45鋼激光碳硼合金化工藝優(yōu)化及最優(yōu)工藝下合金化層的組織與性能

李海濤，程景甜，樊帥奇，徐金富

(1.寧波工程學(xué)院材料與化學(xué)工程學(xué)院，寧波 315211；2.長(zhǎng)安大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710061)

0 引 言

工程上常采用氣體滲碳、滲氮、硼化等方法進(jìn)行表面改性來(lái)提高材料的表面硬度和耐磨性[1-2]，但這類(lèi)方法操作周期長(zhǎng)，工藝難以準(zhǔn)確控制，工序復(fù)雜，成本高，且制備得到的滲碳層和氮化層較薄、硼化層脆性大易脫落，限制了其應(yīng)用[3-5]。

激光合金化法作為一種新型表面處理方法，具有工序簡(jiǎn)單、操作周期短、無(wú)需淬回火工序、基體熱變形小等優(yōu)點(diǎn)，近年來(lái)得到快速發(fā)展[6-7]。目前，激光合金化法常采用鉻、鉬、鈦等金屬元素和硼、碳等非金屬元素對(duì)工件表面進(jìn)行改性。KOTARSKA[8]通過(guò)激光合金化法在EN-GJS 350-22 球墨鑄鐵表面進(jìn)行鈦合金化處理，發(fā)現(xiàn)表面合金化層的硬度和抗沖蝕性能較基體有所提高。張秀香等[9]通過(guò)激光合金化法在45鋼表面制備了硼合金化層，其表面硬度可達(dá)1 300 HV，但表面存在脆性大、易開(kāi)裂等缺點(diǎn)。作者[10]在前期研究中通過(guò)激光合金化法在45鋼表面制備了碳合金化層，發(fā)現(xiàn)其表面硬度可達(dá)620 HV，與硼合金化層相比，碳合金化層硬度較低但韌性較好。目前，通過(guò)激光合金化法對(duì)鋼材進(jìn)行表面改性的相關(guān)研究均主要采用一種合金化元素，關(guān)于二元合金化層的研究鮮有報(bào)道。為此，作者在前期研究的基礎(chǔ)上，經(jīng)試驗(yàn)分析與可行性探討，通過(guò)激光合金化法在45鋼表面制備出碳硼二元合金化層，以期改善單一碳合金化造成的硬度不足，以及單一硼合金化造成的脆性大、合金化層較薄等問(wèn)題[9-10]；同時(shí)，對(duì)激光功率、掃描速度、搭接率、合金化粉末質(zhì)量配比等工藝參數(shù)進(jìn)行了優(yōu)化，并研究了最優(yōu)工藝下碳硼二元合金化層的組織與性能，以期為二元激光合金化層在工程上的應(yīng)用提供理論指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

基體選用45鋼，尺寸為30 mm×30 mm×8 mm，化學(xué)成分見(jiàn)表1，其顯微組織由鐵素體+珠光體組成。選用的合金化粉末有：純度為96.0%的無(wú)定形硼粉，其粒徑在48～74 μm；純度為99.92%的商用碳粉，其粒徑在48～75 μm。催滲劑選用純度為 99.0%的碳酸鋇(BaCO3)粉末，其粒徑在60～80 μm；黏結(jié)劑選用體積分?jǐn)?shù)6%聚乙烯醇溶液。

表1 45鋼的化學(xué)成分

影響合金化的因素有激光功率(A)、掃描速度(B)、搭接率(C)及合金化粉末質(zhì)量配比(D)，根據(jù)前期試驗(yàn)探索，A取2.0，2.2，2.4 kW 3個(gè)水平，B取400，500，600 mm·min-13個(gè)水平，C取30%，40%，50% 3個(gè)水平，D(硼粉與碳粉的質(zhì)量比)取6.0…3.5，5.5…4.0，5.0…4.5這3個(gè)水平，用L9(3)4正交試驗(yàn)法對(duì)合金化的工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化。合金化過(guò)程如下：將基體表面打磨除銹后置于丙酮中超聲清洗；將硼粉與碳粉按比例于研缽中攪拌混合10 min，其中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)5% BaCO3粉末作為催滲劑；合金化粉末利用黏結(jié)劑調(diào)和后涂覆于基體表面，涂覆厚度約為1 mm；涂覆后放入GZX-9023MBE型電熱鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行干燥；采用TFL-H6000型連續(xù)橫流型CO2激光器對(duì)試樣表面進(jìn)行合金化處理，得到尺寸為30 mm×30 mm×9 mm的合金化試樣。

