孫桂芳，梁 京，陳歲元，劉常升

(1. 東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院 材料各向異性與織構(gòu)工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110004；2 江蘇大學(xué) 機(jī)械學(xué)院，鎮(zhèn)江 212013)

碳鋼上激光輔助沉積Co-285合金的組織與性能

孫桂芳1,2，梁 京1，陳歲元1，劉常升1

(1. 東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院 材料各向異性與織構(gòu)工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110004；2 江蘇大學(xué) 機(jī)械學(xué)院，鎮(zhèn)江 212013)

利用激光輔助直接金屬沉積技術(shù)在1018低碳鋼上沉積Co-285單壁墻，并利用優(yōu)化參數(shù)制得大面積沉積層。利用光學(xué)顯微鏡、附帶能譜儀的掃描電鏡、X射線衍射儀、顯微硬度計(jì)和磨損試驗(yàn)機(jī)研究沉積單壁墻或沉積層的顯微組織、成分、物相、橫截面的顯微硬度分布和耐磨性。結(jié)果表明：沉積的單壁墻無氣孔和裂紋等缺陷，成形性能良好，且與基體形成冶金結(jié)合；單壁墻由枝晶和枝晶間共晶組成；所有工藝參數(shù)下單壁墻的硬度相差不大；當(dāng)激光功率為0.8 kW、送粉率為8.6 g/min、掃描速度為0.375 m/min時(shí)，單壁墻硬度值最大，達(dá)到407HV0.5；在此參數(shù)下制得沉積層的組織與單壁墻的類似，其相組成為α-Co固溶體、富Cr的M23C6和Co3W；磨損60min后，沉積層體積損失為1.4 mm3；磨損機(jī)制為研磨磨損、粘著磨損和氧化磨損的混合磨損。

Co-285合金；單壁墻；金屬沉積；磨損

鈷基合金廣泛應(yīng)用于對耐磨性、耐蝕性和抗熱性要求較高的領(lǐng)域中，如軍事、商用飛機(jī)渦輪發(fā)動機(jī)葉片和其它高溫結(jié)構(gòu)組件的制備中。Co基合金的上述優(yōu)良性能來源于Co元素的特性，Cr、W和Mo元素的固溶強(qiáng)化，金屬碳化物的形成以及 Cr元素的耐蝕性[1-2]。對于Co基合金來說，時(shí)效硬化是其主要強(qiáng)化機(jī)制。一般來講，時(shí)效硬化中產(chǎn)生的強(qiáng)化碳化物是粗大的初生碳化物和細(xì)小的二次碳化物。在鑄態(tài)條件下，初生碳化物分布在晶界和枝晶間區(qū)域；二次碳化物(主要為Cr23C6)是從Co基合金的奧氏體基體中析出的，分布在奧氏體基體中。由此可見，熱處理對 Co基合金的使用性能有重要影響。Co基合金常用的熱處理方式為傳統(tǒng)的退火和淬火[1-3]、激光涂覆和合金化[4-8]。對于利用激光輔助直接金屬沉積技術(shù)沉積的 Co基高溫合金多數(shù)為Stellite 6[9]，除了XUN等[10]進(jìn)行過關(guān)于Co-285合金的研究外，未見其它報(bào)道。

激光輔助直接金屬沉積(Laser-aided direct metal deposition，LADMD)是一種基于材料添加的制造工藝，可以實(shí)現(xiàn)沉積材料和基體的冶金結(jié)合[11-12]，它結(jié)合計(jì)算機(jī)輔助設(shè)計(jì)和制造，傳感器技術(shù)和激光涂覆技術(shù)。這種技術(shù)的優(yōu)越性在于它具有原材料選擇廣泛、應(yīng)用范圍廣、對環(huán)境影響小、多余材料易于清理等優(yōu)點(diǎn)[13]，可以用于制造硬金屬或者稀有金屬組件[14-15]、修復(fù)難熔和貴重組件[16]等。

