陳翔，張德強，李金華，孫文強，樸若華

激光輻照區(qū)中心溫度對高速鋼刀具熔覆WC/Co陶瓷層裂紋與組織的影響

陳翔1a，張德強1b，李金華1b，孫文強1a，樸若華2

（1.遼寧工業(yè)大學 a.工程訓練中心，b. 機械工程與自動化學院，遼寧 錦州 121001；2.大連市經(jīng)濟貿(mào)易學校 實訓中心，遼寧 大連 116000）

研究M2高速鋼刀具表面激光熔覆WC/Co陶瓷層的輻照區(qū)中心溫度對熔覆層邊界裂紋、組織的影響規(guī)律與裂紋產(chǎn)生機理。采用IPG光纖激光器在M2高速鋼刀具表面制備WC/Co陶瓷熔覆層，對多因素激光工藝參數(shù)進行耦合，用刀具基體表面輻照區(qū)的中心溫度（）和作用于單位質(zhì)量粉末的中心溫度（）對熔覆層進行分析。運用顯微硬度計、SEM、EDS等手段表征熔覆層的宏觀形貌、顯微硬度與組織。小于3535 K時，熔覆層通常表現(xiàn)為單邊裂紋；達到4329 K時，熔覆層裂紋長度及寬度成倍增加并沿結(jié)合線的方向擴展；達到5009 K以上時，熔覆層縱向貫穿裂紋數(shù)量增加，熔覆層內(nèi)部開始出現(xiàn)大面積的組織缺陷。小于19 884 K/g時，熔覆層最高硬度數(shù)值與其近乎成等比增長趨勢，熔覆層主要由WC胞狀晶、W2C枝晶為主要強化相的不規(guī)則組織構(gòu)成；為19 884 K/g時，熔覆層最高硬度為1400HV；達到19 884 K/g以上時，熔覆層最高硬度值逐漸下降，熔覆層組織繼續(xù)長大并開始團聚，逐漸形成以WC為主要強化相的塊狀組織結(jié)構(gòu)；超過23 614 K/g時，熔覆層左右邊界結(jié)合區(qū)出現(xiàn)比較明顯的富WC陶瓷層。在輻照區(qū)中心溫度小于3535 K時，WC/Co陶瓷層內(nèi)裂紋可以較為穩(wěn)定地控制在熔覆層邊界處。裂紋的源頭多在熔覆層與基體結(jié)合的左右邊界處，隨著中心溫度升高，裂紋沿熔覆層結(jié)合線方向擴展延伸。作用于單位質(zhì)量粉末的中心溫度對陶瓷熔覆層最高顯微硬度的影響最為明顯。較低時，激光溫度梯度與熔凝速度之比對陶瓷熔覆層的組織形態(tài)和硬度影響更大；較高時，冷卻速度對陶瓷熔覆層的組織形態(tài)和硬度影響更大。陶瓷熔覆層邊界裂紋的產(chǎn)生和擴展與熔覆層和基材的物性參數(shù)差異、溫度梯度變化、基材翹曲變形、陶瓷相分布情況有關(guān)。

激光熔覆；中心溫度；邊界裂紋；WC/Co陶瓷熔覆層；顯微組織；高速鋼刀具

激光熔覆技術(shù)由于其快速靈活、節(jié)能環(huán)保、非接觸式加工等優(yōu)點，越來越受到國內(nèi)外研究者的關(guān)注[1-2]。同時，由于其局部定向加工、熱影響范圍小、適應性強等特點，在刀具破損修復、綠色再制造、表面改性等方面，具有傳統(tǒng)刀具加工及修復方法無法比擬的優(yōu)勢[3-6]。在刀具的激光熔覆加工過程中，選擇適合刀具基材的熔覆材料對修復后的刀具性能至關(guān)重要[7]。WC/Co是近年來備受學者們關(guān)注的熔覆金屬陶瓷粉末，其中Co熔體可以為WC提供良好的潤濕性，硬質(zhì)WC金屬陶瓷相能夠有效增加熔覆層的硬度，進而大幅度提高修復體的硬度指標，是刀具熔覆修復材料中較為理想的增強相之一[8-10]。李福泉等[11]在H13鋼表面激光熔覆不同WC含量（以質(zhì)量分數(shù)計）的WC/Ni60A復合粉末，發(fā)現(xiàn)WC分別為20%、33%、50%時，熔覆層的硬度相對基體顯著提高，分別達到了730、760、810HV。王開明等[12]利用6 kW光纖激光器在Q235鋼表面激光熔覆Ni基WC復合涂層，發(fā)現(xiàn)隨著WC含量增加，熔覆層硬度增加，當WC達到40%時，熔覆層硬度可達到基體硬度的5倍以上。但WC陶瓷增強相由于具有高脆性、高硬度、低韌性等特點，在激光熔覆過程中，一旦粉末中WC含量過高時，極易造成熔覆層內(nèi)熔池溫度梯度大、熱應力集中、陶瓷相成分偏析等問題，導致熔覆層容易出現(xiàn)裂紋、空洞等組織缺陷[13-15]。因此，WC陶瓷熔覆層的熔覆工藝參數(shù)選擇問題制約了WC金屬陶瓷材料在刀具激光熔覆修復方面的應用。