采用MH-5D型顯微硬度計(jì)測(cè)表面和截面顯微硬度，載荷為1.96 N，保載時(shí)間為5 s，在同一水平位置測(cè)3點(diǎn)取平均值。采用D8 Advance型X射線(xiàn)衍射儀(XRD)對(duì)合金化層進(jìn)行物相分析，采用銅靶，Kα射線(xiàn)，工作電壓為45 kV，工作電流為40 mA，掃描范圍為10°90°，步長(zhǎng)為0.02°。利用線(xiàn)切割法將合金化試樣沿縱截面方向剖開(kāi)，截取尺寸為30 mm×10 mm×9 mm的金相試樣，對(duì)試樣截面進(jìn)行磨制、拋光，用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，采用AXIO Observer ZIM型光學(xué)顯微鏡觀察試樣截面顯微組織。基體和合金化試樣表面經(jīng)砂紙打磨光滑后，采用Bruker UMT-2型多功能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)試合金化層的摩擦磨損性能，對(duì)磨球?yàn)棣?2.7 mm的Si3N4陶瓷球，載荷為50 N，頻率為3 Hz，試驗(yàn)時(shí)間為30 min。采用UP-Lambda型3D光學(xué)輪廓儀測(cè)量磨痕的寬度和深度；采用分析天平對(duì)摩擦磨損試驗(yàn)前后試樣的質(zhì)量進(jìn)行稱(chēng)量，測(cè)5次取平均值，計(jì)算質(zhì)量損失。摩擦磨損試驗(yàn)后，采用HITACHI S-4800型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察磨損形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 工藝參數(shù)優(yōu)化

45鋼激光碳硼合金化工藝正交試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表2。根據(jù)表2繪制合金化層的硬度隨激光合金化工藝參數(shù)的變化曲線(xiàn)，如圖1所示。

表2 45鋼激光碳硼合金化工藝正交試驗(yàn)結(jié)果

由圖1可見(jiàn)：隨著激光功率、掃描速度、搭接率的增大，合金化層的顯微硬度均呈先增后降的趨勢(shì)，且分別在2.2 kW，500 mm·min-1，40%時(shí)達(dá)到最大值；隨著硼粉與碳粉的質(zhì)量比降低，即添加的硼粉含量降低，合金化層硬度呈逐漸下降的趨勢(shì)，當(dāng)硼粉與碳粉質(zhì)量比為6.0…3.5時(shí)硬度最高。隨著激光功率的增加，合金化粉末受熱分解得到的活性原子含量增多，從而使得硬度提高[11]；而當(dāng)激光功率持續(xù)增大至2.2 kW以上時(shí)，合金化粉末會(huì)發(fā)生過(guò)燒從而使分解得到的活性原子數(shù)量減少，合金化層硬度降低。隨著掃描速度增大，熔池厚度減小，而在激光功率不變的情況下，熔池內(nèi)活性原子數(shù)量不變，生成的硬質(zhì)相化合物含量也不變，較小的熔池使得此時(shí)的硬質(zhì)相化合物相對(duì)含量提高，因此合金化層的硬度提高；而當(dāng)掃描速度過(guò)快(大于500 mm·min-1)時(shí)，合金化粉末還未來(lái)得及受熱分解就被沖散，得到的活性原子含量下降，致使合金化層硬度降低。隨著搭接率增大，搭接處熱量增多，合金化粉末充分分解得到較多的活性原子，但當(dāng)搭接率過(guò)高(大于40%)時(shí)會(huì)出現(xiàn)過(guò)熱現(xiàn)象，晶粒不斷長(zhǎng)大，使得硬度降低[10,12]。合金化粉末中硼粉在受熱時(shí)形成的活性硼原子與基體表面反應(yīng)生成的硼化物粒子可以很大程度提高合金化層的表面硬度[13]，隨著硼粉含量的降低，合金化粉末受熱分解得到的活性硼原子數(shù)量也降低，形成的硼化物減少，致使合金化層的硬度降低[14]。

