賀天柱， 吳 喆， 張成武， 陳東升

（1.河北省機(jī)電工程技師學(xué)院，河北 張家口 075000； 2.南華大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，湖南 衡陽(yáng) 421001； 3.上汽大眾汽車有限公司，上海 201805）

316L 不銹鋼具有優(yōu)異的耐蝕性、良好的韌性和延展性，廣泛用于制作汽車核心部件[1-3］。 但316L 不銹鋼強(qiáng)度較低，易造成嚴(yán)重的變形和失效[4］，因此，通過(guò)表面改性技術(shù)修復(fù)和制備316L 熔覆層具有重要意義。

激光熔覆是一種先進(jìn)的表面改性技術(shù)，具有熱輸入小、稀釋率低、基體與熔覆層形成良好冶金結(jié)合等優(yōu)異特性[5-9］。 激光工藝參數(shù)對(duì)熔覆層質(zhì)量、組織和性能起到了至關(guān)重要的作用[10-12］。 本文采用3 種掃描速度在304 不銹鋼表面制備316L 熔覆層，系統(tǒng)研究了掃描速度對(duì)316L 熔覆層相組成、顯微組織及顯微硬度的影響，為激光熔覆316L 不銹鋼熔覆層工藝參數(shù)的選取提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

采用成都科泰隆科技有限公司生產(chǎn)的316L 不銹鋼商用合金粉末為熔覆粉末。 316L 不銹鋼粉末粒徑50～105 μm，粉末形貌見(jiàn)圖1。 在激光熔覆前，將合金粉末在真空干燥箱中80 ℃下干燥6 h，去除粉末中的水分。 以304 不銹鋼為基體材料，基材尺寸200 mm ×200 mm × 10 mm。 激光熔覆前，采用角磨機(jī)將基材表面打磨光亮，并用酒精清洗基材表面，去除表面氧化皮和雜質(zhì)。 實(shí)驗(yàn)材料化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 實(shí)驗(yàn)材料化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

圖1 316L 不銹鋼粉末形貌

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備及工藝參數(shù)

采用光纖激光器（Trudiode-3006）在304 不銹鋼基材表面制備了316L 熔覆層。 激光熔覆實(shí)驗(yàn)在氬氣保護(hù)下進(jìn)行，氬氣流量18 L／min，以保證熔覆層在熔覆過(guò)程中不被氧化。 激光熔覆實(shí)驗(yàn)采用預(yù)制粉末法，預(yù)制粉末厚度1.2 mm。 激光束波長(zhǎng)1050 nm，光斑直徑3.6 mm，激光功率2500 W，激光掃描速率分別選擇1000 mm／min、1200 mm／min 和1400 mm／min，所得熔覆層分別命名為A1、A2、A3。

1.3 表 征

采用X 射線衍射儀（XRD，Shimadzu，XRD-7000）檢測(cè)316L 熔覆層相組成；采用標(biāo)準(zhǔn)金相制樣方法制備金相試樣，觀察熔覆層的金相組織形貌。

1.4 維氏硬度

采用HVS-1000 維氏顯微硬度計(jì)對(duì)3 種熔覆層由熔覆層表面至基體的顯微硬度進(jìn)行測(cè)試，測(cè)試載荷300g，加載時(shí)間15 s，間隔0.1 mm，同一水平位置測(cè)量3 次取平均值。

1.5 干滑動(dòng)摩擦磨損

采用往復(fù)式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行摩擦磨損實(shí)驗(yàn)。磨損實(shí)驗(yàn)前對(duì)樣品表面進(jìn)行打磨拋光至鏡面，以消除粗糙度對(duì)摩擦系數(shù)的影響。 摩擦副選取GCr15 鋼球，磨損實(shí)驗(yàn)參數(shù)為：加載載荷10 N、磨痕長(zhǎng)度7 mm、頻率120 Hz、磨損時(shí)間30 min。 試驗(yàn)后，通過(guò)激光共聚焦顯微鏡觀察磨痕形貌，計(jì)算磨損率：