為了得到所需的幾何尺寸和材料性能，必須對諸如激光功率，光斑尺寸，掃描速度和粉末質(zhì)量流率進(jìn)行精確控制。本文作者中采用1018低碳鋼作為基體，采用正交實(shí)驗(yàn)方法確定優(yōu)化工藝參數(shù)，研究優(yōu)化參數(shù)下得到的Co-285沉積層的組織和物相，測試沉積層的硬度和耐磨性，對相應(yīng)的強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行了分析。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)設(shè)備和材料

實(shí)驗(yàn)所用激光設(shè)備為密歇根大學(xué)的激光工作系統(tǒng)，系統(tǒng)包括6 kW射頻激發(fā)CO2激光器和與之匹配的由Allan Bradley 8400控制器控制的五軸工作臺。激光器功率范圍為 0~6 kW，工作臺的掃描速度范圍為0~169.3 mm/s。工作臺范圍為1 m×0.5 m×0.5 m，承載質(zhì)量為0.5 t?；w材料為1018低碳鋼。涂層材料為Co-285粉末(由PRAXAIR 公司提供，和Co-31合金成分相近)，粉末尺寸為 45~125 μm。1018低碳鋼和Co-285粉末的化學(xué)成分分別如表1和2所列。

表1 1018低碳鋼的化學(xué)成分Table1 Chemical composition of 1018 mild steel (mass fraction, %)

表2 Co-285粉末的化學(xué)成分Table2 Chemical compositions of Co-285 powders (mass fraction, %)

1.2 制備工藝

將1018低碳鋼切割成100 mm×50 mm×10 mm的試樣塊，打磨去掉表面氧化層，然后用丙酮和去離子水清洗試樣。正交實(shí)驗(yàn)中采用的3個(gè)因素分別是激光功率(A)、粉末流率(B)和掃描速度(C)。實(shí)驗(yàn)中進(jìn)行幾組嘗試實(shí)驗(yàn)后，確定正交實(shí)驗(yàn)參數(shù)。送粉氣體 He和保護(hù)氣體He的流速分別是1.93×105Pa和1.72×105Pa，激光光斑直徑為0.5 mm。利用正交實(shí)驗(yàn)參數(shù)制得沿高度Z方向掃描10次的單壁墻，其結(jié)構(gòu)示意圖如圖 1(a)所示。觀察其組織，測量其尺寸和硬度，確定最佳工藝參數(shù)。然后，在優(yōu)化參數(shù)下制得大面積沉積層。采用十字交叉方式進(jìn)行上下層掃描(見圖1(b))，共沉積6層，制作磨損試樣。Y和Z方向步長分別為0.76 mm和0.25 mm，X方向掃描長度為25 mm。同層中相鄰激光掃描軌道搭接率為50%。

圖1 直接金屬沉積的單壁墻和沉積方式示意圖Fig.1 Schematic diagram of deposited single walls (a) and deposition pattern (b)

1.3 性能測試

激光掃描后的試樣經(jīng)過切割、拋光和腐蝕后(腐蝕液為65%HNO3和32%HCl，體積比為1∶3)制成金相試樣，用于光學(xué)顯微鏡(Nikon eclipse ME 600)和附帶能譜儀的掃描電鏡(Philips XL30FEG SEM)觀察。使用Rigaku rotating Anode X-ray Diffractometer檢測沉積層中物相，采用Cu靶，Kα射線，場電壓和電流分別為20 kV和100 mA，掃描速度為2(?)/min。采用Clark,CM-400 AT顯微硬度儀測量硬度，載荷0.5 N，持續(xù)時(shí)間為10 s。每個(gè)單壁墻沿橫截面選取3處測量硬度，如圖1(a)中箭頭所指，采用3處測量的平均值作為硬度值。磨損實(shí)驗(yàn)機(jī)為Microphotonics, Tribometer TRBH,MT/60/NI。磨損方式為球盤式室溫空氣中干滑移磨損。磨損盤為激光直接金屬沉積的Co-285層，試樣尺寸為 20 mm×20 mm×8 mm。 磨損試樣表面經(jīng)過2000#砂紙打磨并拋光。載荷為 20 N，旋轉(zhuǎn)速度為 7 m/min。摩擦副為剛玉球(其硬度為1 570~1 800HV)，直徑為3 mm。從開始實(shí)驗(yàn)后每隔10 min測量一次磨損體積損失。測量設(shè)備為Surfcom 130A 表面光度儀。每個(gè)磨損軌道選取5處測量，然后取平均值。激光輔助直接金屬沉積試樣的磨損體積損失通過3次重復(fù)實(shí)驗(yàn)取得平均值。然后通過 SEM 觀察磨損面并分析其磨損機(jī)制。