圖1 不同激光功率、掃描速度、搭接率和合金化粉末質(zhì)量配比下合金化層的硬度

結(jié)合表2和圖1，最優(yōu)激光碳硼合金化工藝為激光功率2.2 kW、掃描速度500 mm·min-1、搭接率40%、硼粉與碳粉的質(zhì)量比6.0…3.5。影響硬度的4個(gè)因素按影響程度由大到小的順序?yàn)榧す夤β?、合金化粉末質(zhì)量配比、掃描速度、搭接率。按照最優(yōu)激光合金化工藝制備得到的合金化層顯微硬度為879 HV，符合正交試驗(yàn)分析結(jié)果。

2.2 最優(yōu)工藝下合金化層的物相組成

由圖2可知，最優(yōu)工藝下制備得到的碳硼合金化層主要由Fe3C、Fe2B、FeB、γ-(Fe，C)等物相組成。在激光的高溫作用下，表面合金化粉末受熱分解得到的游離態(tài)活性硼原子和活性碳原子在熔池內(nèi)與基體進(jìn)行擴(kuò)散、混合并反應(yīng)形成Fe3C、Fe2B、FeB等彌散相，在快速冷卻凝固時(shí)形成γ-(Fe，C)間隙固溶體。由于碳在γ-Fe中的最大固溶度為2.11%，遠(yuǎn)高于硼的固溶度(0.002 18%)，碳粉的加入可以在一定程度上增大硼原子的擴(kuò)散速率，起到催滲的作用，從而降低共滲溫度，提高反應(yīng)速率；Fe3C的形成可以促進(jìn)硼原子的擴(kuò)散，加快Fe2B等硬質(zhì)相粒子的生成，而硼化物的形成又反過(guò)來(lái)提高了碳的固溶度，從而共同提高合金化粉末的反應(yīng)速率[15-16]。

圖2 最優(yōu)工藝制備的碳硼合金化層的XRD譜

2.3 最優(yōu)工藝下合金化試樣的顯微組織

由圖3可以看出：合金化試樣截面由表及里依次為合金化區(qū)、熱影響區(qū)以及基體，由于激光能量密度呈高斯分布，光斑中間溫度較兩邊高，使得合金化區(qū)的中間部位較兩邊厚，合金化區(qū)整體呈月牙狀；合金化區(qū)組織均勻，主要由柱狀晶和胞狀晶組成，晶粒沿垂直于基體表面方向生長(zhǎng)，晶粒周?chē)植加邪咨瑺钐蓟?，這是由碳粉經(jīng)激光高溫分解后得到的活性碳原子與基體反應(yīng)生成的；合金化區(qū)與熱影響區(qū)的界面清晰，組織致密，無(wú)裂紋、縫隙等缺陷，說(shuō)明合金化層與基體呈良好的冶金結(jié)合；熱影響區(qū)組織主要由針狀馬氏體和殘余奧氏體組成，馬氏體是由奧氏體在快速冷卻時(shí)發(fā)生了馬氏體相變得到，且其晶粒在靠近基體處較粗大，越靠近合金化區(qū)則越細(xì)小，這是由于在激光合金化時(shí)，激光作用在試樣表面，越靠近合金化區(qū)熱量越高，在較高的溫度梯度和較快的冷卻速率下，合金化區(qū)附近生成了較細(xì)小的晶粒組織[17]。

