王玉玲 劉善勇 張翔宇 劉永武 李榮超
青島理工大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院,青島,266520
激光熔覆是一種新型材料表面改性處理技術(shù),可根據(jù)零部件工況要求對(duì)涂層進(jìn)行成分設(shè)計(jì),在價(jià)格低廉的鋼材上制得具有高性能的涂層,從而延長(zhǎng)零部件的服役壽命,因此該技術(shù)備受國(guó)內(nèi)外學(xué)者的關(guān)注[1-2]。然而,與焊接過(guò)程相類似,激光熔覆是快速熔化及迅速凝固的過(guò)程,由于極大的冷卻速度和溫度梯度,該過(guò)程極易產(chǎn)生裂紋或氣孔缺陷,進(jìn)而影響熔覆層性能。目前,將物理場(chǎng)作用于熔池,以改善涂層組織,提高熔覆層各項(xiàng)性能的輔助激光熔覆技術(shù),成為研究激光熔覆技術(shù)的新思路。
超聲振動(dòng)技術(shù)作為激光熔覆過(guò)程中的輔助技術(shù)時(shí),具有工藝簡(jiǎn)單、無(wú)污染的特點(diǎn),其應(yīng)用范圍廣,在材料熔凝過(guò)程中引入超聲振動(dòng),較易在安全節(jié)能的條件下得到組織細(xì)化、元素分布均勻的涂層,因此超聲振動(dòng)輔助激光熔覆技術(shù)隨著激光熔覆技術(shù)的迅猛發(fā)展也得到了越來(lái)越多的關(guān)注。文獻(xiàn)[3]將超聲振動(dòng)施加到焊接板材中,得到了不存在未混合區(qū)的焊縫,提高了焊接接頭強(qiáng)度,延長(zhǎng)了板材使用壽命。文獻(xiàn)[4]將超聲振動(dòng)與激光熔覆相結(jié)合,通過(guò)對(duì)熔覆材料結(jié)晶過(guò)程的影響機(jī)理研究,證明了超聲振動(dòng)的空化效應(yīng)能使熔池溫度變化更加均勻化,能有效降低涂層裂紋率,細(xì)化組織晶粒,得到高性能涂層。文獻(xiàn)[5-6]在研究超聲振動(dòng)輔助激光熔覆BT20鈦合金的過(guò)程中發(fā)現(xiàn),振動(dòng)施加后涂層的晶粒尺寸越小,涂層氣孔率越低。盡管上述研究都為超聲激光復(fù)合加工技術(shù)的發(fā)展作出了貢獻(xiàn),但實(shí)驗(yàn)均以對(duì)基體施加超聲振動(dòng)的單一施加方式為主,而實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用則需考慮更加靈活的加工方式。研究表明,在空氣中對(duì)熔覆區(qū)施加超聲振動(dòng)的方式,同樣可制備高性能熔覆層,且該方式可在工件任意處對(duì)熔覆區(qū)直接施加振動(dòng),不會(huì)因工件尺寸或工作臺(tái)過(guò)大而可能出現(xiàn)超聲振動(dòng)衰減、振動(dòng)分布不均的情況,具有更強(qiáng)的適應(yīng)性和實(shí)用性。
本文在確定了最優(yōu)工藝參數(shù)及粉末配比的基礎(chǔ)上引入超聲振動(dòng),進(jìn)行超聲振動(dòng)輔助激光熔覆制備3540Fe/CeO2高性能熔覆層的實(shí)驗(yàn)研究。分析了有無(wú)超聲振動(dòng)及施加不同角度超聲振動(dòng)對(duì)熔覆層宏觀形貌、微觀組織、物相組成及力學(xué)性能的影響,最終確定最佳超聲振動(dòng)施加角度,得到性能優(yōu)異且滿足要求的熔覆層。
實(shí)驗(yàn)選用熔覆粉末材料為3540Fe基合金粉末,粒度為150~300目,其化學(xué)成分見表1。由于稀土元素具有細(xì)化晶粒、減少氣泡、改善熔覆層形貌的作用,因此在激光熔覆實(shí)驗(yàn)研究中,常加入稀土元素提高熔覆層性能。為了制備更高性能的粉末材料同時(shí)便于觀察比較,本文選擇在3540Fe基合金粉末中添加CeO2稀土元素?;w材料選用42CrMo鋼,尺寸為150 mm×80 mm×15 mm,基體材料經(jīng)等溫正火—滲碳淬火—回火的熱處理后,表面硬度達(dá)到260 HV左右,其化學(xué)成分見表2。