2 結(jié)果和分析

2.1 沉積單壁墻橫截面的形貌

圖2所示為制備的9個(gè)沉積單壁墻試樣的橫截面照片。由圖2可知，在沉積功率為0.8~1.0 kW，粉末流率為6.6~10.6 g/min，掃描速度為0.30~0.45 m/min的范圍內(nèi)變化時(shí)，除試樣9可見2個(gè)宏觀氣孔外(見圖2(i)中箭頭所指)，試樣橫截面上基本上所有試樣都無裂紋、氣孔等缺陷?？梢?，Co-285是適合于激光輔助直接金屬沉積的粉末，而且激光工藝參數(shù)范圍很廣。并且由圖可見，在相同的放大倍數(shù)下，試樣6十層沉積單壁墻高度最大，試樣7十層沉積單壁墻高度最??；試樣8沉積單壁墻寬度最大，試樣3沉積單壁墻寬度最小。

研究表明[17-22]：沉積層形狀和尺寸受激光掃描速度、粉末顆粒形狀、粉末溫度場和粉末與激光束的相互作用的綜合影響。9個(gè)沉積單壁墻試樣的高度和寬度曲線如圖3所示。圖中寬度為單壁墻的平均寬度，高度為10層掃描的單層平均厚度。由圖3可知，試樣6的單層沉積厚度最大，沉積率最大。這是由于試樣6的粉末流率最大(10.6 g/min)，而掃描速度最小(30 cm/min)，故粉末有足夠的時(shí)間與激光相互作用，更多的粉末吸收激光能量而熔化沉積，從而單層沉積厚度最大。而試樣7的掃描速度最大，粉末流率最小，因而沉積速率最小。9個(gè)單壁墻試樣單層厚度與平均值的平均偏差為 4.16%，單道寬度與平均值的平均偏差為10.68%。因此，可以認(rèn)為激光直接金屬沉積同種粉末過程中工藝參數(shù)對單壁墻寬度的影響大于對單層厚

圖2 根據(jù)表3參數(shù)沉積的9個(gè)單壁墻試樣的橫截面照片F(xiàn)ig.2 Transverse-section photos of nine deposited single walls according to parameters shown in Table 3

圖3 9個(gè)沉積單壁墻試樣的平均單層厚度和掃描軌道寬度Fig.3 Average thickness of single layer and average width of single track for 9 deposited single walls

度的影響。這是由于第N層沉積的粉末在激光作用下熔化后填補(bǔ)了第N-1層激光掃描后產(chǎn)生的凹坑，經(jīng)過多次重復(fù)沉積，最終降低沉積單壁墻單層厚度值的波動。

2.2 沉積單壁墻的硬度分析

圖4所示為9個(gè)沉積單壁墻試樣沿橫截面的硬度分布。每個(gè)試樣的平均硬度值如表3所示。由圖4可見，每個(gè)試樣的硬度沿橫截面深度方向分布相對平滑，波動不大。根據(jù)表3數(shù)據(jù)可知，各試樣的平均硬度值相差不大，其中試樣 2的平均硬度值最高，為407HV0.5。

