使熔覆層表層組織中的強化相分布狀態(tài)改變，同時使熔覆層表層中黏附的未熔粉末顆粒消除，從而使熔覆層表面粗糙度變好。激光重熔作用區(qū)在熔覆層中部最大，在熔覆層兩側(cè)最小。激光重熔對熔覆層中部組織并無明顯影響。

圖7 熔覆層在不同重熔參數(shù)下橫截面形貌

圖8 不同激光重熔參數(shù)CuNiFeMo熔覆層表層和中部組織形貌

3 銅基熔覆層性能分析

3.1 掃描速度與激光重熔對熔覆層顯微硬度的影響

圖9為熔覆層硬度隨掃描速度和激光重熔參數(shù)的變化規(guī)律，低掃描速度制備的CuNiFeMo熔覆層硬度整體偏低，且波動性明顯，并存在部分位置硬度高達700HV0.05的情況。掃描速度s越低，熔池存在時間越長，此時CuNiFeMo熔覆層中由鐵、鉬、硅元素組成的拉夫斯強化相以降低晶界能為目的而進一步生長，甚至發(fā)生偏聚，從而造成熔覆層部分區(qū)域硬度偏高，整體硬度偏低。隨激光掃描速度的增加，熔覆層的平均硬度由304.63HV0.05增加至393.03HV0.05，且硬度分布更加平穩(wěn)，這是因為隨著掃描速度的增加，熔覆層中強化相長大，甚至偏聚減弱，強化相的增強作用得以均勻有效發(fā)揮，同時CuNiFeMo熔覆層表層的晶粒變小，使熔覆層的硬度升高。隨著激光重熔功率的增加，熔覆層的平均硬度由未重熔的290.98HV0.05增加至339.27HV0.05。隨激光重熔參數(shù)的改變，熔覆層的硬度分布愈發(fā)平穩(wěn)，波動性變小。

不同掃描速度s下CuNiFeMo熔覆層近表面微觀組織如圖10所示，可以發(fā)現(xiàn)，隨掃描速度s的增加，CuNiFeMo熔覆層的組織發(fā)生明顯細化，這是因為隨掃描速度s的增加，熔池存在時間變短，凝固速度增加，熔覆層組織生長得到抑制，故其晶粒更加細小[24]。通過圖8可以發(fā)現(xiàn)，通過改變激光重熔參數(shù)，熔覆層中強化相的偏聚現(xiàn)象明顯減弱，強化相均勻分布在基體相周圍，使強化相的作用均勻有效發(fā)揮，故硬度得到提高且波動性變小。

3.2 熔覆層結(jié)合強度分析

在掃描速度分別為4、6、8、10 mm/s的情況下，采用相同的搭接率30%進行熔覆試驗并制備試樣測量剪切強度。剪切強度與掃描速度之間的關系如圖11所示，剪切強度隨掃描速度的增加而增加。在掃描速度為8 mm/s時，所測剪切強度最高，為142.31 MPa，達到基體的72%（基體剪切強度197.24 MPa）。圖12a為掃描速度s為4 mm/s時的截面形貌與剪切斷面宏觀形貌，第1層熔覆層道與道間出現(xiàn)裂紋，且在第2層熔覆層中發(fā)現(xiàn)強化相偏聚現(xiàn)象，這會明顯降低熔覆層的性能。由剪切曲線可見，熔覆層與基體界面的剪切載荷–位移曲線僅包括彈性變形階段，并未出現(xiàn)明顯的塑性變形。同時發(fā)現(xiàn)存在部分區(qū)域，熔覆層與基體未結(jié)合。當掃描速度s為8 mm/s時，所制備的CuNiFeMo熔覆層截面如圖12b所示，發(fā)現(xiàn)熔覆層道與道間并無裂紋產(chǎn)生，強化相在熔覆層中彌散分布，從而可以有效提高熔覆層的性能，且熔覆層與基體界面結(jié)合良好，無未結(jié)合區(qū)域出現(xiàn)。而隨掃描速度的增加，熔覆層與基體的剪切載荷–位移曲線不僅包含彈塑性變形階段，還出現(xiàn)了明顯的裂紋產(chǎn)生及擴展過程。基體的載荷峰值明顯高于熔覆層–基體的載荷峰值[25]。

