電子束熔絲沉積Mo-Fe雙金屬制備工藝與性能研究

李丹妮， 姚正軍

（1.南京航空航天大學(xué)材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，江蘇 南京，211106；2.面向苛刻環(huán)境的材料制備與防護(hù)技術(shù)工業(yè)和信息化部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 江蘇 南京, 210016）

引 言

無縫鋼管在交通方面的應(yīng)用非常廣泛，如國防、汽車、建筑、航空等領(lǐng)域。熱軋工藝中使用的穿孔頂頭是制造無縫鋼管必需的重要模具之一［1］。穿孔頂頭服役溫度高、工作環(huán)境惡劣，頂尖和頂頭前端在穿孔過程中極易損壞［2-3］。鉬及鉬合金除具備熔點(diǎn)高、膨脹系數(shù)小、抗磨損和抗腐蝕性能優(yōu)等特性外［4］，在高溫下還具有較高強(qiáng)度，因此鉬合金穿孔頂頭在工程應(yīng)用中具有無可比擬的優(yōu)勢［5］。

但鉬作為一種極其重要的戰(zhàn)略性稀有金屬，價(jià)格高昂，且抗氧化性較弱，制約了其進(jìn)一步廣泛應(yīng)用。不銹鋼具有優(yōu)異的耐腐蝕、耐高、低溫性能和可焊性，同時(shí)價(jià)格低廉［6］。在實(shí)際應(yīng)用中以不銹鋼作為頂頭基體，在其表面制備鉬合金層，保證穿孔頂頭服役性能的同時(shí)，可顯著降低生產(chǎn)成本［7-8］。然而鉬合金與不銹鋼兩者物理與化學(xué)性能具有明顯差異，直接結(jié)合會(huì)形成Mo-Fe脆性金屬間化合物，在應(yīng)力作用下易斷裂失效［9］。因此，實(shí)現(xiàn)Mo-Fe雙金屬良好結(jié)合，對實(shí)際應(yīng)用與科學(xué)研究具有重要意義。

增材制造（Additive Manufacturing，AM）作為一種新興的先進(jìn)加工技術(shù)，具有成形速度快、生產(chǎn)效率高等優(yōu)點(diǎn)［10］。按熱源的類型，可分為電弧增材制造［11］、激光增材制造［12］以及電子束增材制造。其中，電子束熔絲沉積技術(shù)（Electron Beam Freeform Fabrication，EBF3）能量高、熔深大，極適合成形難熔金屬；并且電子束熔絲沉積技術(shù)在真空環(huán)境工作，避免了保護(hù)氣體或其他雜質(zhì)污染［13-14］，所得材料致密度高、綜合力學(xué)性能好，這為制備Mo-Fe雙金屬提供一種新的思路和方法。

本研究擬采用電子束熔絲沉積技術(shù)制備Mo-Fe雙金屬，實(shí)現(xiàn)鉬合金與不銹鋼雙金屬良好冶金結(jié)合，并進(jìn)一步研究電子束束流、送絲速度、行進(jìn)速度對雙金屬材料顯微組織、熔合線元素分布、硬度及耐磨性的影響。

1 試驗(yàn)材料與方案

本試驗(yàn)以直徑1.2 mm的304不銹鋼絲材作為進(jìn)給材料，其微觀組織如圖1（a）所示，可以看出主要由面心立方晶體結(jié)構(gòu)的奧氏體組織（γ相）組成。選用150 mm×100 mm× 4 mm的軋制態(tài)TZM鉬合金板為沉積基板，其微觀組織呈現(xiàn)出小而圓的等軸晶，如圖1（b）所示［15］。304不銹鋼絲材與TZM鉬合金基板的主要化學(xué)成分分別如表1和表2所示。

表1 304不銹鋼主要化學(xué)成分［16］Tab.1 Main chemical composition of 304 stainless steel［16］

圖1 雙金屬組元顯微組織Fig.1 Microstructure of bimetallic component

如圖2所示，實(shí)驗(yàn)采用THL-8kW型電子束設(shè)備，按照表3所示沉積實(shí)驗(yàn)工藝參數(shù)在TZM鉬合金基板表面沉積單道單層不銹鋼，以實(shí)現(xiàn)Mo-Fe雙金屬結(jié)合。鉬合金基板要求表面平整，在進(jìn)行電子束熔絲沉積之前，使用砂紙打磨除去基板表面的氧化膜，無水乙醇除油，并保持清潔。最后使用超聲波清洗機(jī)清洗基體30 min。試驗(yàn)完成后利用線切割將單道沉積樣品沿著截面切割為5 mm厚的試樣，隨后用金相砂紙對試樣進(jìn)行打磨、拋光與腐蝕，以用于后續(xù)顯微組織觀察與性能測試分析。

