12CrNi3A鋼激光表面改性后組織和耐腐蝕性研究

趙 棟，董 志，臧 旭，胡福常

(1.沈陽飛機工業(yè)(集團)有限公司，遼寧 沈陽 110850； 2.空裝駐沈陽地區(qū)第一軍事代表室，遼寧 沈陽 110051)

12CrNi3A鋼是一種用途較為廣泛的低碳合金滲碳鋼，與普通20#、15Cr及20Cr鋼相比，其力學(xué)性能及淬透性均有大幅提高，主要用于制造高負(fù)荷條件下要求高強度、高硬度和高韌性的主軸；要求承受沖擊載荷和表面耐磨的軸、桿、螺栓；各種傳動齒輪、凸輪軸等[1]。由于航空滲碳及滲氮類零件普遍存在單機數(shù)量少、品種多及技術(shù)要求不一致的特點，采用普通氣體滲碳及滲氮工藝方法生產(chǎn)時，存在零件無法同爐生產(chǎn)，從而導(dǎo)致生產(chǎn)效率低、生產(chǎn)費用較高的問題，同時化學(xué)熱處理對環(huán)境及操作人員也存在一些難以避免的潛在危害。為改善以上情況，采用激光表面改性的工藝方法來實現(xiàn)12CrNi3A鋼制零件局部硬化的目標(biāo)。

激光熔覆是一種較為成熟且經(jīng)濟效益較高的激光表面改性技術(shù)(Laser Surface Modification)。通過在基體表面添加熔覆材料，利用高能密度的激光束使之與基體表面一起熔凝，在基層表面形成冶金結(jié)合的合金熔覆層，獲得晶粒細(xì)小的顯微組織[2-4]。激光熔覆技術(shù)與傳統(tǒng)化學(xué)熱處理相比，零件具有應(yīng)力變形小、工藝耗時短和便于自動化控制等優(yōu)點，尤其適用于多品種小批量的局部硬化零件[5]。李敏等[6]在Ti-3Al-2V上制備了Ti-BN熔覆層，并對熔覆層進行微觀組織分析，研究表明激光功率、掃描速度及Ti-BN的含量均對熔覆層的綜合性能產(chǎn)生影響。許子海等[7]在40Cr鋼研缽表面激光熔覆，經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，40Cr鋼研缽表面經(jīng)過激光熔覆后，耐腐蝕性得到很大程度提高，可替代進口的WC硬質(zhì)合金研缽。本文采用鐵基WC粉末對12CrNi3A鋼進行表面激光熔覆，并借助光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和電化學(xué)工作站等分析激光熔覆層對12CrNi3A鋼組織和耐腐蝕性的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料為熱軋態(tài)12CrNi3A滲碳鋼，化學(xué)成分見表1。對鋼棒進行預(yù)先熱處理：900 ℃×40 min正火，空冷；835 ℃×40 min淬火，油冷；160 ℃×3 h回火，空冷。預(yù)先熱處理后試樣硬度為26～32 HRC，組織為回火馬氏體+少量殘余奧氏體。然后加工成尺寸10 mm×20 mm×100 mm的試片，表面用砂紙打磨并用無水酒精和丙酮清洗表面后吹干備用。

表1 12CrNi3A鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

本試驗基體材料為低碳合金鋼，為使表面熔覆層具有較好冶金結(jié)合、硬化和耐腐蝕效果，熔覆材料選用鐵基WC合金粉末，化學(xué)成分見表2。

表2 鐵基WC合金粉末化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗方法

采用5 kW光纖激光器YAS-庫卡激光加工機床進行激光表面熔覆試驗，功率分別為1500、1600和1800 W，掃描速度為5 mm/s，光斑尺寸為3 mm，搭接率為40%，送粉速度為20 g/min，控制單層熔覆厚度約1 mm。同時為保證熔覆質(zhì)量，在熔覆前對試件進行150 ℃預(yù)熱，并在熔覆過程中使用氬氣保護。

采用XQ-2B型金相鑲嵌機將試件制成金相試樣，經(jīng)MP-1G100型金相拋光機拋光后，采用4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，采用卡爾蔡司Axiovert.A1金相顯微鏡和TESCAN MAIA3掃描電子顯微鏡觀察試樣的顯微組織。

采用CS300電化學(xué)工作站進行電化學(xué)腐蝕試驗，圖1為三電級測試示意圖，采用極化曲線分析基材、滲碳層和熔覆層的耐腐蝕性能[8]。極化曲線測試采用恒電位法，參比電極為飽和甘汞電極，鉑電極作為輔助電極，測試試樣為工作電極。腐蝕介質(zhì)為1%和3%的KC1溶液，溫度分別為20 ℃和50 ℃，設(shè)置掃描電壓范圍[-2V,2V]，掃描速度為1 mV/s。測得Tafel曲線并用CView軟件計算其自腐蝕電流、自腐蝕電壓和腐蝕速度[9]。