圖9 熔覆層硬度隨掃描速度/激光重熔的變化

圖10 不同掃描速度下CuNiFeMo熔覆層近表面微觀組織形貌

圖11 剪切曲線

圖12 不同掃描速度下截面形貌與剪切斷面宏觀形貌

3.3 熔覆層耐磨損性能分析

在上盤下銷配副方式下，不同材料銷試樣與GCr15盤試樣配副的摩擦因數(shù)隨摩擦時間的變化曲線如圖13a所示，GCr15盤試樣與ZL104銷試樣配副的摩擦因數(shù)隨摩擦時間的增加并沒有出現(xiàn)明顯降低，而是波動比較劇烈；而GCr15盤試樣與QZ5鑄鐵銷試樣配副的摩擦因數(shù)隨摩擦時間的增加呈緩慢增加的趨勢；GCr15盤試樣與熔覆層Cu基合金制備的銷試樣配副的摩擦因數(shù)隨摩擦時間的增加趨于穩(wěn)定，整個過程波動不明顯。從圖13b可以看出，熔覆層銷試樣與GCr15盤試樣配副的平均摩擦因數(shù)為0.43，其摩擦因數(shù)最低。ZL104鋁合金銷試樣與GCr15盤試樣配副的平均摩擦因數(shù)為0.61，其摩擦因數(shù)最高。而QZ5鑄鐵銷試樣與GC15盤試樣配副的平均摩擦因數(shù)為0.45。從圖13c可以看到，Cu基合金熔覆層磨損率最低，QZ5鑄鐵合金磨損率居中，基體ZL104鋁合金磨損率最高。

圖13 干摩擦試驗結(jié)果

圖14為CuNiFeMo合金和ZL104熔覆層銷試樣的磨損形貌，圖中箭頭所指方向為滑動摩擦方向?？梢杂^察到磨損面存在一些犁溝，且犁溝大多窄而淺，并發(fā)現(xiàn)大量轉(zhuǎn)移層。觀察磨屑形狀，發(fā)現(xiàn)CuNiFeMo熔覆層磨屑為層片狀，且剝落坑周圍破碎不如ZL104鋁合金劇烈。ZL104磨損試樣存在許多深且寬的犁溝，并出現(xiàn)了大塊的剝落坑，同時在垂直于滑動摩擦方向出現(xiàn)了明顯的裂紋。在剝落坑周圍，ZL104發(fā)生嚴重破碎，這是由于ZL104鋁合金的硬度很低，硬質(zhì)顆粒易在其表面形成較深的壓入，且在后續(xù)顯微切削過程中阻力小，故在ZL104表面容易形成犁溝。圖15a為CuNiFeMo熔覆層在不同區(qū)域的EDS分析結(jié)果，發(fā)現(xiàn)磨損面表面暗色區(qū)富含F(xiàn)e元素，表明該位置處富含GCr15材料，而亮色區(qū)域富含Cu元素，則此處為CuNiFeMo熔覆層。試驗證明在CuNiFeMo熔覆層銷試樣表面發(fā)生了磨粒磨損和黏著磨損2種磨損類型。圖15b為CuNiFeMo熔覆層銷試樣摩擦表面形貌，發(fā)現(xiàn)犁溝終止位置富含鉬、鐵、硅等元素，證明此處為強化相。故CuNiFeMo熔覆層中的強化相對磨損起到一定的阻礙作用，從而在一定程度上增強了熔覆層的耐磨性，使CuNiFeMo熔覆層表面僅發(fā)生輕微的磨粒磨損和黏著磨損。

由于氣門座圈在受到磨損的同時承受工作環(huán)境高溫氣體沖刷、高頻載荷沖擊等，為表征熔覆層抗沖蝕磨損的性能，對熔覆層進行沖蝕性能測試并通過失重法測量試樣的耐沖蝕性能。試樣的顯微硬度及相對耐沖蝕性能見表3，從表3可以看出，銅基熔覆層的沖蝕率為0.08 mg/g，低于QZ5試樣的0.09 mg/g，而基體的沖蝕率高達0.25 mg/g。同樣，熔覆層的相對耐沖性最高，基體的相對耐沖蝕性最低。