實(shí)驗(yàn)采用德國(guó)Rofin公司生產(chǎn)的FL020型光纖激光器,其最大激光輸出功率為2 000 W,激光波長(zhǎng)為950~1 100 nm,光斑直徑最小為1 mm,保護(hù)氣體為氬氣。采用自制的機(jī)構(gòu)對(duì)熔覆層直接施加超聲振動(dòng),與傳統(tǒng)接觸式間接超聲振動(dòng)存在很大差別,施加方式如圖1所示。超聲波與工件掃描方向垂直,激光熔覆方式采用“S”形熔覆路徑,保證超聲振動(dòng)作用于熔池,且對(duì)靠近熔池的熔融態(tài)材料起到振動(dòng)作用,以確保振動(dòng)的時(shí)效性及均勻性。
表13540Fe基粉末化學(xué)成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù))
Tab.1 Chemical composition of 3540Fe(mass fraction) %
表2 42CrMo鋼化學(xué)成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù))
圖1 超聲輔助激光熔覆掃描工件方式示意圖Fig.1 Scan artifact mode of ultrasonic assisted laser cladding
進(jìn)行熔覆實(shí)驗(yàn)前,提前開啟超聲振動(dòng)設(shè)備,以保證作用效果,同時(shí)有助于波形的穩(wěn)定。實(shí)驗(yàn)完成后,延遲關(guān)閉超聲振動(dòng)設(shè)備,增加附加振動(dòng)時(shí)間。
實(shí)驗(yàn)選用離焦量30 mm,掃描速度4 mm/s,搭接率50%,以超聲振子端部中心線與熔池水平面之間的夾角α為超聲振動(dòng)施加角度,分別選取α為0°、30°、45°、60°、90°進(jìn)行超聲振動(dòng)實(shí)驗(yàn),并得到最佳超聲振動(dòng)施加角度。
圖2為施加不同角度超聲振動(dòng)所得到的熔覆層宏觀形貌,可以看出,無(wú)超聲振動(dòng)的熔覆試樣的首道熔覆層較厚,同時(shí)基板端部的熔覆層表面凹凸不平、厚度不均。這是預(yù)置粉末法激光熔覆難以避免的,由于首道熔覆層熔覆時(shí)的粉末最多,周圍未形成熔池,而從第二道熔覆層熔覆開始,粉末逐漸流向前一道熔池,從而導(dǎo)致熔覆層的高度降低?;宥瞬亢穸炔痪彩峭瑯拥牡览?。
(a)無(wú)超聲振動(dòng) (b)0°超聲振動(dòng)
(c)30°超聲振動(dòng) (d)45°超聲振動(dòng)
(e)60°超聲振動(dòng) (f)90°超聲振動(dòng)圖2 不同角度超聲振動(dòng)激光熔覆涂層宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphology of different angles of ultrasonic vibration laser cladding coating
由圖2可以看出,與無(wú)超聲振動(dòng)的熔覆試樣相比,加入超聲振動(dòng)后的各試樣熔覆層整體厚度均勻,首道熔覆層與隨后各道熔覆層的高度差減小,基板端部熔覆層形貌凹凸不平的現(xiàn)象得到了極大改善。其中,當(dāng)超聲施加角度為0°、30°和60°時(shí),熔覆試樣的熔覆層在基板端部存在或多或少凹凸不平的現(xiàn)象,這是由于在豎直和水平方向的振幅大小不同,熔覆層受到的振動(dòng)合力不均造成了基板邊緣與內(nèi)部振幅差值較大,進(jìn)而使得熔池在激光熔覆端部的形態(tài)不穩(wěn)定。在超聲振動(dòng)的劇烈作用下,處于非穩(wěn)態(tài)的熔池迅速凝固形成了凹凸不平的端面形貌。而當(dāng)超聲施加角度為45°和90°時(shí),熔覆試樣的熔覆層宏觀形貌最為平整均勻,振動(dòng)合力在豎直和水平方向分力的均衡以及豎直單一方向的振動(dòng),保證了作用于熔池的振幅穩(wěn)定。由此可知,施加不同角度超聲振動(dòng)時(shí)要盡量保證作用于熔池的振幅均勻及穩(wěn)定,以制備出宏觀形貌均勻平整的激光熔覆涂層。