在刀具表面激光熔覆過程中，影響WC陶瓷層宏觀形貌、微觀組織及性能的因素主要有熔覆材料的物性參數(shù)（熔點、熱導系數(shù)、熱擴散系數(shù)、熱膨脹系數(shù)等）和激光加工的工藝參數(shù)（激光功率、送粉率、掃描速度、光斑直徑等）[16-17]。眾多學者對含有WC增強相的熔覆涂層進行了大量研究。徐衛(wèi)仙等[18]采用半導體激光器在H13鋼表面激光熔覆Co基WC復合粉末，對熔覆層物相、硬度、常溫及高溫磨損性能進行了研究。何斌峰等[19]采用激光熔覆工藝在TC4鈦合金基體上制備了Ni60-25%WC+10%TiC復合涂層，對熔覆層物相、組織、耐磨性進行了研究。但現(xiàn)有文獻多數(shù)只研究了WC增強相對熔覆層性能的綜合影響，而對WC陶瓷層中的開裂問題，特別是針對刀具表面熔覆高含量的WC陶瓷層的裂紋問題，以及輻照區(qū)域的中心溫度對WC陶瓷層性能的影響研究較少，而裂紋與輻照區(qū)中心溫度又恰好是影響刀具熔覆層形貌與性能的關(guān)鍵因素[20-21]。因此，本文在M2高速鋼刀具表面熔覆WC/Co陶瓷層，從多因素工藝參數(shù)對熔覆層耦合影響的角度出發(fā)，研究激光輻照刀具基體表面輻照區(qū)的中心溫度及作用于單位質(zhì)量粉末的中心溫度對WC/Co陶瓷熔覆層邊界裂紋、硬度與組織的影響規(guī)律，為在刀具上制備高含量的陶瓷熔覆層的參數(shù)選擇，提供理論基礎(chǔ)。

1 實驗

實驗基材選用M2型（W6Mo5Cr4V2）超硬高速鋼刀條，刀條厚度為4 mm。熔覆材料選用WC/Co包覆型粉末，其中WC高達88%，粉末粒度為20~50 μm，基材和熔覆材料的主要組成見表1。根據(jù)初期加工經(jīng)驗，選取熔覆層質(zhì)量比較穩(wěn)定的工藝參數(shù)，其中激光功率的取值為600~1800 W，掃描速度的取值為1× 10–3~4×10–3m/s，送粉率的取值為9~16 g/min，激光的光斑直徑統(tǒng)一為定值，取=2×10–3m。

表1 WC/Co包覆粉與M2基體的主要組成

Tab.1 The main components of WC/Co coating powder and M2 substrate wt %

采用YLR-3000型光纖激光加工系統(tǒng)制備。控制系統(tǒng)采用多軸KUKA機器手運動帶動熔覆頭，實現(xiàn)熔覆軌跡，熔覆頭為同軸送粉方式。送粉系統(tǒng)采用國產(chǎn)FHPF-20型雙筒盤式送粉器，送粉載氣和保護氣體均為N2。熔覆前，將M2高速鋼基材分段切割為30 mm×12 mm×4 mm的獨立基體樣本，可以消除多次實驗中激光熱量的累加。隨后進行二次磨平，目的是消除基體切割表面的氧化和切割夾持的變形。對熔覆材料進行充分烘干，對基材表面進行無水乙醇清潔處理，待完全風干后，進行熔覆實驗。

熔覆實驗后，采用線切割對熔覆層進行切割，用MR5000型金相顯微鏡觀察熔覆截面及組織，采用HVS-1000型顯微硬度計測試單道熔覆層硬度，通過HITACHI-S3400N型掃描電鏡和能譜儀分析熔覆層組成。

2 結(jié)果和分析

2.1 表面輻照區(qū)中心溫度的理論計算

激光熔覆是一個復雜的過程，各個工藝參數(shù)都影響著熔覆層的形貌與內(nèi)部組織，若單獨用某一個熔覆參數(shù)來評價熔覆層的質(zhì)量，容易造成分析的不全面，因此本文通過激光束輻照基體表面的溫度變化對熔覆層進行分析。假設激光功率密度分布符合高斯定律，激光光斑擬定為圓形且功率密度分布均勻，那么入射到基材表面用于熔覆的激光功率密度可由公式(1)表示：

式中：為激光的輸出功率；為激光光斑直徑；為熔覆加工系統(tǒng)中激光能量的轉(zhuǎn)化率。

由熱傳導方程可知，激光輻照工件表面的輻照區(qū)中心溫度可由公式(2)表示[22]：

式中：為入射到基材表面用于熔覆的激光功率密度；粉為熔覆粉末的導熱系數(shù)；粉為熔覆粉末的熱擴散系數(shù)；為激光束與熔池的瞬態(tài)作用時間，其計算可由公式(3)表示。