表3 電子束熔絲沉積基本工藝參數(shù)Tab.3 Basic process parameters of electron beam fuse deposition

圖2 電子束熔絲沉積技術(shù)原理圖Fig.2 Schematic diagram of electron beam fuse deposition technology

采用ZEISS-Image A2m型光學(xué)顯微鏡（50～100×）觀察樣品宏觀形貌；采用Hitachi S-4800型雙束掃描電子顯微鏡（SEM）及配帶的 Quantax 型X 射線能譜分析儀（EDS）表征材料顯微組織與元素分布；采用HX-1000TM型維氏顯微硬度計(jì)對雙金屬進(jìn)行顯微硬度測試，測試載荷為500 g，加載時(shí)間為10 s，每個(gè)樣品在橫截面上選取9個(gè)均勻間距的測試點(diǎn)，多次測量取平均值；采用R-tecMFT-5000型球面往返式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對各試驗(yàn)狀態(tài)雙金屬的耐磨性進(jìn)行測試，測試參數(shù)為載荷5 N、往復(fù)速度4 mm/s、往復(fù)摩擦距離2 mm及10 min的摩擦?xí)r間。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 組織分析

圖3為不同工藝參數(shù)下的Mo-Fe雙金屬宏觀形貌，可以看出電子束熔絲沉積成形Mo-Fe雙金屬表面呈魚鱗紋狀，無明顯裂紋。不同工藝參數(shù)下單道不銹鋼沉積層層寬不同。試樣1和試樣4的沉積層層寬較大，分別為4±0.02 mm和5±0.04 mm；試樣2和試樣3的沉積層層寬較小，分別為3±0.10 mm和2.5±0.02 mm。沉積層層寬與熱輸入q相關(guān)，q與電子束熔絲沉積工藝參數(shù)之間具有如下關(guān)系［18］：

圖3 Mo-Fe雙金屬宏觀形貌圖Fig. 3 Mo-Fe bimetallic macroscopic morphology diagram

式中U為加速電壓，I為電子束束流，V為基板行進(jìn)速度，η為熱效率。本實(shí)驗(yàn)中加速電壓U為60 kV，η為常數(shù)。因此由公式（1）可知，熱輸入q與電子束束流I成正比，與基板行進(jìn)速度V成反比。在電子束束流和送絲速度不變的情況下，隨基板行進(jìn)速度減小，熱輸入增大，熔融金屬的流動(dòng)性增加，熔體更易向兩側(cè)鋪展，沉積層寬度隨之增加。由公式（1）計(jì)算可得各試樣的熱輸入值q1=7.2ηJ/mm，q2=4.5ηJ/mm，q3=4ηJ/mm，q4=13.2ηJ/mm，試樣4的熱輸入最大，試樣3的熱輸入最小，因此試樣4層寬最大，試樣3層寬最小。

圖4為Mo-Fe雙金屬顯微組織。由圖4可知，在電子束熔絲沉積過程中，改變工藝參數(shù)會(huì)影響鉬合金與不銹鋼的結(jié)合效果。如圖4（a）和（c）所示，Mo-Fe雙金屬間存在裂紋。在電子束束流不變的情況下，增大送絲速度或基板行進(jìn)速度，熱輸入減少使熔池溫度下降，部分絲材未完全熔化，且已經(jīng)熔化的金屬液滴未完全鋪展與基體結(jié)合就已經(jīng)凝固，導(dǎo)致雙金屬間結(jié)合很差。而圖4（b）和（d），雙金屬結(jié)合良好，未出現(xiàn)裂紋等其他缺陷。這是因?yàn)殡娮邮髟龃蠡蚧逍羞M(jìn)速度減小時(shí)，熱輸入增加，熔池溫度升高，熔化的金屬絲材增多。同時(shí)由于電子束能量高，熔深大，在沉積時(shí)會(huì)對熔池中的液態(tài)金屬進(jìn)行劇烈的攪動(dòng)和沖擊，從而導(dǎo)致熔融液態(tài)金屬在熔池中迅速地流動(dòng)和混合，充分鋪展到基體表面，使得雙金屬間有較好的結(jié)合［17］。

圖4 不同工藝條件下雙金屬的顯微組織Fig.4 Microstructure of bimetallic under different process conditions

由圖4可知，在接近熔合線處的晶粒較為粗大，靠近表層晶粒尺寸減小。不銹鋼沉積層底部區(qū)域的晶粒沿垂直于熔合線方向生長為柱狀晶，如圖4（d）所示。在電子束熔絲沉積過程中，熱量會(huì)通過基板散失，因此垂直于熔合線的方向上，溫度梯度最大，晶粒沿散熱反方向呈柱狀生長，形成柱狀晶［19］。當(dāng)基板行進(jìn)速度小，電子束束流較大，熱輸入增加使凝固速率降低，柱狀晶有足夠的時(shí)間進(jìn)行外延生長。而表層金屬的冷卻速率比底部金屬的冷卻速率要大，沉積層表面產(chǎn)生了尺寸較細(xì)小的等軸晶區(qū)。

