激光熔覆EA4T鋼熱影響區(qū)組織轉(zhuǎn)變及力學(xué)性能研究

羅 鋒，陳文靜，羅照洋，吳誼彬

1.中國核工業(yè)二三建設(shè)有限公司，北京 順義 101300

2.西華大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 610039

0 前言

EA4T鋼為低碳合金鋼，具有強度高、韌性和抗疲勞強度性能好等優(yōu)點，是目前高速列車空心車軸廣泛采用的一種低碳高合金鋼材料。車軸材料要求具有較高的強度、塑性和良好的抗疲勞性能，國內(nèi)外目前仍將C、Mn含量較高或含Cr、Mo的合金鋼材料作為車軸材料的首選。由于隨著C含量的增加，合金鋼的屈服強度和抗拉強度增加，但塑性和韌性相對降低，因此C在車軸鋼中的含量至關(guān)重要，國外用于車軸的優(yōu)質(zhì)碳素鋼中C含量基本控制在0.4%左右。在性能方面，多種合金元素的聯(lián)合加入可以使材料由單一性能到具有優(yōu)良的綜合性能，從而滿足車輛在不同受負荷狀態(tài)下的工況需要［1-5］?？招能囕S作為高速列車的關(guān)鍵性零部件，在服役過程中長期承受多種應(yīng)力載荷和介質(zhì)腐蝕作用，車軸會出現(xiàn)損傷，若直接選擇報廢處理，運營成本大幅增加。若將激光熔覆運用于車軸修復(fù)工程領(lǐng)域，可以有效降低車軸更換比例和維護成本，對發(fā)展循環(huán)經(jīng)濟戰(zhàn)略、建設(shè)綠色環(huán)保型社會具有重要的工程實用價值和意義。

激光熔覆技術(shù)是利用高能激光沖擊材料表面，使基體表面薄層與熔覆材料共同熔化并快速凝固，形成冶金結(jié)合層，有效修復(fù)損傷，改善疲勞性能，是維修和冶金行業(yè)的研究重點。激光熔覆是一個極快速的動態(tài)熔化與結(jié)晶過程，因此在基體熔化邊界處，熔覆層組織在部分熔化的基體金屬上非均質(zhì)形核，熔覆層中的元素易產(chǎn)生稀釋作用，導(dǎo)致結(jié)合界面缺陷、力學(xué)性能匹配困難等問題［6-8］。由于熔覆材料和基體之間主要為異質(zhì)合金結(jié)合，對基體和熔覆層的匹配性存在要求，不合理匹配將會出現(xiàn)裂紋、氣孔等缺陷。本研究采用光纖激光器在EA4T鋼表面熔覆Fe314合金粉末，探究熔覆試樣熱影響區(qū)微觀組織轉(zhuǎn)變和界面特性，并分析其作用機理，為工程應(yīng)用提供一定的理論基礎(chǔ)。

1 試驗設(shè)備、材料和方法

試驗用激光熔覆系統(tǒng)如圖1所示，由4 kW光纖激光器、冷水機組系統(tǒng)、四軸聯(lián)動數(shù)控平臺、送粉器和保護氣組成。激光器采用IPG公司生產(chǎn)的YLS-4000型光纖激光器，波長為1 070 nm，激光焦距為300 mm，離焦量0 mm，激光在焦點處形狀為圓形光斑，光斑直徑4.0 mm，出光模式為連續(xù)出光。數(shù)控平臺攜帶激光頭按照設(shè)定程序完成光斑行走軌跡。試驗采用同軸同步送粉的方式進行粉末輸送，粉末在氣流作用下通過送粉管到達送粉噴嘴，實現(xiàn)了激光熔覆的自動送粉過程。送粉器粉盤由電機帶動旋轉(zhuǎn)，可以在送粉器上通過調(diào)整送粉電壓控制送粉量。試驗中采用氬氣保護，純度為99.999%。