式中W為磨損率；V為磨損體積，mm3；S為磨損長(zhǎng)度，mm；L為施加載荷，N。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

不同掃描速度下熔覆層的宏觀形貌如圖2 所示。由圖2（a）可見(jiàn)，掃描速度的變化改變了熔覆過(guò)程中的熱輸入，同時(shí)激光能量密度也隨之改變。 激光能量密度與掃描速度間的關(guān)系可表示為[13-16］：

圖2 316L 熔覆層宏觀形貌

式中P為激光功率，W；E為激光能量密度，J／mm2；r為光斑半徑，mm；vl為掃描速度，mm／s。

結(jié)合式（1），隨著掃描速度升高，激光能量密度降低，熔覆過(guò)程中熱輸入降低。 掃描速度較低時(shí)，熔覆層表面粗糙度較高，熔覆軌跡較深；掃描速度逐漸升高，激光能量密度逐漸降低，熔覆層表面光滑且連續(xù)，沒(méi)有明顯的凸起或搭接缺陷。 由圖2（b）可見(jiàn)，3 種掃描速度所制備的熔覆層均勻致密，熔覆層沒(méi)有明顯氣孔、裂紋等缺陷，成型性較好。

2.2 相組成

不同掃描速度所制備的316L 熔覆層的相組成如圖3 所示。 熔覆層由奧氏體組成，所對(duì)應(yīng)的衍射峰分別為（111）、（200）、（220）。 不同掃描速率下，奧氏體首選取向隨著掃描速度升高而改變。 隨著熱輸入降低，（200）取向衍射峰逐漸升高，（111）取向衍射峰逐漸降低。 這是由于掃描速度加快，冷卻速率隨之升高，晶格畸變變大，奧氏體的優(yōu)先生長(zhǎng)晶面由（111）轉(zhuǎn)變?yōu)椋?00）。 此外，與標(biāo)準(zhǔn)PDF 卡片中奧氏體衍射角相比，316L 熔覆層的衍射角均向右偏移，這是激光熔覆過(guò)程中極高的冷卻速率導(dǎo)致了奧氏體發(fā)生晶格畸變。根據(jù)布拉格定律[17］：

圖3 不同掃描速度下316L 熔覆層X(jué)RD 衍射圖譜

式中d為晶格間距，nm；θ為入射射線與散射平面間的夾角，（°）；n為常數(shù)；λ為衍射波長(zhǎng)，nm。

冷卻速度升高，使奧氏體產(chǎn)生更為嚴(yán)重的晶格畸變，從而導(dǎo)致晶格間距減小，2θ角增大，衍射峰向右偏移。

2.3 金相組織形貌

不同掃描速度下316L 熔覆層金相組織形貌如圖4所示。 A1 熔覆層的金相組織主要為等軸晶和柱狀晶。隨著掃描速度逐漸升高，熔覆層組織轉(zhuǎn)變?yōu)檠亟孛尕Q直向上生長(zhǎng)的柱狀晶，并且熔覆層組織顯著細(xì)化。 當(dāng)掃描速度達(dá)到1400 mm／min 時(shí)，柱狀晶和二次枝晶臂細(xì)化更顯著。 可以用成分過(guò)冷理論來(lái)解釋晶體生長(zhǎng)和形貌轉(zhuǎn)變，當(dāng)液相的實(shí)際溫度梯度低于平衡結(jié)晶溫度時(shí)會(huì)發(fā)生晶粒形貌轉(zhuǎn)變。 根據(jù)成分過(guò)冷理論，合金處于非平衡凝固狀態(tài)時(shí)，溶質(zhì)再分布導(dǎo)致固液界面前端溶質(zhì)溶度發(fā)生改變[18］。 當(dāng)固液界面上端溫度梯度小于熔體中液相線溫度梯度時(shí)，液相處于過(guò)冷狀態(tài)，凝固前沿處于亞穩(wěn)態(tài)，導(dǎo)致枝晶在固液界面上端生長(zhǎng)[19］。因此，溫度梯度和過(guò)冷度的變化是導(dǎo)致晶粒形態(tài)轉(zhuǎn)變和組織細(xì)化的主要原因。