式中：為激光光斑直徑；為激光熔覆的掃描速度。

將公式(1)、(2)、(3)聯(lián)立，就可以推導出表面輻照區(qū)中心溫度與激光工藝參數(shù)之間的對應關(guān)系，如公式(4)所示：

式中：粉、粉均采用混合粉末調(diào)和平均的方法計算獲得。兩組成相粉末的粉、粉計算如公式(5)表示：

式中：1、2分別為兩組成相的熱擴散系數(shù)，1、2分別為兩組成相的導熱系數(shù)，1、2分別為對應相的質(zhì)量分數(shù)。對于固定的激光加工系統(tǒng)，激光光斑直徑在一次熔覆中是不變的，熔覆加工中，激光能量的轉(zhuǎn)化率假設為定值，則公式(4)可以簡化為：

由上式可以得出，對于特定的激光加工系統(tǒng)，為固定值，因此表面輻照區(qū)的中心溫度僅與激光功率和掃描速度有關(guān)。根據(jù)資料可知，WC/Co粉末中WC的熱擴散系數(shù)WC=59.55×10–6m2/s，Co的熱擴散系數(shù)Co=18.94×10–6m2/s；WC的導熱系數(shù)WC= 121 W/(m·K)，Co的導熱系數(shù)Co=69 W/(m·K)。由公式(5)可得，混合粉末的熱擴散系數(shù)粉=47.37×10–6m2/s，導熱系數(shù)粉=111 W/(m·K)。熔覆加工中，激光能量的轉(zhuǎn)化率受到不同激光加工系統(tǒng)的影響。熔覆過程中，激光系統(tǒng)輸出的總能量不僅用于熔覆粉末和基體材料的熔化吸收，很大一部分的能量還消耗于激光入射到基體表面發(fā)生的反射，還有一部分能量在基體材料中傳遞并向周圍環(huán)境擴散，因此綜合考慮，取總轉(zhuǎn)化率=10%。通過公式(6)計算可得，的值為0.176。具體加工過程中，表面輻照區(qū)中心溫度如表2所示。

表2 激光熔覆工藝參數(shù)及激光溫度

Tab.2 Laser cladding process parameters and laser temperature

2.2 不同輻照區(qū)中心溫度的熔覆層截面形貌分析

不同輻照區(qū)中心溫度()下的熔覆層截面情況如圖1所示，可以看出，熔覆層截面裂紋及缺陷情況受到不同輻照區(qū)中心溫度的影響。結(jié)合圖2a，發(fā)現(xiàn)當小于3535 K時，熔覆層整體形貌較好，產(chǎn)生的裂紋只出現(xiàn)在熔覆層與基體結(jié)合的邊界處，且熔覆層以單邊出現(xiàn)裂紋為主。如圖2b所示，隨著升高，熔覆層內(nèi)的邊界裂紋不斷延伸，裂紋增長趨勢由左右邊界向熔覆層內(nèi)部擴展，多數(shù)沿著結(jié)合線展開，熔覆層與基本的結(jié)合部位出現(xiàn)細長裂紋，且熔覆截面開始出現(xiàn)縱向貫穿裂紋與局部組織缺陷，縱向裂紋幾乎垂直縱跨熔覆層表面與基體內(nèi)部。當進一步升高時，熔覆層內(nèi)縱向裂紋數(shù)量有增加趨勢，裂紋長度、寬度與組織缺陷尺寸明顯增大。當達到7084 K以上時，熔覆層內(nèi)部出現(xiàn)了比較明顯的大面積缺陷，很難形成完整的熔覆層結(jié)構(gòu)，如圖2c所示。