圖1 試驗用激光熔覆系統(tǒng)Fig.1 Cladding equipment

對于一定的基體材料，選擇適當(dāng)?shù)娜鄹膊牧鲜谦@得良好表面、內(nèi)在質(zhì)量以及優(yōu)異性能熔覆層的關(guān)鍵。從熔覆層成形和應(yīng)力控制角度來說，熔覆材料與基體材料的熱膨脹系數(shù)應(yīng)相近，以減小熱應(yīng)力和開裂；熔點相近，可以減小稀釋率，保證冶金結(jié)合，避免熔點過高或過低造成熔覆層表面粗糙、氣孔和夾雜；熔覆材料對基體材料應(yīng)有良好的潤濕性，可改善熔覆層成形。從滿足性能要求的角度來說，應(yīng)該根據(jù)零件工作條件選擇具有相應(yīng)性能的材料，包括耐磨、耐蝕、抗氧化和高硬度等?；谝陨弦螅狙芯窟x用北礦新材料有限公司生產(chǎn)的適合激光熔覆且熱膨脹系數(shù)與EA4T車軸鋼相近的Fe314合金粉末（見表1），該粉末具有韌性好、抗開裂性好的特點［9］。粉末的顆粒形貌如圖2所示，粉末呈較規(guī)則的球形，大小分布較均勻，粒度為45～150 μm，粉體流動性為30.78 g/s，松裝密度為4.537 g/cm3。EA4T鋼和Fe314合金粉末化學(xué)成分如表2所示。激光熔覆工藝參數(shù)如表3所示。

表1 Fe314合金粉末與EA4T鋼熱膨脹系數(shù)對比Table 1 Comparison of thermal expansion coefficient between Fe314 alloy powder and EA4T steel

圖2 Fe314合金粉末顆粒形貌Fig.2 Morphology of Fe314 alloy powder

表2 熔覆層和基體化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 2 Chemical composition of cladding layer and substrate（wt.%）

表3 激光熔覆工藝參數(shù)Table 3 Process parameters of laser cladding

采用FeCl3（5 g）+HNO3（10 mL）+HCl（3 mL）+無水乙醇（87 mL）對熔覆后試樣進行深度腐蝕，采用SN3400型掃描電子顯微鏡觀察其組織形貌，利用D2500型X射線衍射儀（XRD）對試樣進行物相和半定量化分析，測試前磨平、拋光試樣，以保證測試數(shù)據(jù)的可靠性，采用CuKa靶材，步長為0.03°/s，角度為20°～100°。

為了研究熔覆后試樣的界面特性，采用微型剪切試驗方法對基體和熔覆層之間的結(jié)合強度進行評價。剪切試樣的進給量由端部固定的螺旋測微儀推進，剪切間距可精確控制到0.01 mm，剪切速度設(shè)置為1 mm/min。微剪切試驗試樣尺寸為1.5 mm×1.5 mm×50 mm，如圖3所示。由于熔覆試樣的各個微區(qū)都很狹窄，而雷斌?。?0］等發(fā)現(xiàn)在同一個試樣上可剪切多個微區(qū)，但剪切間距應(yīng)不小于0.6 mm。因此選擇3個試樣為一組，采用變起點法測試熔覆試樣不同微區(qū)的剪切性能。每組熔覆試樣測試3組數(shù)據(jù)，取平均值得到各個微區(qū)的剪切強度和壓入率，能很好地表征界面的結(jié)合強度。

圖3 帶熔覆層的微型剪切宏觀試樣形狀及尺寸Fig.3 Shape and size of macro shear sample with cladding layer

對剪切試樣的表面精細拋光，然后采用4%硝酸酒精腐蝕，在體視顯微鏡下測量出結(jié)合區(qū)的位置，結(jié)合區(qū)距離熔覆層表面2.8 mm。熱影響區(qū)寬度通過硬度試驗確定。