2.3 顯微組織和物相分析

試樣2沉積單壁墻橫截面的顯微組織如圖5所示。

圖4 9個(gè)沉積單壁墻試樣沿橫截面的硬度分布Fig.4 Microhardness distributions along cross-section of 9 deposited single walls

表3 正交實(shí)驗(yàn)參數(shù)表Table3 Parameters of orthogonal experimental

由圖 5(a)所示的橫截面整體形貌可知，沉積層由枝晶和枝晶間共晶組成，層邊界線明顯。由圖5(b)可知，沉積層上部組織多數(shù)為尺寸相差不大的垂直于紙面方向生長的樹枝晶，左下部枝晶生長方向?yàn)槠叫杏诩埫娣较?。圖 5(c)所示為沉積單壁墻的中部組織，也可見到明顯的層邊界。枝晶生長方向不同的原因是由于在前一道次掃描形成的熔池上部，枝晶生長方向受熱流方向的影響，此處熱流方向受熔池外部固體和大氣中氣體的綜合作用，故枝晶生長方向垂直于紙面，所以在層邊界的下部可以見到樹枝晶的橫截面形貌。而當(dāng)后續(xù)掃描進(jìn)行時(shí)，原激光掃描熔池上部的組織重新熔化，熱流方向改變，此處的枝晶生長方向平行于紙面，故可見到枝晶縱截面的形貌。由于上下枝晶生長方向的不同，造成組織不同，故可見到明顯的層邊界，這與DINDA等[23]的研究結(jié)果一致。層中由于熔池?zé)崃鞣较蚝屠鋮s速度的不同，組織也各不相同，既存在柱狀晶、也存在二次枝晶臂的樹枝晶，而且生長方向各不相同。圖5(d)所示為第一層組織圖。由于此處接近基體，此處熔池的冷卻速度最高，二次枝晶難以生長，故此處由柱狀晶組成。且在和基體結(jié)合處還存在厚度很小的平面晶，證明沉積層和基體實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合。圖5(e)和(f)所示分別為中間層和第一層的SEM像。由圖 5(e)和(f)可知，沉積層中間部位由樹枝晶組成，第一層接近基體處的組織由柱狀晶組成。其中點(diǎn)1~4的成分如表4所列。由于掃描電鏡解溶測量的局限性，沒有測量C的含量。由圖5和表4可知，除了第一層接近基體處含有Fe外，其它地方無Fe含量，既說明激光直接金屬沉積Co-285過程中的稀釋率低，也說明沉積層和基體實(shí)現(xiàn)了冶金結(jié)合。沉積層中間部位的枝晶富含Ni和Co，而晶間共晶富含W和Cr。在冷卻過程中，富含Co和Ni的α-Co枝晶先結(jié)晶出來，W和Cr就被排擠到晶間區(qū)域，因此，枝晶間富W和Cr。第一層中的元素分布情況和中間層的相似，但此處枝晶上還富含F(xiàn)e。

圖5 試樣2沉積單壁墻橫截面的顯微組織Fig.5 Microstructures of cross-section of single wall of specimen 2: (a) Whole OM morphology; (b) OM image of upper part;(c) OM image of middle part; (d) OM image of first layer; (e) SEM image of middle part; (f) SEM image of first layer near substrate

表4 圖5中點(diǎn)所對應(yīng)的化學(xué)成分Table4 Chemical compositions of spots shown in Fig.5(mole fraction, %)

選用試樣 2的工藝參數(shù)制作 6層底面積為 25 mm×25 mm的沉積層，然后分析其物相組成。圖 6所示為沉積層的XRD譜。由圖6可見，沉積層含有α-Co 固溶體、M23C6和Co3W。由于Co和 Ni都是面心立方結(jié)構(gòu)，且原子半徑也相近，所以二者極易形成固溶體。另外，W、Cr和C在α-Co固溶體中也有一定的固溶度，所以含有Ni、Cr、W和C 的α-Co固溶體在冷卻過程中先析出。當(dāng)冷卻到共晶溫度時(shí)，形成共晶體。根據(jù)ASM手冊的Co-W二元相圖可知，當(dāng)溫度降低到1 093℃時(shí)， Co3W 從α-Co 固溶體中析出。結(jié)合圖5、表4和圖6可知，沉積層中枝晶是由α-Co和 Co3W 組成，共晶由富Cr的M23C6碳化物、α-Co和 Co3W組成。對應(yīng)各相的反應(yīng)過程如下：