超聲振動(dòng)輔助激光熔覆3540Fe/CeO2涂層的組織分布圖見圖3。由圖3a可以看出,無(wú)稀土、無(wú)超聲輔助的熔覆層雖有組織生成,但組織由多數(shù)粗大的胞狀晶和少量生成的樹枝晶構(gòu)成,粗細(xì)分布極其不均勻,且產(chǎn)生大量氣孔。由圖3b可以看出,添加稀土后組織得到細(xì)化,組織多為樹枝晶及胞狀晶相間分布在γ(Fe,Ni)相中,涂層氣孔消失。而由圖3c和圖3d可以看出,施加超聲振動(dòng)后涂層組織得到明顯細(xì)化,相比只添加稀土、無(wú)超聲輔助的涂層組織,其晶體結(jié)構(gòu)更加細(xì)致均勻,且同樣無(wú)氣孔產(chǎn)生。由此可知,超聲振動(dòng)的施加確實(shí)對(duì)激光熔覆層的顯微組織起到很好的細(xì)化作用,對(duì)涂層性能有很大的提升作用。這是由于超聲波的空化效應(yīng)起了作用,空化泡形成瞬間產(chǎn)生的高壓會(huì)增加合金熔體的整體過(guò)冷度,進(jìn)而使得涂層結(jié)晶力增大,促進(jìn)熔體形核,提高了形核率,從而細(xì)化組織晶粒。同時(shí),空化泡的破裂瞬間產(chǎn)生的高溫使得已經(jīng)形核的晶粒重新熔化并二次生長(zhǎng),變成更加細(xì)小的晶粒組織。此外,超聲波的熱效應(yīng)也起到關(guān)鍵的作用,在合金熔體的結(jié)晶過(guò)程中,超聲波的熱效應(yīng)對(duì)熔池產(chǎn)生攪拌作用,該攪拌作用使涂層中的溶質(zhì)元素快速聚集于生成的枝晶根部,進(jìn)而使得枝晶根部頸縮后斷裂形成更加細(xì)小的等軸晶。
(a)無(wú)稀土無(wú)超聲 (b)加稀土無(wú)超聲
(c)45°超聲加稀土 (d)90°超聲加稀土圖3 不同角度超聲振動(dòng)激光熔覆涂層顯微組織Fig.3 Microstructure of different angles of ultrasonic vibration laser cladding coating
比較圖3c和圖3d可以看出,在相同熔覆工藝參數(shù)下,施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層組織比施加90°超聲振動(dòng)的熔覆層組織更加細(xì)化。90°超聲振動(dòng)制備的熔覆層組織分布均勻,多為細(xì)化的枝晶組織;而45°超聲振動(dòng)制備的熔覆層組織多為枝晶組織細(xì)化后生成的等軸晶和細(xì)小針狀枝晶,呈垂直熔池方向豎向排列,且涂層表面析出黑色硬質(zhì)相。根據(jù)物相檢測(cè)結(jié)果,硬質(zhì)相中含有Fe、Cr、Ni及少量Ce元素,推測(cè)在熔覆過(guò)程中,共晶組織溶解后在超聲作用下不斷上浮,使得涂層表面出現(xiàn)硬質(zhì)相,該硬質(zhì)相不僅有利于氣孔的排除,對(duì)涂層表面性能也有很好的強(qiáng)化作用。通過(guò)上述分析可知,在相同熔覆工藝參數(shù)條件下,45°超聲振動(dòng)制備的熔覆層顯微組織更為理想。
采用X射線衍射(X-ray diffraction,XRD)進(jìn)行物相分析,圖4為無(wú)超聲振動(dòng)及分別施加45°和90°超聲振動(dòng)后的激光熔覆3540Fe/CeO2涂層XRD物相分析圖譜,可以看出,無(wú)論是施加45°還是90°超聲振動(dòng),熔覆層物相結(jié)構(gòu)均未發(fā)生改變,仍然由γ(Fe,Ni)、Cr13Ni5Si2、Cr7C3等相組成。此結(jié)果與文獻(xiàn)[7]結(jié)果類似。