圖16為不同材質(zhì)試樣沖蝕磨損量隨沖蝕時間的變化規(guī)律，可以發(fā)現(xiàn)沖蝕磨損量隨沖蝕時間的增加而增加。圖17a—c分別為熔覆層試樣、QZ5鑄鐵試樣、基體試樣沖蝕后的表面形貌。發(fā)現(xiàn)經(jīng)過沖蝕后，試樣表面變得凹凸不平，存在很多凹坑，沖蝕坑周圍存在試樣剝落的痕跡。這主要是因為在攻角90°下進行沖蝕磨損時，試樣僅承受砂粒的正面錘擊，而無沖蝕粒子的水平切削作用，從而使試樣不斷發(fā)生彈性變形和塑性變形，使試樣表面形成大大小小的凹坑，而被正面撞擊出的試樣材料容易在試樣邊緣聚集，在后續(xù)沖蝕作用下剝落進而使試樣質(zhì)量減小?？梢园l(fā)現(xiàn)，熔覆層沖蝕表面和QZ5鑄鐵合金沖蝕表面的凹坑均較淺，而基體試樣表面的凹坑則較深，這主要是因為熔覆層與QZ5鑄鐵合金中均含有硬質(zhì)增強相，軟的基體和硬的增強相相結(jié)合，使試樣在沖蝕過程中，協(xié)調(diào)變形能力得到增強，從而耐沖蝕性得到增強。通過3D形貌照片發(fā)現(xiàn)，銅基合金熔覆層沖蝕試樣的表面平整度最好，粗糙度僅為6.296 μm。ZL104鋁合金沖蝕試樣表面粗糙最大，為10.865 μm。

圖14 CuNiFeMo合金和ZL104熔覆層銷試樣的磨損形貌

表2 覆層摩擦表面EDS結(jié)果

表3 試樣的顯微硬度及相對耐沖蝕性能

圖16 不同材質(zhì)試樣沖蝕磨損量隨沖蝕時間的變化規(guī)律

圖17 沖蝕后的表面形貌

4 結(jié)論

主要研究了同軸同步送粉法在ZL104鋁合金材料表面熔覆CuNiFeMo耐磨合金時工藝與性能間的關系，通過調(diào)整激光工藝參數(shù)，以稀釋率、覆層接觸角為標準，優(yōu)化工藝參數(shù)，并對熔覆層進行了微觀組織觀察、硬度測試、物相分析以及剪切強度測試。在恰當?shù)墓に噮?shù)下制備CuNiFeMo熔覆層，測試磨損性能，并與基體ZL104鋁合金、QZ5鑄鐵合金的磨損性能進行對比，結(jié)合磨損表面形貌及磨損機制，評估耐磨性，從而為實際應用提供指導。主要結(jié)論如下。

1）CuNiFeMo熔覆層的基體相為銅鎳元素組成的（Cu, Ni）固溶體，強化相則為鐵、鉬、硅元素組成拉弗斯相；熔覆層組織呈現(xiàn)出非平衡凝固的典型特征，表層為等軸晶，中間為胞狀晶，底部則為擇優(yōu)生長的粗大胞狀晶。熔覆層與基體界面處存在未熔顆粒。

2）熔覆層的稀釋率、覆層接觸角與掃描速度s正相關，而與送粉率f負相關。適當?shù)募す庵厝劭梢允谷鄹矊颖韺又袕娀喔鶆虻胤植荚诨w相周圍，充分發(fā)揮強化相的增強作用，從而降低熔覆層硬度的波動性，提高熔覆層表層硬度（平均硬度為392HV0.05）。

3）熔覆層與基體的剪切強度隨掃描速度的增加呈現(xiàn)出先增加后降低的趨勢，在掃描速度為8 mm/s的情況下，熔覆層與基體的結(jié)合強度最高（142.31 MPa），達到基體本身的剪切強度（197.24 MPa）的72%。