圖6 3層沉積層的XRD譜Fig.6 XRD pattern of three-layer deposited coating

根據(jù)圖6中的XRD譜的衍射峰及其對應(yīng)的θ值，利用最小二乘法得到 α-Co固溶體晶格常數(shù)的計(jì)算值為0.345 86 nm，比標(biāo)準(zhǔn)值(0.354 41 nm)偏小。這是由于受到晶格常數(shù)比α-Co固溶體大的Co3W 和 M23C6的擠壓及其它進(jìn)入固溶體的元素尺寸差別的綜合作用造成的。

2.4 沉積層的磨損實(shí)驗(yàn)及結(jié)果分析

6層沉積層的硬度平均值為420HV0.5，較相同工藝參數(shù)下獲得單壁墻的平均硬度稍微高一點(diǎn)。

圖7所示為磨損實(shí)驗(yàn)中沉積層的體積損失隨時(shí)間的變化曲線。由圖7可見，隨著磨損時(shí)間的延長，體積損失增加，磨損60 min(420 m)后，沉積層體積損失為1.4 mm3。JANSSON等[6]研究認(rèn)為：激光熔覆Stellite 6 涂層時(shí)，在載荷為45 N、摩擦副為橡膠輪、徑向速度為1.23 m/s、磨損距離為370 m時(shí)，涂層體積損失為9~16 mm3。由于摩擦條件不同，Co-285沉積層和Stelliteb涂層的耐磨性不可做定量比較，但可以看出，本試驗(yàn)制備的沉積層耐磨性較激光熔覆 Stellite 6 涂層的耐磨性有所提高。原因是由于M23C6和Co3W 硬質(zhì)相的形成和過飽和 α-Co 固溶體中的固溶強(qiáng)化作用使沉積層得到強(qiáng)化，并且枝晶和枝晶間都得到合金元素的固溶強(qiáng)化。

圖7 在磨損實(shí)驗(yàn)中6層沉積層磨損體積損失隨時(shí)間的變化曲線Fig.7 Changing curves of wear volume loss with sliding time for six-layer deposited coating in wear tests

圖8 所示為磨損實(shí)驗(yàn)后沉積層磨損表面的形貌。由圖8(a)和(b)可以看出，磨損表面有宏觀犁溝，表明存在研磨磨損，其中磨損顆粒為磨屑。另外，圖8(b)中犁溝較圖 8(a)中犁溝深而且面積大，表明隨著時(shí)間的增加，磨損加劇。在研磨磨損中，磨損表面會和摩擦副的硬質(zhì)顆?；蛘哂餐蛊鹣嘟佑|。由于 Co基合金塑性很好，當(dāng)沉積層磨損面和硬質(zhì)三維凸起物間的接觸壓超過沉積層表面彈性極限時(shí)，會使表面塑性變形產(chǎn)生的材料側(cè)向移動，導(dǎo)致微觀犁溝邊上出現(xiàn)褶皺(見圖8(c))。這些褶皺在隨后的磨損中會作為磨損碎片繼續(xù)磨損表面，其程度和硬質(zhì)顆粒的幾何尺寸、沉積層表面的應(yīng)變硬化能力和界面間摩擦有關(guān)。同時(shí)由圖8(c)和(d)可看到，片狀磨屑從沉積層中被挖出或者其它材料粘附在磨損面上，表明存在粘著磨損。另外對磨屑的能譜分析表明，磨屑中存在 O，說明也存在氧化磨損。

