Ni/Wc粉末单道熔覆层宏观形貌的实验研究

孙文强，张德强，陈 翔，薛玉斌

（1.辽宁工业大学工程训练中心，辽宁 锦州 121001；2.辽宁工业大学机械工程与自动化学院，辽宁 锦州 121001；3.万得汽车集团有限公司，辽宁 锦州 121000）

1 引言

Cr12MoV具有良好的淬透性、耐磨性和硬度高等特点，被广泛应用于耐磨性要求高、承受较大冲击负荷的冷作模具的凸、凹模中。然而模具在正常工作中，不仅受到力与热的冲击，而且工作表面与坯料间还存在严重的摩擦，所以磨损失效是Cr12MoV冷作模具钢的主要失效类型，失效比例占到总失效数80%。当模具失效后，通常采用焊接等简单的方法修复或直接报废，造成严重的资源浪费。激光熔覆技术是20世纪新型的再造技术之一，具有基体热变形小、结合强度高、可控性强等优势，为冷冲模具制造和修复技术提供了新的手段[1]。

根据冷冲模具所需要的韧性、抗疲劳强度、较高的耐磨和硬度的性能要求。选择具有良好的润湿性、耐磨性及耐腐蚀性的镍基粉末混合具有良好的硬度和耐磨性的碳化钨粉末，作为冷冲模具刃口修复的材料可以有效地提到模具刃口表面综合能，延长模具的使用寿命[2-4]。

2 实验材料与方法

2.1 实验材料

基体材料为经过热处理的Cr12MoV钢（将基体加热至920℃渗碳处理，空冷至700℃左右后加热至800℃左右淬火处理）。基体用线切割加工成规格为（35×25×10）mm的矩形块，熔覆粉末为科金焊接材料有限公司生产的Ni/WC合金粉末。粉末使用前需在干燥箱内进行100℃烘干1h的预制处理，基体在实验前需将表面用金相砂纸打磨。

2.2 实验设备

实验设备为IPG光纤激光器YLR-3000激光器，额定功率为3kW；执行机构为6 轴KUKA 机器人KR30H 配备国产FHPF-20型无搅拌型同步送粉器。

2.3 试验设计

为研究主要工艺参数对熔覆层横截面的几何形貌的影响，根据前期实验经验，将喷头移动到距基材表面16mm（此时离焦量为5mm，光斑直径约为2mm），同时加载N2保护气体，气压设定为0.3MPa，载气流量设定为600L/h。选取激光功率、扫描速度和送粉电压的变化范围分别是（600～1500）W，（1.0～4.0）mm/s，（6～12）V。在保证实验效果的前提下减少试验次数，设计出3因素4水平的16次正交实验方案（L16（45））。

3 实验结果分析与讨论

3.1 实验结果

熔覆后利用线切割将试件沿垂直于扫描方向切开熔覆试件。为便于观测，将切割后的截面进行抛光打磨、化学腐蚀后用蔡司高级金相组织显微镜对熔覆层进行宏观形貌测量，测量方式，如图1所示。实验设计与结果，如表1所示。

图1 熔覆层横截面积几何形貌的尺寸参数Fig.1 Size Parameters of Coss-Section of the Single-Path Grometrical Morphology of Cladding Layer

根据表1中工艺参数和上述实验方案，得到各熔覆层宏观形貌和截面几何相貌，如图2所示。

表1 正交实验表和结果Tab.1 Orthogonal Test Table and Experimental Result

图2 不同工艺参数下的熔覆层宏观形貌和横截面几何形貌Fig.2 Appearance Morphology and Coss-Section of the Single-Path Grometrical Morphology of Cladding Layer for Different Process Parameters

3.2 熔覆层横截面形貌与金相组织分析

激光熔覆的熔覆层形成时所需要的激光输入能量不应采用单一参数，需要以激光能量密度去衡量。其数值计算公式为：

式中：E—激光能量密度；

P—激光功率；

D—激光光斑直径；

f—扫描速度。

根据激光熔覆的特点，单位面积内熔覆的合金粉末的质量不应选用单一的参数，需要以粉末面密度去衡量。其数值计算式为：

式中：Ψ—粉末面密度；

V—送粉量；

D—激光光斑直径；

f—扫描速度。

（送粉电压与送粉量对照关系：6V～5g/min、7V～6g/min、8V～7g/min、9V～8g/min、10V～9g/min、11V～10g/min、12V～12g/min）。