圖1 不同輻照區(qū)中心溫度下的熔覆層截面形貌

圖2 不同輻照區(qū)中心溫度下熔覆層裂紋及缺陷

具體裂紋尺寸與組織缺陷數(shù)據(jù)如表3所示。從表中可以看出，雖然激光熔覆層內(nèi)裂紋與缺陷尺寸存在一定的波動，但整體數(shù)據(jù)的變化都是隨著輻照區(qū)中心溫度()的升高而呈現(xiàn)非線性增長狀態(tài)。從裂紋尺寸來看，裂紋長度在小于3535 K時，增長速度較為緩慢，裂紋出現(xiàn)位置仍然可以較為穩(wěn)定地控制在熔覆邊界處。熔覆層雙邊界裂紋增長狀態(tài)不對稱，通常表現(xiàn)為一端邊界裂紋集中，另一邊界沒有裂紋或裂紋長度極小。當為3535 K時，熔覆層左側(cè)邊界裂紋長度為587 μm，寬度為20 μm，而右側(cè)邊界裂紋長度僅為60 μm左右，幾乎是左側(cè)邊界的1/10，寬度也小于10 μm；當達到4329 K時，熔覆層裂紋長度幾乎成倍增加，增長方向從左右邊界沿熔覆層與基體的結(jié)合線擴展，裂紋的寬度也成倍增長。裂紋的擴展同樣存在不對稱性，往往在裂紋長度、寬度尺寸較大的邊界擴展趨勢明顯，而裂紋不明顯的邊界擴展較慢，原本沒有裂紋的邊界幾乎沒有擴展趨勢。通過對裂紋的測量可知，測得的最大裂紋寬度往往出現(xiàn)在熔覆層的邊界處，可見WC/Co熔覆層結(jié)合線處裂紋的源頭多在熔覆層與基體結(jié)合的左右邊界，隨著輻照區(qū)中心溫度的升高，裂紋沿熔覆層結(jié)合線擴展延伸。同時，在此中心溫度下，熔覆層表面開始出現(xiàn)縱向貫穿裂紋，貫穿裂紋從熔覆層表面向基體內(nèi)部延伸。當達到5009 K以上時，裂紋長度和最大寬度繼續(xù)成倍增長，邊界處的裂紋逐漸擴展，形成較大缺陷，熔覆層的縱向貫穿裂紋數(shù)量增加，熔覆層內(nèi)部開始出現(xiàn)大面積的組織缺陷，缺陷組織由橢圓形結(jié)構(gòu)逐漸變?yōu)椴灰?guī)則結(jié)構(gòu)。參考此時中心溫度情況，分析熔覆層內(nèi)部，發(fā)現(xiàn)極有可能出現(xiàn)了WC/Co粉末氣化現(xiàn)象。

表3 不同表面輻照區(qū)中心溫度下裂紋尺寸與組織缺陷數(shù)據(jù)

Tab.3 Crack size and cladding layer defect data under different central temperatures of surface irradiated area

2.3 輻照區(qū)中心溫度對裂紋與缺陷的影響

在熔覆WC/Co金屬陶瓷粉末過程中，產(chǎn)生裂紋的原因主要來自以下兩個方面。一方面與陶瓷熔覆層和高速鋼基體之間的溫度梯度有關(guān)，由于熔覆層與基體的左右邊界結(jié)合區(qū)域散熱條件良好，同時激光能量通過基材進行熱傳導，在左右邊界處容易形成不同的溫度場，造成邊界區(qū)域溫度梯度較大，增加了開裂傾向[23]。另一方面，由于陶瓷粉末與M2基體的物性參數(shù)（熱膨脹系數(shù)、導熱系數(shù)）存在差異，熔覆層內(nèi)部容易存在較大的熱應力，熱應力th可由公式(7)表示[24]。

此外，也應考慮熔覆層內(nèi)部對激光能量的吸收系數(shù)。吸收系數(shù)指的是材料對激光束能量的吸收量。公式(2)是熔覆表面輻照區(qū)中心溫度的計算公式，當過大時，容易造成熔覆層氣化，在激光熔覆過程中，一般都帶有熔覆層表面不同程度的燒損。而在熔覆層內(nèi)部，由于熱量的損失與傳導，只有部分激光能量被粉末與基材吸收，轉(zhuǎn)化為熱能，用于二者的熔化，以形成良好的冶金結(jié)合。因此，即使表2中理論計算溫度超過了材料的沸點，熔覆粉末也沒有發(fā)生完全氣化。但當輻照區(qū)中心溫度進一步上升時，吸收的能量一旦超過熔覆粉末的臨界值后，就會造成熔覆層內(nèi)部的局部燒損。因此，當輻照區(qū)中心溫度達到7084 K以上時，部分陶瓷粉末發(fā)生氣化現(xiàn)象，造成了熔覆層大面積的組織缺陷。

同時，在熔覆層內(nèi)出現(xiàn)了不同程度的氣孔，主要原因是在激光熔覆急熱急冷的過程中，熔覆層內(nèi)C元素與O元素反應所生成的CO和CO2氣體來不及逸出。熔覆層中的C元素主要來自于WC的受熱分解，而O元素的產(chǎn)生主要是粉末中Co的極易氧化性和惰性氣體保護不佳造成。在輻照區(qū)中心溫度較低時，熔覆層內(nèi)的熱流強度相對較弱，氣體的逸出阻力相對較小，只有少量氣孔留置于熔覆層內(nèi)；當輻照區(qū)中心溫度較高時，部分陶瓷粉末開始出現(xiàn)氣化現(xiàn)象，此時，熔覆層內(nèi)的熱流強度較高，反應生成的氣體和氣化產(chǎn)生的氣體的逸出阻力相對較大，容易在熔覆層內(nèi)聚集，形成較大的氣孔缺陷。

2.4 不同中心溫度下熔覆層顯微硬度分析

將各熔覆層沿垂直截面切割，測量顯微硬度?？v向硬度測量方法如圖3所示，選取基體表面作為坐標零線，基體上部熔覆層為坐標正向，下部熔覆層為坐標負向。從坐標零線向正負兩側(cè)每隔0.1 mm確定測量點位置，正向直至熔覆層頂部，負向到熔覆層與基體結(jié)合線處。測量時，在測量點位置橫向范圍內(nèi)選取5個點，取點間隔0.1 mm，5個點的平均值作為該位置的硬度值。

