磁場輔助激光熔覆鋁基金屬玻璃覆層

王曉明，朱勝,，楊柏俊, 張垚, 徐安陽

1.陸軍裝甲兵學院 裝備再制造技術(shù)國防科技重點實驗室，北京 100072 2.中國科學院金屬研究所 沈陽材料科學國家聯(lián)合實驗室,沈陽 110016

鋁及其合金在具有密度低、剛度高、強度高、導電性好等優(yōu)點的同時，其零件的表面性能較差[1-2](如硬度低、耐腐蝕性和抗磨損性差等)，一般通過制造表面防護層解決這一難題，如化學鍍層[3]、陽極氧化層[4]、噴涂修復層[5]、堆焊修復層[6]以及激光熔覆層[7]等。其中激光熔覆技術(shù)具有基材變形小、稀釋率可控等優(yōu)點[8]，應用最為廣泛，但是熔覆層內(nèi)部的裂紋、氣孔、夾雜等對防護質(zhì)量造成很大影響，不利于激光熔覆在防護涂層方面的應用。為此，國內(nèi)外學者做了大量研究。如，Dubourg等[9]在鋁合金表面預置Fe、Cu粉末并進行激光熔覆發(fā)現(xiàn)熔覆層顯微硬度可達370 HV，主要是由于熔覆層中A12Cu和A17Cu2Fe金屬相。Schneider等[10]通過加入磁場，使激光熔池成分均勻、氣體溢出徹底并降低了表面粗糙度。Lindeuau等[11]研究發(fā)現(xiàn)，當外加磁場垂直焊接方向時，熔覆率提高約50%。劉洪喜等[12]研究表明，外加磁場能使熔覆層的晶粒細化，平均顯微硬度提高10%，磨損失重降低34%。Yue等[13]采用激光熔覆制備了厚度約1.5 mm的Zr-Al-Ni-Cu非晶合金涂層，表面至深度1.1 mm處具備較完整的非晶結(jié)構(gòu)。李現(xiàn)勤等[14]研究發(fā)現(xiàn)，在激光熔覆制備的Ni-Cr-Al熔覆層中存在非晶組織。Liang和Su[15]在鋁硅合金表面制備了分布著大量無定形過共晶結(jié)構(gòu)Ni-Cr-Al熔覆層，極大提高了鋁合金的耐磨性。于瑋[16]和陳曉娟[17]采用普通Al-Ni-Y系粉末,在鋁基體上制備激光熔覆A1基非晶覆層，結(jié)果表明，物相以α-Al相及Al、Ni組成的金屬化合物為主,沒有出現(xiàn)非晶結(jié)構(gòu),表明利用上述粉末制備鋁基非晶覆層仍有一定問題。

鋁基金屬玻璃是指由熔體連續(xù)冷卻得到的非晶態(tài)固體[18]，具接近理論值的高強度、高彈性極限，優(yōu)異的磁各向同性和耐腐蝕性能[19-21]等，是鋁合金零件表面熔覆的理想防護材料。傳統(tǒng)的激光熔覆由于持續(xù)的熱作用，重熔過程中會使非晶成分晶化，失去金屬玻璃特有性能。

為此本文提出通過向激光熔覆中引入磁場的方法，抑制熔覆過程中的晶化現(xiàn)象，提高非晶相含量，在鋁合金表面制造鋁基金屬玻璃覆層，提高鋁合金零件表面性能。

1 試驗材料及原理

試驗基體材料為5083鋁合金，為便于熔覆過程中基體充分散熱，尺寸為選150 mm×50 mm×15 mm，元素組成如表1所示。試驗前將試樣表面用400#砂紙磨光，并用丙酮超聲清洗15 min。熔覆粉末元素配比為Al86Ni6Y4.5Co2La1.5氣霧化合金粉末，粒徑為37.5～100 μm，顆粒分布較為均勻，大部分呈球狀。熔覆前基體預熱至150 ℃。