由图2可以看出熔覆层横截面大致分为凹陷型（A）、双月牙形（B）和凸起型（C）三种形貌，如图3所示。

图3熔覆层的横截面宏观形貌Fig.3 Cross-Section Macroscopic Appearance of Cladding Layer

就激光修复而言，熔覆层的宏观形貌是评价熔覆层质量的重要指标，不仅需要一定的熔池深度来获得良好的冶金结合性而且还需要具有一定的可加工余量便于二次加工[5]。图3中的熔覆层形貌为凹陷型，形成的主要的原因是单位面积内熔覆的合金粉末的质量（粉末面密度）较低，熔覆粉末未能连续的进入熔池，造成熔池内没有填入足够的熔覆材料，致使高能激光光束直接作用在基体表面，激光熔覆后只能看到基体表面的熔痕和颗粒状粉末而不能形成有效的熔覆层。图3 的熔池形貌为凸起型，形成的主要原因是由于金属粉末和基体融化所需能量不同，当单位面积内熔覆的合金粉末的质量（粉末面密度）较大且激光能量密度过低。激光通过金属粉末后，剩余的激光能量只能融化金属粉末而不能融化基体时就会出现凸起现象，这种情况主要是由于粉末面密度过大会对激光管束产生遮蔽效果，致使基体不能形成有效的熔池。

分别取代表三种形貌的（9、14、6）组熔覆层中部位置和熔覆层与基体结合处位置进行金相组织情况对比分析，如图4 所示。

图4（A）中激光能量密度过大，粉末面密度相对较少导致粉末吸收的能量过多。可以明显看到粗大的胞状晶，这种胞状晶是基体与粉末融化后所凝固得到的组织。这是由于激光能量过大且凝固速率过快，导致低共晶体减少，胞状晶逐渐增大。这种金相组织形貌含碳量较低，熔覆层硬度不足。在结合处明显看出熔合区域较深，对基体损害较大。图4（B）激光能量密度与粉末面密度比例适中，粉末吸收能量融化后析出双相体，晶胞尺寸大小均匀，熔覆层中部及以上的位置以等轴晶为主，中部靠下接近融合区域位置以柱状树枝晶为主，这是由于熔覆层由底部到顶部温度梯度逐渐减少，凝固速度逐渐增加，成分过冷程度逐渐增加所致[6]。熔覆层中含有WC硬质相并成弥散分布，是理想的金相组织形貌。结合处的熔合区域深度适中，具有较好的冶金结合性。图4（C）中由于送分量过大、激光能量相对较小，粉末吸收激光能量不足，出现部分WC不熔现象。这种金相组织形貌硬度大小分布不均。在结合处并无明显的熔合区域，熔覆层和基体泾渭分明，不具有冶金结合性。

图4 熔覆层截面中部及结合区域的金相图Fig.4 Metallographic Diagram of Middle Region and Bonding Region of Cladding Layer

图4（A）中激光能量密度过大，粉末面密度相对较少导致粉末吸收的能量过多。可以明显看到粗大的胞状晶，这种胞状晶是基体与粉末融化后所凝固得到的组织。这是由于激光能量过大且凝固速率过快，导致低共晶体减少，胞状晶逐渐增大。这种金相组织形貌含碳量较低，熔覆层硬度不足。在结合处明显看出熔合区域较深，对基体损害较大。图4（B）激光能量密度与粉末面密度比例适中，粉末吸收能量融化后析出双相体，晶胞尺寸大小均匀，熔覆层中部及以上的位置以等轴晶为主，中部靠下接近融合区域位置以柱状树枝晶为主，这是由于熔覆层由底部到顶部温度梯度逐渐减少，凝固速度逐渐增加，成分过冷程度逐渐增加所致[6]。熔覆层中含有WC硬质相并成弥散分布，是理想的金相组织形貌。结合处的熔合区域深度适中，具有较好的冶金结合性。图4（C）中由于送分量过大、激光能量相对较小，粉末吸收激光能量不足，出现部分WC不熔现象。这种金相组织形貌硬度大小分布不均。在结合处并无明显的熔合区域，熔覆层和基体泾渭分明，不具有冶金结合性。

综上所述，将正交实验表格1中的工艺参数组对照图3的截面宏观形貌进行分类：类型A（1、3、4、5、9、13），类型B（2、7、10、14、15），类型C（6、8、11、12、16）。以激光能量密度和粉末面密度作为评估指标。不难发现当激光能量密度在（100～300）J/mm2且粉末面密度在（50～150）g/mm2的区间内，激光能量密度与粉末面密度的比值达到（1.5～2.0）之间时，就可以得到宏观形貌较好的单道熔覆层（类型B）。