4）CuNiFeMo熔覆層干摩擦磨損試驗表明，其耐磨性明顯優(yōu)于基體ZL104鋁合金和QZ5鑄鐵合金的。CuNiFeMo熔覆層銷試樣與GCr15盤試樣配副的穩(wěn)態(tài)摩擦因數(shù)為0.43。CuNiFeMo熔覆層銷試樣表面的磨損類型為磨粒和黏著2種。

5）沖蝕磨損試驗表明，在90°攻角下，熔覆層的沖蝕率為0.08 mg/g，CuNiFeMo熔覆層試樣表面凹坑均較淺。沖蝕后，CuNiFeMo熔覆層、QZ5鑄鐵合金、基體ZL104鋁合金試樣的表面粗糙度分別為6.296、6.477、10.865 μm。

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Laser Cladding Process and Performance of Copper-based Alloy for Aluminum-based Engine Valve Retainer

1,1,2,1,1

(1. Xi'an Jiaotong University, Xi'an 710049, China; 2. Xi'an Space Engin Company Limited, Xi'an 710100, China)

This paper aims to improve the wear resistance and erosion resistance of the engine valve rerainer and prolong the life of the engine. The paper adopted laser cladding to prepare copper-based alloy cladding for aluminum-based engine valve retainer, and studied the relationship between laser cladding process and cladding performance. Taking dilution rate and cladding contact angle as measurement criteria to optimize parameters, the paper studied the relationship between laser scanning speed, powder feeding rate, laser remelting parameters and microstructure and morphology of cladding layer. Through a series of experiments, the surface structure of the cladding layer was refined with the increase of the scanning speed. At the same time, the dilution rate of the cladding layer and the contact angle of the cladding layer increased, while the dilution rate and the cladding layer contact angle increased with the powder feeding rate. The increase is on a downward trend. By changing the parameters of laser remelting, the distribution of the strengthening phase in the cladding layer can be changed, thereby changing the hardness of the cladding layer. By analyzing the shear section, the results show that the shear strength of the bonding interface first increases and then decreases with the increase of the scanning speed. When the scanning speed is 8 mm/s, the shear strength is the highest, up to 142.31 MPa. Under the optimal parameters, the average hardness of the cladding layer is 392HV0.05, which is equivalent to 4.6 times the hardness of the ZL104 aluminum alloy matrix (about 85HV0.05).In conclusion, the erosion wear and pin-disk wear experiments of the cladding layer show that the copper-based coating has the lowest friction factor and the lowest erosion mass loss, which confirms that the copper-based coating can improve the wear resistance and erosion resistance of engine valve raw materials. Furthermore, the life of the engine cylinder block is improved to a certain extent, all of which provide certain guidance for practical application.

laser cladding; automobile engine; ZL104 aluminum alloy; copper-based coating; wear resistance coating

TG17

A

1001-3660(2022)07-0397-13

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.07.040

2021–06–30；

2021–10–15

2021-06-30；

2021-10-15

山東省重點研發(fā)計劃（重大科技創(chuàng)新工程）（2019JZZY010802）

Shangdong Provincial Key Research and Development Program (Major Scientific and Technological Innovation Project) (2019JZZY010802)

劉伊（1995—），男，博士研究生，主要研究方向為激光熔覆功能涂層研究、水下增材制造。

LIU Yi (1995-), Male, Doctoral candidate, Research focus: laser cladding functional coatings and underwater additive manufacturing.

李成新（1974—），男，博士，教授，主要研究方向為防護與功能涂層、固體氧化物燃料電池、先進涂層技術。

LI Cheng-xin (1974-), Male, Doctor, Professor, Research focus: protective and functional coatings, solid oxide fuel cells, and advanced coating technologies.

劉伊, 白瑞興, 李長久,等.面向鋁基發(fā)動機氣門座圈的激光熔覆銅基合金工藝及性能研究[J]. 表面技術, 2022, 51(7): 397-409.

LIU Yi, BAI Rui-xing, LI Chang-jiu, et al. Laser Cladding Process and Performance of Copper-based Alloy for Aluminum-based Engine Valve Retainer[J]. Surface Technology, 2022, 51(7): 397-409.