圖3 最優(yōu)工藝下制備得到碳硼合金化試樣不同區(qū)域的截面顯微組織

2.4 最優(yōu)工藝下合金化試樣的硬度

由圖4可以看出：合金化區(qū)厚度約為600 μm，其平均硬度為879 HV，硬度介于硼合金化層和碳合金化層之間[9-10]，且隨著距表面距離的增加，合金化區(qū)的硬度沒(méi)有明顯的變化，可知硬質(zhì)相粒子在合金化層中的分布較均勻；熱影響區(qū)厚度約為450 μm，顯微硬度在220 HV到768 HV之間呈梯度分布，這與熱影響區(qū)顯微組織的變化相符合，即從基體向合金化區(qū)過(guò)渡時(shí)，熱影響區(qū)的晶粒逐漸變得細(xì)??；基體硬度約為220 HV。

圖4 最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣截面的顯微硬度分布

2.5 最優(yōu)化工藝下合金化試樣的摩擦磨損性能

由圖5可以看出：在前60 s的試驗(yàn)初始階段，合金化試樣和基體試樣的摩擦因數(shù)曲線(xiàn)均呈明顯的上升趨勢(shì)，當(dāng)運(yùn)行至250 s后，摩擦因數(shù)曲線(xiàn)趨于平穩(wěn)，進(jìn)入穩(wěn)定階段，2個(gè)試樣的摩擦因數(shù)分別約為0.466 6，0.587 6，合金化試樣的摩擦因數(shù)明顯小于基體試樣。

圖5 最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣與基體試樣的摩擦因數(shù)隨時(shí)間的變化曲線(xiàn)

由圖6可以看出：基體試樣磨損表面存在大量劃痕，基體的硬度較低，在載荷的作用下Si3N4陶瓷球與基體發(fā)生黏著，在摩擦力作用下產(chǎn)生劃痕，分析其磨損機(jī)制主要為黏著磨損；合金化試樣磨損表面存在細(xì)小和較淺的犁溝，判斷其磨損機(jī)制主要為磨粒磨損，并伴隨輕微的黏著磨損。在摩擦磨損過(guò)程中，合金化層中的Fe2B、Fe3C等硬質(zhì)相粒子發(fā)生剝落形成了磨粒，黏著在合金化層表面，在隨后的磨損過(guò)程中，部分磨粒被壓入表面，從而在合金化層表面形成犁溝[18]。

圖6 基體試樣與最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣的磨損形貌

最優(yōu)工藝下制備得到的合金化試樣與基體試樣的摩擦磨損試驗(yàn)數(shù)據(jù)如表3所示，可知合金化試樣的磨損率僅為0.455 3×10-14m3·N-1·m-1，遠(yuǎn)低于基體試樣，經(jīng)激光合金化后，45鋼表面的耐磨性能得到了顯著提高。

表3 最優(yōu)工藝下制備得到合金化試樣與基體試樣的摩擦磨損試驗(yàn)結(jié)果

3 結(jié) 論

(1)碳硼合金化層的顯微硬度隨激光功率、掃描速度和搭接率的增大而先增后降，隨硼粉與碳粉質(zhì)量比的下降而降低；經(jīng)正交試驗(yàn)后確定45鋼激光碳硼合金化的最優(yōu)工藝為激光功率2.2 kW、掃描速度500 mm·min-1、搭接率40%、硼碳粉末質(zhì)量比6.0…3.5。

(2)最優(yōu)工藝下制備得到的碳硼合金化層主要由合金化區(qū)和熱影響區(qū)組成，主要物相為Fe3C、Fe2B、FeB、γ-(Fe，C)相；合金化區(qū)組織主要為柱狀晶和胞狀晶，其厚度約為600 μm，平均硬度為879 HV；熱影響區(qū)組織主要由針狀馬氏體以及殘余奧氏體組成，厚度約為450 μm，硬度在220～768 HV，呈梯度分布；合金化試樣的磨損體積為0.014 8 mm3，摩擦因數(shù)約為0.466 6，磨損率為0.455 3×10-14m3·N-1·m-1，與45鋼基體試樣相比，合金化層的摩擦磨損性能大大提高。