2.2 界面微觀分析

為更加清晰地了解各元素在沉積過程中的變化趨勢，采用線掃描的方法對雙金屬的界面進(jìn)行成分分析，得到如圖5所示的結(jié)果。由圖5（a）可以看出，Mo-Fe雙金屬之間結(jié)合良好，界面不存在未結(jié)合區(qū)。圖5（b）表明，主要合金元素Mo和Fe在基體至沉積層的掃描路徑上，存在一定的濃度梯度分布趨向。當(dāng)掃描點(diǎn)到達(dá)雙金屬界面處時(shí)，可以明顯觀察到Mo元素的降低和Fe元素含量的升高，且兩種元素的含量都出現(xiàn)一定的減少。由Fe-Mo相圖可知，Mo和Fe元素反應(yīng)形成了μ相，并由此產(chǎn)生了Mo和Fe元素的消耗，生成的μ相對應(yīng)于圖5（b）中狹小的區(qū)域［20］。

圖5 試樣4在橫截面上的線掃描EDS結(jié)果Fig.5 Line scan EDS results of sample 4 on the cross section

2.3 顯微硬度分析

圖6顯示了雙金屬界面兩側(cè)顯微硬度分布情況。由圖6可以看出，不同工藝參數(shù)下，雙金屬的顯微硬度有明顯區(qū)別。試樣1和試樣3在熔合線附近的顯微硬度都呈現(xiàn)出下降的變化趨勢。由圖4（a）和（c）可知，雙金屬間存在間隙，兩者結(jié)合較差，硬度降低。而試樣2和試樣4在熔合線附近顯示出增加的顯微硬度變化趨勢。從圖4（b）和（d）中可以看出，試樣2和試樣4雙金屬間結(jié)合良好，在熔合線附近生成了脆性金屬間化合物，從而使得雙金屬顯微硬度提高。由圖6可見，304不銹鋼沉積層的顯微硬度整體呈現(xiàn)出下降的趨勢，由于沉積表層金屬的冷卻速率比底部金屬的冷卻速率要大，從而在沉積層表面產(chǎn)生了尺寸較細(xì)小的顯微組織。由Hall-Petch公式可知晶粒越細(xì)小，強(qiáng)化效果越好［21］，顯微硬度越高。因此試樣4呈現(xiàn)最高強(qiáng)度503 HV。

2.4 摩擦磨損性能分析

雙金屬摩擦磨損性能試驗(yàn)結(jié)果如圖7所示，所有樣品的摩擦系數(shù)曲線均表現(xiàn)出類似的變化趨勢，且在初始摩擦階段曲線不穩(wěn)定，其原因可能是由于初始接觸時(shí)雙金屬對摩擦副的壓力有一定的抵抗作用，使摩擦副與雙金屬的接觸面積較小等因素所導(dǎo)致［22］。隨摩擦?xí)r間延長，磨損加劇，磨痕深度變大，摩擦副與合金的接觸面積增大，從而使得摩擦系數(shù)逐漸提高，波動(dòng)幅度也增大，同時(shí)每組樣品間的摩擦系數(shù)的差距會(huì)變大。當(dāng)電子束束流為33 mA、送絲速度為1600 mm/min、行進(jìn)速度為150 mm/min時(shí)對應(yīng)的試樣摩擦系數(shù)略微偏低，表明具有較高硬度值的表面具有相對較好抵抗變形的能力，因此，對摩擦副的相對運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生較小阻力，摩擦系數(shù)最低，此時(shí)雙金屬表現(xiàn)出更好的耐磨性能。

圖7 雙金屬摩擦磨損性能Fig.7 Friction and wear properties of bimetallic

3 結(jié) 論

（1） 采用電子束熔絲沉積技術(shù)制備Mo-Fe雙金屬是切實(shí)可行的。

（2） 試驗(yàn)結(jié)果表明，不同工藝參數(shù)對雙金屬的冶金結(jié)合有較大影響。當(dāng)基板行進(jìn)速度減小或電子束束流增大時(shí)，熱輸入增大，沉積層層寬增加，雙金屬間結(jié)合良好。當(dāng)基板行進(jìn)速度增加或電子束束流減小時(shí)，熱輸入減小，沉積層層寬隨之變窄，雙金屬間存在間隙。

（3） 電子束熔絲沉積制備雙金屬的組織、顯微硬度及耐磨性與工藝參數(shù)有直接聯(lián)系。當(dāng)電子束束流增大且基板行進(jìn)速度減小時(shí)，熱輸入最大，在該工藝參數(shù)下的雙金屬組織更加細(xì)小，顯微硬度更高（503 HV），耐磨性更好。