圖4 不同掃描速度下熔覆層顯微組織

熔覆層與基體結(jié)合區(qū)形貌如圖5 所示。 熔覆層底部主要由垂直于冶金結(jié)合線生長(zhǎng)的柱狀晶和胞狀晶組成。 此外，緊鄰冶金結(jié)合線處生長(zhǎng)了一層平面晶。 結(jié)合非平衡凝固理論，在凝固過(guò)程中晶粒形態(tài)主要取決于溫度梯度（G）與凝固速率（R）的比值[20］?；w與熔覆層結(jié)合處溫差較大，G／R值較大，結(jié)合區(qū)形成一層較薄的平面晶。 隨著溫度梯度逐漸降低，G／R值逐漸減小，晶粒生長(zhǎng)方式由平面晶轉(zhuǎn)變?yōu)榘Ш统跎鶢罹?，并沿著溫度梯度方向生長(zhǎng)。 結(jié)合圖5，隨著掃描速度升高，溫度梯度逐漸增加，導(dǎo)致胞晶和初生柱狀晶厚度由100 μm 逐漸減小至25 μm。

圖5 不同掃描速度下熔覆層與基體結(jié)合區(qū)顯微組織

2.4 顯微硬度

圖6 為3 種熔覆層沿截面方向測(cè)量的顯微硬度曲線。 可以看出，3 種掃描速度所制備的316L 熔覆層顯微硬度均高于304 不銹鋼基體，隨著掃描速度升高，熔覆層顯微硬度升高。 通常316L 不銹鋼在普通熱加工狀態(tài)下的顯微硬度為150HV0.3。 對(duì)比分析表明，本文所制備的316L 熔覆層具有較高的顯微硬度。 其中，A3 熔覆層平均顯微硬度最高，為275HV0.3，約為A1 熔覆層的1.2 倍。 這是由于較低的熱輸入和較高的冷卻速率促進(jìn)了熔覆層的晶粒細(xì)化，由霍爾佩奇理論來(lái)解釋[21］：

圖6 316L 熔覆層截面顯微硬度曲線

式中H為顯微硬度；H0為與晶粒尺寸無(wú)關(guān)的硬度常數(shù)；ψ為平均晶粒尺寸；Ky為斜率。

由式（4）可知，顯微硬度與晶粒平均尺寸成反比，晶粒越細(xì)小，顯微硬度越高。 結(jié)合圖5，掃描速度越快，熔覆層組織更細(xì)小，因而熔覆層顯微硬度越高。 此外，掃描速度增加，熔覆層過(guò)冷度增大，冷卻速度加快，導(dǎo)致熔覆層內(nèi)組織產(chǎn)生了更為嚴(yán)重的晶格畸變，結(jié)合圖3，隨著掃描速度升高，奧氏體衍射峰右移，并產(chǎn)生更為劇烈的晶格畸變，提高了奧氏體的極限固溶濃度，從而增大了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，使滑移難以進(jìn)行，進(jìn)而增加了熔覆層的強(qiáng)度與硬度[22］。 因此，熔覆層顯微硬度的提高可歸因于過(guò)冷度和晶格畸變引起的細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化的協(xié)同作用。

2.5 磨損行為

316L 熔覆層及304 不銹鋼基體的干滑動(dòng)摩擦系數(shù)隨時(shí)間變化曲線如圖7 所示。 A1、A2、A3 和304 基體平均摩擦系數(shù)分別為0.4473、0.437、0.424 和0.577，表明316L 熔覆層平均摩擦系數(shù)均低于304 不銹鋼基體。 干滑動(dòng)磨損初期，豎直載荷作用導(dǎo)致摩擦副表面發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，增加了材料表面的粗糙度，樣品摩擦系數(shù)顯著提升。 硬度較高的A3 熔覆層抗塑性變形能力較好，塑性變形較弱，摩擦系數(shù)最低。 304 不銹鋼硬度最低，抗塑性變形能力最差，表面粗糙度最大，摩擦系數(shù)最高。 此外，結(jié)合圖5 可知，A3 熔覆層晶粒尺寸較細(xì)小，晶界的增加提高了熔覆層的抗變形能力，從而降低了熔覆層的摩擦系數(shù)。