圖1 三電極測試示意圖

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

圖2為激光熔覆層的局部形貌和微觀組織，圖3為激光熔覆層的SEM照片。由圖2(a)可以清晰看出熔覆層、搭接區(qū)、過渡區(qū)和基體，基體組織仍為淬回火后的回火馬氏體+少量殘余奧氏體。由圖2(b)和圖2(c)可知，熔覆層與基體間存在不規(guī)則弧線的平面晶粒區(qū)。這是基體急冷作用下金屬溶液直接從基體沿著熱的擴散方向生長而成，平面細(xì)晶區(qū)的形成表面基體與熔覆層之間具有較好的冶金結(jié)合，過渡區(qū)為基體組織稀釋后的馬氏體與枝晶的錯排以及殘余奧氏體。熔覆層的顯微組織主要由樹枝晶和枝間共晶組成，沿著熱擴散方向生長，具有定向快速凝固特征。對于固溶體來說，晶體生長的形狀和組織主要受溫度梯度和過冷度的影響。激光熔覆具有快熱快冷的特點，使得液態(tài)金屬一側(cè)具有較大正溫度梯度，隨著凝固過程的進行和激光的移動，凝固后的晶體呈現(xiàn)特定的方向性，從而發(fā)展為樹枝晶組織。

圖2 激光熔覆層的局部形貌和微觀組織

由圖3(a)和圖3(b)可知，激光熔覆區(qū)組織形貌為奧氏體相和骨架狀分布的鐵素體相構(gòu)成沉積態(tài)組織；由圖3(c)和圖3(d)可知，熔覆層的枝狀晶組織形貌以及彌散分布的WC硬質(zhì)顆粒，使試樣熔覆層的硬度及耐磨性發(fā)生了本質(zhì)改變。

圖3 激光熔覆層的SEM照片

2.2 耐腐蝕性能

對不同激光功率下得到的熔覆層試樣、基體試樣和滲碳試樣分別進行電化學(xué)腐蝕試驗，其中1#試樣為功率1500 W的熔覆試樣；2#試樣為功率1600 W的熔覆試樣；3#試樣為功率1800 W的熔覆試樣；4#試樣為基體試樣；5#試樣為滲碳試樣。五種試樣的Tafel極化曲線測成結(jié)果如圖4所示。由圖4可知，在不同試驗條件下滲碳試樣的自腐蝕電壓和自腐蝕電流密度絕對值均較大，其次為基體試樣，熔覆試樣變化不明顯，具有更好的耐蝕性。這是由于熔覆層相比于滲碳試樣和基體試樣具有更高的Cr含量，促進表面鈍化膜的形成，抑制了腐蝕過程；而且激光熔覆具有快速加熱、快速冷卻的特點，熔覆層組織與基體試樣、滲碳試樣組織相比，更為細(xì)小致密，減少了單位晶界上雜質(zhì)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)和成分偏析，從而減小了原電池效應(yīng)對腐蝕的影響。

(a)溶液濃度為1%，溶液溫度20 ℃；(b)溶液濃度為1%，溶液溫度50 ℃；(c)溶液濃度為3%，溶液溫度分別為20 ℃

表3為5種試樣的自腐蝕電流密度和腐蝕速率。由表3可知，滲碳試樣和基體試樣的腐蝕速率明顯較快，耐蝕性較差；熔覆試樣的腐蝕速率較低，耐蝕性較好。對于同一試樣，不同溶液濃度和溫度下的腐蝕速率變化不明顯，但隨溶液濃度和溫度增加，腐蝕速率有增加的趨勢，且溶液溫度的影響更為明顯。這是由于溶液溫度的升高，極大的促進了離子移動速度和反應(yīng)速率，從而導(dǎo)致腐蝕速率加快，耐蝕性降低。

表3 電化學(xué)腐蝕結(jié)果

綜上所述，激光熔覆試樣的耐腐蝕性有所提升，在激光功率1800 W、掃描速度5 mm/s和送粉速度20 g/min的激光熔覆工藝下，12CrNi3A鋼的耐腐蝕性提升效果最明顯。

3 結(jié)論

1)激光熔覆處理后試樣存在熔覆區(qū)、過渡區(qū)和基體區(qū)，熔覆層與基體冶金結(jié)合良好，熔覆組織致密，激光熔覆區(qū)沉積態(tài)組織為奧氏體相和骨架狀分布的鐵素體相，組織形態(tài)為樹枝晶；過渡區(qū)為基體組織稀釋后的馬氏體與枝晶的錯排以及殘余奧氏體；基體組織仍為回火馬氏體+少量殘余奧氏體。

2)激光表面改性后，熔覆層顯微組織細(xì)小均勻且Cr含量高促進了材料表面鈍化膜的形成，有效抑制了腐蝕過程，相比于基體和滲碳層，腐蝕電位發(fā)生了正向移動，腐蝕電流密度降低，從而使耐腐蝕性大幅提高。

3)對比不同溶液濃度和溫度條件下的極化曲線，隨著溶液濃度和溫度的升高，其腐蝕速率加快，耐腐蝕性下降，且溶液溫度對耐腐蝕性的影響較大。

4)對比不同激光熔覆工藝，在激光功率1800 W、掃描速度為5 mm/s和送粉速度20 g/min的激光熔覆工藝下，12CrNi3A鋼的耐腐蝕性提升最明顯。