3.3 工艺参数对评价指标影响程度分析

以熔覆层宽度和高度的比值W/H、熔覆层极限厚度H/r和稀释率η=h/H+h作为评价指标对双月牙形熔覆层进行评价。主要原因为熔覆层宽度和高度的比值是评价平整度的指标，对多道多层熔覆搭接性具有重要影响。熔覆层高度和激光半径比可作为判断熔覆层是否出现孔洞的重要指标。有相关研究表明熔覆层的稀释率是表示基体材料在熔覆层中的扩散程度，稀释率的大小直接影响熔覆层的冶金结合性能[7-9]，如表2所示。

表2 工艺参数和评价指标Tab.2 Technological Parameter and Test Results Evaluation Index

结合表2工艺参数和评价指标，绘制出效应曲线图，如图5所示。

图5 工艺参数与评价指标效应曲线图Fig.5 Evaluating Indicators and Technological Parameter Trend Chart

图5中，宽高比（γ）、极限厚度（δ）和稀释率（η）随工艺参数的改变发生不同程度的变化。由于实验中存在误差，尚需使用方差分析法进一步确定激光能量密度和粉末面密度分别对宽高比、极限厚度和稀释率的影响。方差分析结果，如表3～表5所示。

表3 熔覆层宽高比W/H的方差分析Tab.3 ANOVA for the Ratio（W/H）

表4 熔覆层的极限厚度H/r的方差分析Tab.4 ANOVA for the Ratio（H/r）

表5 稀释率h/H+h的方差分析Tab.5 ANOVA for the Ratio（h/H+h）

对方差结果进行分析：宽高比（γ）方差分析表中F1=3.070＜F2=8.429（F1为激光能量密度、F2为粉末面密度）表示粉末面密度的影响程度大于激光能量密度；对于极限厚度（δ）方差分析表中F1=29.447＜F2=75.520 表示粉末面密度的影响程度大于激光能量密度；对于稀释率（η）方差分析表中F1=9.450＜F2=8.429表示粉末面密度的影响程度略大于激光能量密度。上述方差分析结果与图4中工艺参数与评价指标效应曲线图所描述极差直观分析一致。

宽高比主要影响参数为粉末面密度。由图5（a）可知熔覆层的宽高比随着粉末面密度变大而减小。这是由于粉末面密度变大（送粉量变大或扫描速度变小）熔覆到基体上的粉末不断累积致使熔覆层不断增高导致高度变化趋势逐渐大于宽度变化趋势。

极限厚度主要影响参数为粉末面密度。由图5（b）可知熔覆层的极限厚度随着粉末面密度变大而增大。当激光光斑直径一定时，粉末面密度变大（送粉量变大或扫描速度变小）熔覆到基体上的粉末不断累积，熔覆层不断增高，致使极限厚度也不断增加。

稀释率主要的影响参数中激光能量密度略小于粉末面密度。由图5（c）可知稀释率随着激光能量密度与粉末面密度增大而减小。结合宏观形貌规律分析进行讨论，当激光能量密度与粉末面密度比值越大时，输入的激光能量被粉末吸收后扩散程度，稀释率的大小直接影响熔覆层的冶金结合性能[7-9]。

4 结论

（1）当激光能量密度在（100～250）J/mm2的同时粉末面密度（50～100）g/mm2的区间内，激光能量密度与粉末面密度的比值达到（1.5～2.0）之间时，可以得到较好的双月牙形单道熔覆层。

（2）在上述工艺参数内，双月牙形熔覆层晶胞尺寸大小均匀，中部以上位置以等轴晶为主，融合区域以柱状树枝晶为主，WC硬质相弥散分布，结合处具有良好的冶金结合性。

（3）随着激光能量密度与粉末面密度的比值由大到小，熔覆层中部位置金相组织也有粗大的胞状晶向等轴晶、树枝晶、及未融化的WC组织转变。

（4）粉末面密度是熔覆层宽高比和极限厚度的主要影响因素，粉末面密度越大，熔覆层宽高比越小，极限厚度越大。激光能量密度与粉末面密度的比值是稀释率的主要影响因素，稀释率随着激光能量密度与粉末面密度的比值增大而减小。