圖7 316L 熔覆層及304 不銹鋼基體摩擦系數(shù)曲線

圖8 為304 不銹鋼基體及316L 熔覆層的磨損體積和比磨損率柱狀圖。 304 不銹鋼基體磨損體積和比磨損率均約為316L 熔覆層的2 倍，表明316L 熔覆層具有更優(yōu)異的耐磨性。 此外，隨著掃描速度提高，316L熔覆層磨損體積和比磨損率降低。

圖8 316L 熔覆層和304 不銹鋼基體磨損體積和比磨損率

為揭示316L 熔覆層和304 不銹鋼的磨損機(jī)理，采用激光共聚焦顯微鏡對(duì)熔覆層的磨損表面進(jìn)行表征，結(jié)果見(jiàn)圖9。 可以明顯看出，304 不銹鋼硬度較低，磨痕表面出現(xiàn)了較深的犁溝和嚴(yán)重的塑性變形，并伴有點(diǎn)蝕現(xiàn)象發(fā)生，磨痕寬度大于其他316L 熔覆層的磨痕寬度，磨損機(jī)理為黏著磨損和磨粒磨損。 相較于304基體，316L 熔覆層磨痕寬度變窄，表面點(diǎn)蝕現(xiàn)象也隨著掃描速度升高而減弱，掃描速度1400 mm／min 所制備的316L 熔覆層表面并未發(fā)現(xiàn)由磨損而產(chǎn)生的點(diǎn)蝕坑，磨損機(jī)理主要為磨粒磨損。 這是由于掃描速度的提升提高了熔覆層的顯微硬度，從而提高了熔覆層的抗變形能力，減少了熔覆層表面碎屑的剝落。 結(jié)合Archard 定律，熔覆層的耐磨性與硬度成正相關(guān)。 此外，掃描速度增加，熔覆層晶界數(shù)量增加，晶界面積增大，提高了熔覆層的抗變形能力，從而提升了熔覆層的硬度和耐磨性。

圖9 316L 熔覆層和304 不銹鋼基體磨痕形貌

3 結(jié)論

研究了在不同掃描速度下激光熔覆316L 不銹鋼熔覆層的組織演變、相組成、顯微硬度及磨損行為，得出以下結(jié)論：

1） 隨著掃描速度降低，激光能量密度升高，產(chǎn)生大量金屬蒸氣，增加熔池深度，降低熔覆層表面平整度，掃描速度1400 mm／min 時(shí)，可獲得平整度較好的熔覆層。

2） 316L 不銹鋼熔覆層主要由單相奧氏體組成，較高的掃描速度導(dǎo)致奧氏體產(chǎn)生較嚴(yán)重的晶格畸變。隨著掃描速度升高，熔覆層內(nèi)組織由柱狀晶和等軸晶轉(zhuǎn)變?yōu)閱我坏闹鶢罹?，晶粒尺寸隨掃描速度升高而減小。

3） 與304 不銹鋼基體相比，316L 熔覆層顯微硬度明顯提高，歸因于細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化的協(xié)同作用。掃描速度1400 mm／min 制備的316L 熔覆層平均顯微硬度最高，為275HV0.3。

4） 316L 熔覆層平均摩擦系數(shù)顯著低于304 不銹鋼基體；其中掃描速度1400 mm／min 制備的316L 熔覆層摩擦系數(shù)最低（0.424），磨損率2.29×10－6mm3／（N·m），磨損機(jī)理為磨粒磨損。