1.γ(Fe,Ni) 2.Cr13Ni5Si2 3.Cr7C3圖4 不同角度超聲振動(dòng)激光熔覆涂層XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of different angles of ultrasonic vibration laser cladding coating
根據(jù)冶金學(xué)理論,相的組成主要受成分及冷卻條件的影響。超聲振動(dòng)輔助激光熔覆時(shí),在對(duì)熔池施加振動(dòng)的過(guò)程中,并未引入其他元素改變?cè)镜幕瘜W(xué)反應(yīng)而改變?nèi)鄹矊映煞?。同時(shí),超聲振動(dòng)的聲波在熔池中進(jìn)行傳播時(shí)產(chǎn)生空化效應(yīng)及熱效應(yīng),在熔覆過(guò)程中有利于減小熔池的溫度梯度。本研究所用的熔覆材料為Fe基合金,在結(jié)晶過(guò)程中,合金元素在晶界上的含量比其在晶內(nèi)的含量高得多,降低了MF(完全馬氏體化)點(diǎn)溫度,在熔池從高溫降至室溫的過(guò)程中,基本不發(fā)生相的轉(zhuǎn)變,主要為馬氏體,只有晶界上殘留有部分奧氏體,在物相檢測(cè)中顯現(xiàn)不出也是合理的。但韌性良好的奧氏體能吸收熔覆層中的應(yīng)力,可防止裂紋產(chǎn)生,是實(shí)驗(yàn)樣品未觀測(cè)到裂紋的重要原因[8]。
圖5為有無(wú)超聲振動(dòng)作用下激光熔覆層橫截面顯微硬度分布示意圖,可以看出,施加超聲振動(dòng)的熔覆層顯微硬度要明顯高于未施加超聲振動(dòng)的熔覆層顯微硬度。從圖5中實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)可求得未施加超聲振動(dòng)的熔覆層平均顯微硬度為708 HV;而施加90°超聲振動(dòng)的熔覆層平均顯微硬度為1 052 HV,較未施加超聲振動(dòng)的熔覆層硬度提高了48%左右;施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層平均顯微硬度為1 148 HV,較未施加超聲振動(dòng)的熔覆層硬度提高了62%左右,提高效果最為明顯。由此可見,超聲振動(dòng)的施加對(duì)提高熔覆層的顯微硬度有很大的幫助,原因在于施加超聲振動(dòng)產(chǎn)生的空化效應(yīng)及熱效應(yīng)能細(xì)化熔覆層組織和晶粒,晶粒尺寸減小使得晶界數(shù)量增多,當(dāng)載荷作用于等軸晶區(qū)時(shí)硬度提高,使得合金層的韌性得到提高。同時(shí),超聲波的施加使得CeO2稀土元素在熔覆層中的分布更加均勻,表面載荷作用于熔覆層時(shí)被均勻地分?jǐn)?,熔覆層單位面積承受的壓力變小,熔覆層整體的抗變形能力就得到了提高,進(jìn)而總體性能得到了強(qiáng)化。此外,施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層顯微硬度整體要高于施加90°超聲振動(dòng)的涂熔覆顯微硬度,施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層由于振動(dòng)力在水平和豎直方向上的均勻性,使得熔覆層的晶粒更加細(xì)化,組織更加均勻,能更好地均布熔覆層中的CeO2稀土元素,從而得到更高表面硬度的涂層。
圖5 有無(wú)超聲振動(dòng)熔覆層顯微硬度對(duì)比Fig.5 Microhardness with or without ultrasonic vibration cladding layer
作為標(biāo)定熔覆層耐磨性的重要參數(shù),熔覆層的摩擦磨損性檢測(cè)必不可少。研究表明,對(duì)于一定材料,其摩擦因數(shù)及磨損量是材料及各種外界因素綜合作用的結(jié)果,而非材料自身的固有特征,因此為了研究超聲振動(dòng)對(duì)涂層耐磨性的影響,在同一實(shí)驗(yàn)環(huán)境下,對(duì)無(wú)超聲振動(dòng)及分別施加45°和90°超聲振動(dòng)的激光熔覆層的摩擦磨損性進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)研究。