圖3 熔覆層縱向硬度測量方法

由于熔覆層的顯微硬度與熔覆組織的細化程度密切相關(guān)，而熔覆組織的細化程度主要受到輻照區(qū)溫度與送粉速度的影響，因此本文用送粉量與輻照區(qū)中心溫度等參數(shù)來評價硬度指標，通過計算在單位質(zhì)量熔覆粉末上的中心溫度，進而分析熔覆層的組織硬度。其中，送粉量主要與激光束和基材的作用時間以及送粉率有關(guān)，聯(lián)立公式(3)、(6)即可建立送粉量與中心溫度的關(guān)系，如公式(8)所示：

式中，為入射進基體表面處理區(qū)內(nèi)的單位質(zhì)量熔覆粉末所作用的中心溫度，反映了激光束能量輻照基體表面所產(chǎn)生的溫度與單位質(zhì)量熔覆粉末的作用程度，熔覆層內(nèi)的凝固組織與性能主要受到激光輻照表面中心溫度的影響。對于固定輸出的激光能量密度而言，在不同的送粉速度下，激光束與熔覆粉末的作用程度是不同的，很難采用統(tǒng)一的指標來衡量。因此，本文采用輻照基體表面的激光束能量所產(chǎn)生的中心溫度與入射進處理區(qū)的單位質(zhì)量粉末的比值來評價輻照作用的劇烈程度。對于同一種熔覆粉末，越大，表明激光束能量與其作用的程度越激烈，反之則較弱，作用程度能夠決定熔覆層的凝固組織與性能變化走向。為熔覆表面輻照區(qū)中心溫度；粉為激光加工過程中參與熔覆的粉末質(zhì)量；為激光束與熔池的瞬態(tài)作用時間，由于加工中，激光束與基材作用的同時，也與熔覆粉末相互作用，所以激光與基材作用的時間也就等于與粉末的作用時間；為不同電壓下進入熔池的粉末流量，假設熔覆過程中所有經(jīng)熔覆頭的粉末都參與熔覆過程，那么的值就等于不同電壓下的送粉率。公式(8)可以直觀地評價出不同工藝參數(shù)下輻照區(qū)中心溫度與單位質(zhì)量粉末的作用程度，各熔覆參數(shù)對應的已在表2中列出。

圖4為熔覆層截面的縱向硬度變化曲線。從圖中可以看出，不同下，熔覆層內(nèi)不同位置的顯微硬度存在梯度變化規(guī)律。雖然各熔覆層的熔覆高度存在差異，但硬度最高值都出現(xiàn)在距離熔覆層表層0.2~0.4 mm的區(qū)域。當達到19 884 K/g時，熔覆層最高硬度約為1400HV。從硬度最高區(qū)域直到熔覆層與基體結(jié)合區(qū)域，各位置硬度呈現(xiàn)緩慢下降趨勢。在熔覆層頂部區(qū)域和結(jié)合區(qū)域出現(xiàn)硬度低點，基體表面下，熔覆層硬度下降趨勢較為緩慢，靠近結(jié)合線附近區(qū)域的硬度最小，一般低于基體平均硬度（860HV）。

圖4 不同單位質(zhì)量粉末中心溫度下的縱向硬度變化曲線

隨著增加，熔覆層的顯微硬度存在兩個階段的變化，分界點為=19 884 K/g。第一階段如圖4a所示，當小于19 884 K/g時，隨著逐漸增加，熔覆層各個位置的顯微硬度值也不斷加大，且硬度變化依然符合梯度規(guī)律，即各數(shù)值下硬度變化曲線走向幾乎相同。此時，各點的硬度區(qū)間的間隔差異明顯，最高硬度數(shù)值間隔與變化間隔近乎成等比增長趨勢。第二階段如圖4b所示，當大于19 884 K/g時，隨著逐漸增加，熔覆層各位置的顯微硬度值呈現(xiàn)下降趨勢，下降變化趨勢同樣符合梯度變化規(guī)律。此時，各點的硬度區(qū)間間隔差異明顯減小，尤其是基體表面以下的熔覆層，隨著升高，各位置硬度差異已經(jīng)非常小，硬度近乎相同，但在最高硬度區(qū)域內(nèi)，硬度還是存在明顯下降趨勢。當增加到29 683 K/g時，熔覆層內(nèi)最高硬度值僅為1150HV，相比=19 884 K/g的最高硬度值，下降了近30%。此階段最高硬度值的增長速度與升高的增量已經(jīng)不呈現(xiàn)等比增長趨勢，而是隨著的增加，最高硬度呈現(xiàn)下降趨勢變緩，由此可見作用于單位質(zhì)量粉末的中心溫度對熔覆層內(nèi)最高硬度值的影響最為明顯。