3 結(jié)論

1) 激光直接金屬沉積Co-285合金粉末可以得到成形性能良好且與基體為冶金結(jié)合的沉積層。

2) 所有工藝參數(shù)下沉積的單壁墻的硬度相差不大，當(dāng)激光功率為800 W、送粉率為8.6 g/min、掃描速度為 37.5 cm/min時(shí)所得單壁墻的硬度最大，為407HV0.5。在此參數(shù)下制得的6層沉積層的XRD結(jié)果表明，沉積層由α-Co 固溶體、M23C6和Co3W組成。

3) 磨損60 min后，沉積層的體積損失為1.4 mm3。磨損機(jī)制為粘著磨損、研磨磨損和氧化磨損的混合磨損。

圖8 在磨損不同時(shí)間后沉積層磨損表面的SEM像Fig.8 SEM images of wear surfaces for deposited coatings after wear test of 10 min (a) and 60 min ((b), (c), (d))

致謝

感謝美國密歇根大學(xué)工學(xué)院機(jī)械系激光智能制造中心和密歇根大學(xué)微電子束分析中心提供的設(shè)備幫助及其相關(guān)成員提供的有用的討論。

REFERENCES

[1] JIANG W H, GUAN H R, HU Z Q. Development of a heat treament for a directionally solidified cobalt-base superalloy[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 1999, 30(8):2251-2254.

[2] KUZUCU V, CEYLAN M C, ELIK H, AKSOY I. Phase investigation of a cobalt base alloy containing Cr, Ni, W and C[J]. Journal of Materials Processing Technology, 1998, 74(1/3):137-141.

[3] OPIEKUN Z. Kinetics of secondary carbide precipitation in boron-modified cobalt alloys of MAR-M509 type[J]. Journal of Materials Science, 1991, 26(12): 3386-3391.

[4] NIEDERHAUSER S, KARLSSON B, SOTKOVSZKI P.Microstructural development in the heat-affected zone of a laser-cladded steel[J]. Z Metallkd, 2005, 96: 370-376.

[5] LO K H, KWOK C T, CHENG F T, MAN H C. Corrosion resistance of laser-fabricated metal—matrix composite layer on stainless steel 316L[J]. Journal of Laser Application, 2003, 5(2):107-114.

[6] JANSSON A, ION J C, KUJANP?? V. CO2and Nd: YAG laser cladding using stellite 6[C]//First International Symposium on High-Power Laser Macroprocessing. Proceedings of SPIE, 2003,4831: 475-480.

[7] FAROOQ M U, KLEMENT U, NOLZE G. Microstructural characterization of a Co-Cr-Mo laser clad applied on railway wheels[J]. International Journal of Materials Research, 2006, 97:838-844.

[8] CHIANG K A, CHEN Y C. Microstructural characterization and microscopy analysis of laser cladding Stellite 12 and tungsten carbide[J]. Jouranl of Materials Processing Technology, 2007,182: 297-302.

[9] THIVILLON L, BERTRAND P H, LAGET B, SMUROV I.Potential of direct metal deposition technology for manufacturing thick functionally graded coatings and parts for reactors components[J]. Journal of Nuclear Materials, 2009, 385:236-241.

[10] SUN G F, LIU C S, DINDA G P, MAZUMDER J. Laser-aided direct metal deposition of Co-285[C]//ICALEO 27th International Congress on Application of Lasers & Electro-Optics. Temecula,CA: Pechanga Resort & Casino, 2008.

[11] MAZUMDER J, SCHIFFERER A, CHOI J. Direct materials deposition: designed macro and microstructure[J]. Materials Research Innovations, 1999, 3: 118-131.

[12] PINKERTON A J, LI L. The development of temperature fields and powder flow during laser direct metal deposition wall growth[J]. Journal of Mechanical Engineering Science, 2004,218: 531-541.

[13] MORROW W R, QI H, KIM I, MAZUMDER J, SBERLO S J.Environmental aspects of laser-based and conventional tool and die manufacturing[J]. Journal of Cleaner Production, 2007, 15:932-943.