2 試驗結(jié)果分析

2.1 能量密度對熔覆成形的影響

激光能量密度和稀釋率是影響熔覆層成形質(zhì)量的重要因素。能量密度采用激光功率和掃描速度共同表征，其表達式為［11-12］：

表4為激光熔覆工藝參數(shù)和熔覆層尺寸的測量值，圖4為激光功率和掃描速度對熔覆層高寬比和深寬比柱狀圖。從圖中可以看出，激光功率2 400 W時，隨著掃描速度的增加，激光能量密度降低，激光束與粉體材料和基體之間的作用時間變短，熔池存在時間縮短，使熔道變窄，熔覆層的高寬比減小，深寬比增大，見圖4a、4b；當(dāng)掃描速度為5.0 mm/s時，隨著激光功率的增加，激光的能量密度增加，熔覆層的高寬比增大變緩，變化不明顯，深寬比增加較明顯，見圖4c、4d。由此可見激光功率和掃描速度對熔覆層成形的主要作用不同，激光功率對熔深（h）起主要作用；掃描速度與激光線能量成反比關(guān)系，對熔覆厚度（H）起主要作用。因為激光功率在對送入熔池的粉末進行充分熔化后，在送粉量保持不變的情況下，隨著激光功率的進一步增加，粉末的熔入量基本保持不變，基體的熔化面積顯著增加，因此進一步增加激光功率對熔覆層的高寬比影響不大。但如果激光功率過小，在相同的掃描速度下，即激光的線能量小，則會使熔覆層和基體界面處出現(xiàn)未熔合等缺陷，特別在大面積激光熔覆情況下，如果線能量過小則在搭接部位更容易形成未熔合缺陷。因此激光熔覆應(yīng)在保證熔覆層成形良好的基礎(chǔ)上采用較小的線能量。

圖4 激光功率和掃描速度對高寬比和深寬比的影響Fig.4 Effects of laser power and scanning speed on aspect ratio and depth-width ratio

表4 激光熔覆工藝參數(shù)和熔覆層尺寸Table 4 Laser cladding process parameters and cladding layer size

2.2 微型剪切試驗

微型剪切強度可以用來表征熔覆區(qū)與基體的結(jié)合強度。載荷-位移曲線上的載荷峰值雖然從一定程度上反映試樣的抗剪切能力，但是由于每個試樣在加工和細磨后，其橫截面尺寸存在差異，所以引入剪切強度能夠更加準(zhǔn)確地表征熔覆層每個微區(qū)的抗剪切能力。在微型剪切中引入剪切截面壓入率α來表征材料的塑性變形能力［13-14］。試樣材料塑性越好，剪切變形越大；反之，試樣材料脆性越大，剪切變形越小，甚至無法觀察。

剪切強度為：

式中Fmax為斷裂時的最大剪力；A0為試樣原始橫截面積。

剪切截面壓入率為：

式中A0為原始橫截面積；A1為斷裂后最小截面積。

基體和Fe314粉末再制造試樣的載荷-位移曲線如圖5所示，圖5a為基體的載荷-位移曲線，圖5b為3個試樣經(jīng)過變起點法得到的載荷-位移曲線?？梢钥闯?，在微剪的初始階段，隨著刀刃前進的位移增加，載荷呈線性增加，在EA4T車軸材料上出現(xiàn)了彈性變形階段，當(dāng)彈性階段載荷達到峰值時，曲線開始平緩下降；在Fe314粉末激光熔覆試樣中，當(dāng)彈性階段載荷達到峰值后，熔覆層、基體/熔覆層界面曲線出現(xiàn)了載荷陡降的情況，最后載荷降至零，熔覆區(qū)在斷裂前只發(fā)生了彈性變形，曲線上面幾乎不存在屈服階段。結(jié)合區(qū)曲線中均存在平直上升的塑性變形階段、斷裂前的屈服階段和裂紋的形成及擴展階段。在熱影響區(qū)出現(xiàn)一小段載荷突降，最后載荷未降到零。

圖5 基體和熔覆試樣的微剪載荷-位移曲線Fig.5 Microshear load-displacement curves of matrix and remanufactured samples

Fe314熔覆試樣熔覆層的剪切強度和壓入率如圖6所示。可以看出，結(jié)合區(qū)剪切強度最高，熔覆區(qū)與熱影響區(qū)的剪切強度基本相當(dāng)，基體剪切強度最低，熔覆區(qū)平均剪切強度為704 MPa，結(jié)合區(qū)平均剪切強度802 MPa，熱影響區(qū)平均剪切強度654 MPa，基材平均剪切強度為555 MPa。但結(jié)合區(qū)的壓入率最低，平均值為3%，熔覆區(qū)和基體的壓入率基本相當(dāng)，因此可以看出界面的結(jié)合強度高，但抗塑性變形能力相對較差。

圖6 F314粉末再制造試樣熔覆層的剪切強度和壓入率Fig.6 Shear strength and pressureability of F314 powder remanufactured sample cladding layer