由前面的分析可知，熔覆層內(nèi)部組織受到熔覆粉末對激光能量吸收系數(shù)的影響，吸收系數(shù)的大小主要受到輻照區(qū)中心溫度的影響，兩者之間存在復雜的對應關(guān)系。根據(jù)硬度曲線可以看出，當=19 884 K/g時，熔覆層的顯微硬度最高，從側(cè)面反映出，此時激光能量與WC/Co陶瓷熔覆層的硬度指標處于一個比較合理的對應關(guān)系。

2.5 輻照區(qū)不同中心溫度下的熔覆層物相與顯微組織分析

經(jīng)XRD檢測，M2高速鋼基材上熔覆WC/Co陶瓷層的主要物相有Fe3W3C、Mo6C、W2C、WC、Co6W6C和多種間隙化合物[29]，如圖5所示。

圖5 熔覆層XRD分析結(jié)果[29]

表4為不同單位質(zhì)量粉末中心溫度下的熔覆層EDS分析結(jié)果，其中Al、Mn為雜質(zhì)元素。由表4可以看出，熔覆層內(nèi)的W元素占比最高，且變化程度不大。當>19 884 K/g時，熔覆層內(nèi)W的質(zhì)量分數(shù)略微增加，參考此時的截面形貌，發(fā)現(xiàn)熔覆層內(nèi)發(fā)生局部燒損，而W的沸點遠高于其他元素，因此W的燒損程度低于其他元素，導致質(zhì)量分數(shù)略微增加。

表4 不同單位質(zhì)量粉末中心溫度下的熔覆層EDS分析結(jié)果

Tab.4 EDS analysis of cladding layer under different central temperatures of unit mass powder wt %

圖6為不同單位質(zhì)量粉末中心溫度下的熔覆層中部顯微組織圖?？梢钥闯觯煌?，熔覆層組織同樣呈兩個階段變化。第一階段（=10 845~19 884 K/g）是，當較低時，熔覆層組織主要以樹枝晶為主，且局部組織排列較為規(guī)則；隨著升高，熔覆層組織不斷細化，樹枝晶向胞狀樹枝晶轉(zhuǎn)變，形成以WC胞狀晶、W2C枝晶為主要強化相的不規(guī)則組織結(jié)構(gòu)。當達到19 884 K/g時，熔覆層內(nèi)組織細化程度最高，參考顯微硬度曲線，此時熔覆層內(nèi)晶界強化程度最為明顯。第二階段（=19 884~29 683 K/g）是，當超過19 884 K/g時，熔覆層內(nèi)細化組織繼續(xù)長大并開始團聚；當達到29 683K/g時，熔覆層內(nèi)形成以WC為主要強化相的塊狀組織，此時，熔覆層內(nèi)晶界數(shù)量相比第一階段明顯減小，晶粒尺寸明顯增大。

熔覆層組織的結(jié)晶形態(tài)主要受到激光溫度梯度與熔凝速度（熔覆層內(nèi)熔凝界面沿垂直方向的推進速度）之比/和熔覆層冷卻速度的影響，/主要影響熔覆層組織的形狀，而冷卻速度主要影響熔覆層組織的尺寸[30]。當=10 845 K/g時，/值較小，熔覆層內(nèi)的晶體沿垂直于熔凝界面擇優(yōu)生長。隨著晶粒長大，相鄰晶界相互阻礙，只有少部分垂直于液態(tài)金屬方向上的晶粒能夠繼續(xù)生長，因此熔覆層中部組織為較細的樹枝晶，且存在一定程度上的定向性。隨著值升高，/值不斷增大，此時熔覆層內(nèi)的熱流強度變大，樹枝晶組織受到的影響，開始偏離原本垂直的固液界面方向，無規(guī)則地向外延生長，組織結(jié)構(gòu)開始由樹枝晶向胞狀樹枝晶轉(zhuǎn)變。由于晶粒間的阻礙作用，加上此階段激光熱量的傳遞與累積作用較弱，熔覆層冷卻速度通常較快，顯微組織尺寸較細。當=19 884 K/g時，/值與冷卻速度達到平衡點，使熔覆層內(nèi)組織細化程度最佳，晶界強化作用較強，顯微硬度最高。由此可見，當≤19 884 K/g時，/值對WC/Co陶瓷熔覆層組織形態(tài)和硬度的影響更明顯。

圖6 不同單位質(zhì)量粉末中心溫度下的熔覆層顯微組織

當>19 884 K/g時，隨著升高，熔覆層內(nèi)雖然不斷增加，但是由于激光能量輻射和傳導的作用，冷卻速度也會隨著輻照區(qū)中心溫度提高而緩慢降低，使熔覆層內(nèi)組織有充足的時間長大，亞穩(wěn)態(tài)的W2C通過吸收激光能量形成穩(wěn)態(tài)的WC，發(fā)生團聚，形成塊狀組織。參考表4和圖4，即使此階段W的含量略微增加，但組織中晶界數(shù)量大幅減少，熔覆層硬度有所下降。由此可見，當>19 884 K/g時，冷卻速度對WC/Co陶瓷熔覆層組織形態(tài)和硬度的影響更明顯。