[14] KRANTZ D, NASLA S, BYME J, ROSEMBERGER B.On-Demand spares fabrication during space missions using laser direct metal deposition[C]//Proceedings of Space Technology and Applications International Forum. New York: American Institute of Physics, 2001, CP552: 170-175.

[15] CHOI J, CHANG Y. Characteristics of laser aided direct metal/material deposition process for tool steel[J]. International Journal of Machine Tools & Manufacture, 2005, 45: 597-607.

[16] BACKES G, KREUTZ E W, GASSER A, HOFFMANN E,KETGEN S, WISSENBACK K, POPRAWE R. Laser-shape reconditioning and manufacturing of tools and machine parts[C]//Proceedings of ICALEO ’98. Orlando, Florida, 1998:48-56.

[17] LIN J M. Temperature analysis of the powder streams in coaxial laser cladding[J]. Optics and Laser Technology, 1999, 31(8):565-570.

[18] LIU C Y, LIN J M. Thermal processes of a powder particle in coaxial laser cladding[J]. Optics and Laser Technology, 2003,35(2): 81-86.

[19] PINKERTON A J, LI L. An analytical model of energy distribution in laser direct metal deposition[J]. Journal of Engineering Manufacture, 2004, 218: 363-374.

[20] HE X, MAZUMDER J. Transport phenomena during direct metal deposition[J]. Jouranl of Applied Physics, 2007, 101(5):053113-1-9.

[21] QI H, MAZUMDER J, KI H. Numerical simulation of heat transfer and fluid flow in coaxial laser cladding process for direct metal deposition[J]. Jouranl of Applied Physics, 2006, 100:024903-1-11.

[22] PEYRE P, AUBRY P, FABBRO R, NEVEU R, LONGUET A.Analytical and numerical modeling of the direct metal deposition laser process[J]. Journal of Physics D: Applied Physics, 2008, 41:025403-1-10.

[23] DINDA G P, DASGUPTA A K, MAZUMDER J. Laser aided direct metal deposition of Inconel 625 superalloy:Microstructural evolution and thermal stability[J]. Mater Sci Eng A, 2009, 509: 98-104.

Microstructure and properties of laser-aided deposited Co-285 alloy on carbon steels

SUN Gui-fang1,2, LIANG Jing1, CHEN Sui-yuan1, LIU Chang-sheng1
(1. Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials, Ministry of Education, School of Materials and Metallurgy,Northeastern University, Shenyang 110004, China;2. School of Mechanical Engineering, Jiangsu University, Zhenjiang 212013, China)

The laser-aided direct metal deposition (LADMD) technique was used to fabricate Co-285 single walls on 1018 mild steels, and large scale coatings were fabricated with optimal parameters. The microstructure, composition,phases, microhardness of the cross-section and wear resistance of the deposited single walls or coatings were analyzed by OM, SEM, XRD, microhardness tester and wear tester. The results indicate that the deposited single walls prepared with different parameters are pore and crack free, with good processability. A metallurgical bonding exists between the walls and substrates. The deposited single walls are composed of dendrites and eutectics, and the microhardness under different parameters varies a little, among which the highest hardness is 407HV0.5 when the laser power, powder flow rate and laser scanning speed are 0.8 kW, 8.6 g/min and 0.375m/min, respectively. The coating fabricated with the above parameters has the same structure as the deposited single walls, and the phases are α-Co solid solution, Cr-riched M23C6and Co3W. After wear for 60min, the wear volume loss of the coating is 1.4 mm3, the wear mechanism is a mixture of abrasive, adhesive and oxidation wear.

Co-285 alloy; deposited wall; metal deposition; wear

TG113.25; TG115.5; TG146.1

A

1004-0609(2010)02-0274-08

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50274028)

2009-03-06；

2009-06-08

劉常升，教授，博士；電話：024-83687365；E-mail：csliu@mail.neu.edu.cn

(編輯 龍懷中)