圖6為無(wú)超聲振動(dòng)及分別施加45°和90°超聲振動(dòng)熔覆層的摩擦因數(shù)曲線對(duì)比圖,可以看出,摩擦初期由于表面粗糙度較小,三者的初始摩擦因數(shù)均較小,隨著摩擦?xí)r間的增加,三者表面粗糙度的不同使得曲線發(fā)生變化,在經(jīng)歷了磨合期后,摩擦因數(shù)逐漸趨于穩(wěn)定,并進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段。其中,無(wú)超聲振動(dòng)的熔覆層磨合期最長(zhǎng),施加90°超聲振動(dòng)的熔覆層磨合期次之,而施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層最快達(dá)到穩(wěn)定磨損階段。由此可知,相比較未施加超聲振動(dòng)的熔覆層,施加超聲振動(dòng)的熔覆層磨合期明顯縮短。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,未施加超聲振動(dòng)的熔覆層平均摩擦因數(shù)約為0.49,曲線波動(dòng)較大;施加90°超聲振動(dòng)的熔覆層平均摩擦因數(shù)約為0.37,摩擦曲線波動(dòng)最小,摩擦過(guò)程最為平穩(wěn);施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層的摩擦因數(shù)最小,是未施加超聲振動(dòng)的熔覆層摩擦因數(shù)的一半,約為0.27,雖然摩擦曲線峰谷差值較大,但中間值總體較為平穩(wěn),可能是變幅桿端面橫向振幅與縱向振幅施加不同步,造成了振幅峰谷值差異較大。
圖6 有無(wú)超聲振動(dòng)熔覆層摩擦因數(shù)曲線對(duì)比Fig.6 Friction coefficient curve with or without ultrasonic vibration cladding layer
圖7為無(wú)超聲振動(dòng)及分別施加45°和90°超聲振動(dòng)的熔覆層磨損量對(duì)比圖,可以看出,未施加超聲振動(dòng)的熔覆層磨損量最大,平均值為6.23 mm3;施加90°超聲振動(dòng)的熔覆層磨損量平均值為4.68 mm3;而施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層磨損量最小,平均值為3.02 mm3,減磨效果最為明顯。這一結(jié)果與圖6對(duì)應(yīng)的摩擦因數(shù)結(jié)果相吻合,摩擦因數(shù)小的熔覆層耐磨性較好,從而磨損量相對(duì)較小。
圖7 有無(wú)超聲振動(dòng)熔覆層磨損量對(duì)比Fig.7 Abrasion loss with or without ultrasonic vibration cladding layer
為了更加深入地研究超聲振動(dòng)對(duì)激光熔覆涂層耐磨性的影響,系統(tǒng)探究涂層磨損機(jī)理,用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)對(duì)各磨損試樣的磨痕表面進(jìn)行觀察研究,見圖8。
(a)基體 (b)無(wú)超聲振動(dòng)
(c)45°超聲振動(dòng) (d)90°超聲振動(dòng)
(e)基體放大圖 (f)無(wú)超聲振動(dòng)放大圖
(g)45°超聲振動(dòng)放大圖 (h)90°超聲振動(dòng)放大圖圖8 有無(wú)超聲振動(dòng)熔覆層磨痕形貌SEM圖Fig.8 SEM of grinding crack topography with or without ultrasonic vibration cladding layer