圖7為不同單位質(zhì)量粉末中心溫度下的熔覆層結(jié)合區(qū)組織圖（≥23 614 K/g）。當單位質(zhì)量粉末的中心溫度較高時，熔覆層中部結(jié)合區(qū)與邊界結(jié)合區(qū)的組織略有不同，中部結(jié)合區(qū)組織多以分散的枝晶、胞狀晶為主，而在邊界結(jié)合區(qū)，多以團聚的組織為主，當單位質(zhì)量粉末中心溫度較低時，此現(xiàn)象不明顯。

圖7 不同單位質(zhì)量粉末中心溫度下的熔覆層結(jié)合區(qū)組織

圖8為=23 614 K/g的熔覆層底部中心及左邊界的SEM圖。由圖8a可以看出，熔覆層內(nèi)主要的硬度強化相為WC和W2C陶瓷相，結(jié)合處中心區(qū)域的WC、W2C分布較為均勻，沒有發(fā)生大面積團聚現(xiàn)象。由圖8b可以看出，大面積白色塊狀組織沉積團聚在邊界結(jié)合線附近，根據(jù)能譜分析（圖9），發(fā)現(xiàn)此物質(zhì)為WC陶瓷相，可見熔覆層邊界結(jié)合區(qū)存在富WC陶瓷層。

圖8 熔覆層結(jié)合部中心區(qū)域及左邊界組織（η=23 614 K/g）

圖9 邊界白色塊狀物能譜分析

由前文分析可知，當單位質(zhì)量粉末的中心溫度較高時，熔覆層內(nèi)組織開始團聚，形成塊狀的WC陶瓷聚合體。WC陶瓷相密度很高，在熔覆過程中，容易因自身重力作用沉積于熔池底部[10]。在熔池底部中心位置，由于輻照區(qū)中心溫度升高，使沖擊對流及攪拌強度增大，加大了熔池內(nèi)液相的流動，引起WC陶瓷相向左右邊界擴散，進而形成邊界富陶瓷層。當單位質(zhì)量粉末的中心溫度較低時，熔覆層組織多以分散的枝晶為主，邊界富陶瓷層現(xiàn)象不明顯。由此可見，單位質(zhì)量粉末的中心溫度過高還容易引起熔覆層內(nèi)陶瓷相熔質(zhì)的分布不均，造成成分偏析。由于激光熔覆在急熱急冷的過程中產(chǎn)生了較大的殘余熱應力，而在熔覆層各組織中，陶瓷相的抗拉強度最差，因此各殘余熱應力在富陶瓷層附近容易形成較大的應力集中，加劇邊界裂紋擴展。同時，由于單位質(zhì)量粉末的中心溫度增加，殘余熱應力不斷增大，導致基體材料容易沿富陶瓷層發(fā)生翹曲變形，進而形成較為粗大的邊界裂紋。因此，熔覆層邊界裂紋的產(chǎn)生與擴展，不但與熔覆層和基材的物性參數(shù)差異、溫度梯度變化、基材熱應力翹曲變形有關(guān)，還與成分偏析、陶瓷相分布情況有關(guān)。

如上所述，輻照區(qū)中心溫度≤3535 K時，僅僅產(chǎn)生可以穩(wěn)定控制的熔覆層邊界裂紋，有利于刀具熔覆后的二次加工；而中心溫度>3535 K時，縱向裂紋的產(chǎn)生和裂紋沿結(jié)合線的擴展將影響刀具陶瓷熔覆層的實用性與結(jié)合強度。而當單位質(zhì)量粉末中心溫度=19 884 K/g時，熔覆層的顯微硬度最高，刀具表面的強化效果最好。因此，輻照區(qū)中心溫度≤3535 K及單位質(zhì)量粉末的中心溫度=19 884 K/g，是一組較優(yōu)的M2高速鋼刀具表面熔覆WC/Co陶瓷層的加工參數(shù)選擇。

3 結(jié)論

1）在M2高速鋼表面激光制備WC/Co金屬陶瓷熔覆層，當輻照區(qū)中心溫度≤3535 K時，裂紋出現(xiàn)位置可以較為穩(wěn)定地控制在熔覆層邊界處。WC/Co熔覆層結(jié)合線處裂紋的源頭多出現(xiàn)在熔覆層與基體結(jié)合的左右邊界，且隨著輻照區(qū)中心溫度升高，裂紋沿熔覆層結(jié)合線擴展。

2）作用在單位質(zhì)量粉末的中心溫度對WC/Co陶瓷熔覆層最高顯微硬度的影響最為明顯。當=19 884 K/g時，熔覆層的顯微硬度最高；當<19 884 K/g時，隨著逐漸增加，熔覆層的顯微硬度值不斷增大；當>19 884 K/g時，隨著逐漸增加，熔覆層的顯微硬度值呈現(xiàn)下降趨勢。