2.3 熱影響區(qū)連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變

測量熱影響區(qū)和結(jié)合區(qū)的熱循環(huán)溫度所用測溫系統(tǒng)由熱電偶和USB-9211A數(shù)據(jù)采集模塊組成。首先在待熔覆工件的背面采用儲能式點焊機將鎳鉻-鎳硅熱電偶的一端點焊固定，然后通過自動采集模塊采集基體熱影響區(qū)、結(jié)合區(qū)在激光熔覆過程中的溫度變化，并進行數(shù)據(jù)處理，熱循環(huán)曲線如圖7所示，圖中曲線1為結(jié)合區(qū)（A區(qū)）的熱循環(huán)曲線，曲線2和3為基體熱影響區(qū)（B、C區(qū)）熱循環(huán)曲線。由圖可知，在加熱階段，熱影響區(qū)溫度在極短時間內(nèi)（3.938 s）達到峰值，A區(qū)最高溫度達到1 308℃，粗晶區(qū)溫度達到950℃，且在峰值溫度停留時間很短，由于激光能量密度高，高溫停留時間短，試樣升溫過程中少部分的回火索氏體不能全部奧氏體化，奧氏體的均質(zhì)化過程和碳化物的溶解都不充分。降溫過程中，析出相進一步長大，其彌散程度略有降低，基體中的固溶度降低，最終導(dǎo)致熱影響區(qū)的強度增加而韌性降低，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度升高。

圖7 熱影響區(qū)和結(jié)合區(qū)的熱循環(huán)曲線Fig.7 Thermal cycle curve of heat affected zone and binding zone

2.4 熱影響區(qū)的微觀組織結(jié)構(gòu)

熱影響區(qū)分為粗晶區(qū)、細晶區(qū)和基體，其微觀組織如圖8所示。圖8a為界面部分微觀形貌，可以看到界面處出現(xiàn)了厚約20 μm的白亮帶，熔覆層和界面之間無裂紋、氣孔等缺陷。在結(jié)合界面處觀察到了清晰的組織轉(zhuǎn)變［15-16］，熔覆層和基體之間存在一薄層的平面晶過渡組織，隨后熔覆層底部的柱狀晶沿基體外延生長。圖8b～8d為熱影響區(qū)微觀形貌，圖8b中區(qū)域離界面最近，板條特別粗大，在激光熔覆的開始階段，由于基體側(cè)的溫度很低，液固界面前沿具有很大的溫度梯度，基體表面被作為非均勻形核的基底，熔覆層金屬在基體熔化邊界處部分熔化的基體金屬上非均質(zhì)形核，然后在結(jié)合區(qū)界面位置新晶粒沿著熱量流失速率最大的反方向外延生長；圖8c中原始析出相基本溶解，在激光熔覆過程中，該區(qū)發(fā)生完全的奧氏體化，冷卻后又經(jīng)歷馬氏體相變，晶粒長大傾向較小，形成較細小的奧氏體晶粒，但由于高溫停留時間很短（僅0.11 s），因此一部分回火索氏體來不及轉(zhuǎn)變將繼續(xù)長大，在隨后的快速冷卻過程中，形成細小的板條狀馬氏體和部分來不及轉(zhuǎn)變的索氏體組織；圖8d基體部分峰值溫度較低，基本保留了基體原始顯微組織，為板條馬氏體和索氏體組織。