由圖8a可以看出,基體磨損嚴(yán)重,塑性變形較大,磨損形式為嚴(yán)重的粘著磨損和疲勞磨損,并伴有微量磨料磨損,磨痕寬度最大,約為582 μm。這是由于對(duì)磨材料為Al2O3陶瓷球,其硬度遠(yuǎn)高于基體材料42CrMo鋼的硬度,基體在磨損過(guò)程中所受循環(huán)變應(yīng)力較大,進(jìn)入穩(wěn)定磨損階段后超過(guò)其疲勞極限,從而出現(xiàn)疲勞破壞并在表面形成麻坑,同時(shí)隨著摩擦過(guò)程的持續(xù)進(jìn)行,基體表面溫度不斷升高,對(duì)磨偶件與基體因高溫產(chǎn)生局部焊合,焊合區(qū)域在相對(duì)運(yùn)動(dòng)的作用下不斷撕裂后從基體表面凸起并形成粘著。局部放大后,由圖8e可以看到基體磨損面的粘著狀表面,且表面分布有大量氣孔。圖8b為未施加超聲振動(dòng)的熔覆層磨損形貌,可以看出磨損形態(tài)有所減輕,磨損表面較為光滑,磨痕寬度減小,約為480 μm,磨損形式為粘著磨損并伴有微量磨料磨損,磨損表面有大塊的熔覆層脫落及輕微犁溝出現(xiàn),但沒有凹坑和凸起,局部放大后,圖8f表現(xiàn)地更加直觀。這是因?yàn)榕c基體相比,3540Fe/CeO2熔覆層的硬度要高很多,對(duì)磨偶件硬質(zhì)相的變應(yīng)力相對(duì)熔覆層的變應(yīng)力減小,但隨著磨損過(guò)程的進(jìn)行,熱應(yīng)力使得Al2O3陶瓷易于粘結(jié)熔覆層,從而使得熔覆層脫落。
圖8c和圖8d分別為施加不同角度超聲振動(dòng)的熔覆層磨損形貌,可以看出,施加超聲振動(dòng)的涂層比未施加超聲振動(dòng)的涂層在磨損程度上減輕許多,其磨損表面更為光滑。其中,施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層磨損形貌(圖8c)更為理想,磨痕淺而細(xì),磨痕寬度約為236 μm;施加90°超聲振動(dòng)的熔覆層(圖8d)磨痕寬度約為372 μm,磨痕較寬。比較兩者的磨損機(jī)理可以發(fā)現(xiàn),施加超聲振動(dòng)后熔覆層的磨損形式表現(xiàn)為磨料磨損和粘著磨損。施加45°超聲振動(dòng)的熔覆層磨損形式主要為磨料磨損,并伴有輕微的粘著磨損,涂層磨損表面為輕微的豎向細(xì)小劃痕,局部放大后,從圖8g中可以看到,磨痕呈豎向規(guī)則排列,無(wú)明顯溝槽,這一方面是由于Al2O3陶瓷球?qū)Ρ砻娲嬖诶缦髯饔茫硪环矫媸怯捎诿撀涞哪バ紝?duì)涂層表面形成顯微切削作用,但該過(guò)程并未形成較深的犁溝,只有小面積的涂層剝落,磨損表面形貌最為理想。而施加90°超聲振動(dòng)的熔覆層磨損形式為粘著磨損與磨料磨損相間,對(duì)磨偶件的硬質(zhì)點(diǎn)反復(fù)刮擦熔覆層表面,形成了輕微的犁溝,同時(shí)Al2O3陶瓷球?qū)ν繉颖砻嬉泊嬖诶缦骷帮@微切削作用,使得涂層表面有不規(guī)則的小片狀剝落,局部放大后,從圖8h中可以看到,涂層表面有剝落現(xiàn)象,但痕跡較淺,更多的是犁溝形成的犁皺。
在確定了最優(yōu)工藝參數(shù)和粉末配比的基礎(chǔ)上,引入超聲振動(dòng)來(lái)輔助激光熔覆3540Fe/CeO2實(shí)驗(yàn)研究,選擇超聲波與工件掃描方向垂直的輔助方式,采用“S”形掃描路徑進(jìn)行輔助熔覆實(shí)驗(yàn)。通過(guò)分析熔覆層的微觀組織、物相組成和力學(xué)性能發(fā)現(xiàn):
(1)超聲振動(dòng)的施加使得熔覆層組織由粗大的胞狀晶和樹枝晶向細(xì)小的等軸晶和針狀枝晶轉(zhuǎn)化,組織細(xì)化效果明顯。
(2)在硬度和耐磨性方面,超聲振動(dòng)的施加使得涂層平均硬度提高50%~60%,耐磨性提升明顯;但XRD分析發(fā)現(xiàn)熔覆層組織并未因超聲波的作用而產(chǎn)生新相。
(3)超聲振動(dòng)施加角度為45°時(shí)得到的熔覆層性能更為優(yōu)異,此時(shí)熔覆層表面成形質(zhì)量和微觀組織形貌良好,無(wú)裂紋及氣孔等缺陷,涂層平均顯微硬度最高,耐磨效果最為顯著。