3）當=19 884 K/g時，WC/Co陶瓷層內(nèi)組織細化程度最佳；當≤19 884 K/g時，隨著不斷升高，熔覆層內(nèi)組織不斷細化，此時激光溫度梯度與熔凝速度之比（/）對WC/Co陶瓷熔覆層的組織形態(tài)和硬度影響更大；當>19 884 K/g時，隨著不斷升高，熔覆層內(nèi)組織不斷長大、團聚，此時冷卻速度對WC/Co陶瓷熔覆層的組織形態(tài)和硬度影響更大。

4）當≥23 614 K/g時，熔覆層左右邊界結(jié)合區(qū)出現(xiàn)比較明顯的富WC陶瓷層。WC/Co熔覆層邊界裂紋的產(chǎn)生與擴展，與熔覆層和基材的物性參數(shù)差異、溫度梯度變化、基材熱應力翹曲變形有關(guān)，同時受到陶瓷相分布、成分偏析的影響。

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Effect of Laser Irradiation Area Central Temperature on Crack and Microstructure of M2 High-speed Steel CutterSurface Coating WC/Co by Laser Cladding

1a,1b,1b,1a,2

(1. a.Engineering Training Center, b.School of Mechanical Engineering and Automation, Liaoning University of Technology, Jinzhou 121001, China; 2.Training Center, Dalian Economic and Trade School, Dalian 116000, China)

The effect and the mechanism of the central temperature of the surface irradiated area by laser on boundary crack and microstructure of WC/Co ceramic cladding layer on the surface of M2 high-speed steel cutter are studied. The ceramic cladding layer are fabricated on the surface of M2 high-speed steel cutter by IPG fiber laser system, the multi-factor laser process parameters are coupled, the cladding layer are analyzed by the central temperature of the irradiated area on the cutter substrate surface() and central temperature of unit mass powder(), and the macroscopic morphology, microhardness and microstructure of the cladding layer are characterized by microhardness meter and SEM, EDS. When theis less than 3535 K, the cladding layer usually exhibits unilateral crack; when thereaches 4329K, the crack length and width of the cladding layer increase exponentially and expand along the bonding line. When thereaches more than 5009 K, the number of longitudinal penetration cracks in the cladding layer increases, and large area tissue defects begin to appear inside the cladding layer. When theis 19 884 K/g, the maximum microhardness of the cladding layer is 1400HV; when theis less than 19 884 K/g, the maximum microhardness of cladding layer and the central temperature of unit mass powder were almost equal growth trend to each other, and the microstructure of the cladding layer is mainly irregular WC cellular crystal and W2C dendrite as the main strengthening phase. When thereaches more than 19 884 K/g, the maximum microhardness value of the cladding layer decreases gradually, and the tissue in the cladding layer continues to grow and begin to agglomerate, and gradually forms a massive structure with WC as the main strengthening phase. When theexceeds 23 614 K/g, the WC rich ceramic layer appeared in the left and right boundary bound region of the cladding layer. When the central temperature of the irradiated area is less than 3535 K, the cracks in the WC/Co ceramic layer can be controlled stably at the boundary of the cladding layer. The source of the bonding crack is mostly the left and right boundary of the cladding layer and the substrate, and the crack extends along the cladding bonding line with the increase of central temperature. The effect of central temperature of unit mass powder on the highest microhardness of ceramic cladding layer is most obvious. When the central temperature of unit mass powder is low, the ratio of the laser temperature gradient to the melting rate has a higher effect on the microstructure and microhardness of the ceramic cladding layer; when the central temperature of unit mass powder is high, the melting rate has a higher effect on the microstructure and microhardness of the ceramic cladding layer. The formation and propagation of boundary cracks in ceramic cladding layer are related to the physical parameters difference of physical parameters of cladding layer and substrate, the change of temperature gradient, the warping deformation of substrate, and the distribution of ceramic phase.

laser cladding; central temperature; boundary crack; WC/Co ceramic cladding; microstructure; high-speed steel cutter

2020-04-16；

2020-08-10

CHEN Xiang (1987—), Male, Master, Senior experimenter, Research focus: processing and advanced manufacturing technology. E-mail: 461061180@qq.com

陳翔, 張德強, 李金華, 等. 激光輻照區(qū)中心溫度對高速鋼刀具熔覆WC/Co陶瓷層裂紋與組織的影響[J]. 表面技術(shù), 2021, 50(4): 113-124.

TH142.2；TG174.4

A

1001-3660(2021)04-0113-12

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2021.04.011

2020-04-16；

2020-08-10

遼寧省高等學校產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院項目（cyyjy2018011）

Fund：Supported by Liaoning Graduate Institute of Industrial Technology Project (cyyjy2018011)

陳翔（1987—），男，碩士，高級實驗師，主要研究方向為現(xiàn)代加工與先進制造技術(shù)。郵箱：461061180@qq.com

CHEN Xiang, ZHANG De-qiang, LI Jin-hua, et al. Effect of laser irradiation area central temperature on crack and microstructure of M2 high-speed steel cutter surface coating WC/Co by laser cladding[J]. Surface technology, 2021, 50(4): 113-124.