圖8 激光熔覆熱影響區(qū)的微觀組織Fig.8 Microstructure of laser cladding heat-affected zone

4 討論

在激光熔覆時，熱影響區(qū)升降溫速率普遍較高，高溫停留時間短，因此，熱影響區(qū)組織特征主要受熱循環(huán)最高溫度影響，它決定熱影響區(qū)馬氏體是否發(fā)生奧氏體相變，微觀組織和析出相是否長大，是否溶解，晶粒取向等，最終決定熱影響區(qū)的性能。激光熔覆EA4T鋼后其界面的剪切強度增加但是壓入率減小，激光熔覆后界面的抗塑性變形能力降低。文獻［17-18］研究表明，由于界面是基體材料和熔覆材料的混熔區(qū)，受熱循環(huán)的影響，熔池中液態(tài)金屬的對流行為將影響結(jié)合界面成分分布的均勻性。沿熔覆層與基體結(jié)合界面垂直方向進行成分的線掃描，掃描結(jié)果如圖9所示，F(xiàn)e、Cr、Ni三種主要元素在界面兩側(cè)變化較明顯，F(xiàn)e元素在熔覆層100 μm范圍內(nèi)分布較多，且呈遞減趨勢，這是因為在凝固的初始階段，熔池的對流作用使得基體稀釋的Fe元素擴散至熔覆層一定深度；而Cr、Ni元素在界面處基體一側(cè)含量極少，并未擴散入基體，這是由于熔覆時的能量輸入較小，Cr、Ni元素分布于熔池的固液界面前沿，并未進入基體，因此界面處元素分布存在突變，導(dǎo)致結(jié)合區(qū)的強度增加，但韌性降低。

圖9 結(jié)合區(qū)域線掃描Fig.9 Combine zone line scan

另一方面，激光熔覆過程冷卻速率極快，故元素過飽和度越大，缺陷密度越大，熱影響區(qū)強度均增加，塑韌性略有降低。對樣品同一位置采用EBSD取向成像技術(shù)進行觀察，熔覆層和界面的EBSD測試結(jié)果如圖10所示，可以看出，基體部位各種顏色的晶粒分布比較均勻，說明基體的擇優(yōu)取向不明顯，而在熔覆層中可看到柱狀晶中藍色和綠色較多，且分布不均勻，說明具有一定的擇優(yōu)取向，熔覆區(qū)大部分的晶粒取向集中在［111］方向。這主要是因為在凝固過程中，受溫度場的影響，熔覆區(qū)晶粒主要以柱狀晶和樹枝晶的形式生長，但其長大趨勢各不相同，有些晶粒一直長到熔覆區(qū)中部，有些卻長到一定距離就停止生長，與最大溫度梯度平行的方向最有可能成為固液界面的生長方向，在不同的晶系中晶粒的擇優(yōu)生長方向不同，在立方體系中晶粒的擇優(yōu)生長方向主要是［100］方向。在界面附近未完全熔化的基體其晶粒取向是隨機的，所以當(dāng)晶粒為非外延生長時，晶粒最易生長的條件是當(dāng)［100］方向與最大溫度梯度方向平行［19-20］。本次熔覆過程中熔覆區(qū)大部分晶粒取向都集中在［111］方向，這主要是熔覆過程中，道與道之間的搭接部位由于固-液界面的方向發(fā)生變化，最大溫度梯度也發(fā)生連續(xù)不斷的變化，但是始終保持與固-液界面相垂直，因此在凝固過程中，與瞬時最大溫度梯度平行的［111］方向的晶粒在固液界面處得到擇優(yōu)取向生長，使得熔覆區(qū)中柱狀晶具有一定方向性的向熔覆區(qū)中心生長，在熱影響區(qū)由于溫度場的影響導(dǎo)致晶粒取向明顯，因此結(jié)合界面處的強度增加而韌性降低。

圖10 界面部位EBSDFig.10 EBSD for interface parts

5 結(jié)論

（1）隨著掃描速度的增加，激光能量密度降低，熔覆層的高寬比減小，深寬比增大；隨著激光功率的增加，激光能量密度增加，熔覆層的高寬比變化不再明顯，深寬比增加較明顯。激光熔覆應(yīng)在保證熔覆層成形良好的基礎(chǔ)上采用較小的線能量。

（2）激光熔覆EA4T鋼熱影響區(qū)組織均為板條馬氏體組織，在接近界面區(qū)域奧氏體勻質(zhì)化和碳化物的溶解過程也很不充分，晶粒粗大；在熱影響區(qū)的細晶區(qū)，其微觀組織主要由馬氏體和少量的索氏體組織組成，且呈一定的方向性。

（3）激光熔覆工藝條件下，EA4T鋼熱影響區(qū)經(jīng)歷的最高溫度對組織及力學(xué)性能演變起決定性的作用，在結(jié)合區(qū)位置合金元素出現(xiàn)突變，晶粒取向明顯，結(jié)合界面處的強度增加而韌性降低，熱影響區(qū)的抗剪切強度增加，壓入率降低。