磁場輔助激光熔覆成形設(shè)備如圖1所示，包括激光發(fā)生系統(tǒng)和旋轉(zhuǎn)磁場發(fā)生裝置兩部分。將待熔覆工件置于自行設(shè)計的環(huán)形磁場工作臺上進行試驗，通過控制電流和頻率控制磁場的強度及轉(zhuǎn)速。采用如下工藝參數(shù)以及相同條件未加磁場作用分別制備相近厚度的熔覆層，運用多種現(xiàn)代材料分析技術(shù)，研究熔覆層內(nèi)部及多層堆積與多道搭接之間的組織結(jié)構(gòu)，測試熔覆層的顯微硬度、殘余應力及抗拉強度等部分力學性能。激光器功率為1.8 kW，掃描速度為300 mm/min，光斑直徑為3 mm，搭接量為30%，送粉速率為7.5 g/min，熔覆時間為10～15 s，熔覆間隔為120～180 s，勵磁電流為30 A，勵磁頻率為25 Hz，采用側(cè)吹氬氣對熔池進行保護。

試驗后，采用日本理學12 kW Rigaku型X射線衍射儀(XRD)對熔覆層進行物相分析；采用德國產(chǎn)Netzsch-404C型高溫Differential Scanning Calorimeter測試熔覆層的晶化行為；采用荷蘭Quangta 200型環(huán)境掃描電子顯微鏡(SEM)及其配備的能譜儀(EDS)觀察和分析熔覆層表面及截面的組織形貌、拉伸試樣斷裂后的斷口形貌；采用HXD-1000型顯微硬度儀測試熔覆層的顯微硬度，載荷100 g，保載時間為10 s；采用愛斯特公司的X-350A X射線應力測試儀測試熔覆層的應力分布。

表1 5083鋁合金基體成分Table 1 Matrix composition of 5083 aluminum alloy

圖1 磁場輔助激光熔覆成形設(shè)備Fig.1 Forming equipment for magnetic field assisted laser cladding

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 熔覆層物相分析

由圖2(a)外加旋轉(zhuǎn)磁場攪拌制備的熔覆層1與未加磁場的熔覆層2以及非晶條帶的XRD衍射圖譜可知，熔覆層的X射線衍射峰由表征非晶相的漫散峰上疊加尖銳的晶化峰組成，經(jīng)過衍射峰標定后判定其主要由α-Al相以及Al4NiY等金屬間化合物相組成，而且熔覆層1較熔覆層2漫散射峰強度更高。圖2(b)所示為成分為Al86Ni6Y4.5Co2La1.5的完全非晶條帶的DSC曲線，根據(jù)楊柏俊[18]的研究結(jié)果，前2個晶化峰分別是納米fcc-Al由非晶基體的沉淀過程和隨后的長大過程。而第3個放熱峰則是由于某些金屬間化合物的形成，如Al3Ni、Al2Y。因此對于相同的合金成分，非晶相的體積分數(shù)與加熱過程中樣品晶化焓的大小成正比，非晶相的體積分數(shù)可由式(1)計算

(1)

式中：ΔΗcomp為部分晶化后的熱焓值；ΔΗamorph為完全非晶態(tài)的熱焓值。

由圖2(c)熔覆層1與熔覆層2的DSC掃描圖譜可知，熔覆層1存在3個較為明顯的晶化放熱峰，其強度較完全非晶帶材的有所降低，而熔覆層2只檢測到1個放熱峰，已發(fā)生嚴重晶化。根據(jù)式(1)計算熔覆層的非晶相含量分別為30.7%和10.2%。這主要是由于電磁場對熔池有較強的上下攪拌作用，釋放熱量降低了晶化趨勢和速度，同時攪拌帶動熔融材料相對流動，也抑制了晶化過程和晶化速度。

圖2 熔覆層物相分析Fig.2 Analysis of cladding layer phase

2.2 熔覆層顯微形貌分析

2.2.1 搭接區(qū)形貌(平行掃描方向)

圖3為熔覆層1與熔覆層2表面金相顯微組織。熔覆層2搭接區(qū)如圖3(b)所示，有長條狀枝晶形成，其尺寸增大明顯。這主要是由于在重熔-凝固過程中，搭接區(qū)與前道熔覆層結(jié)合處溫度梯度較大，且本身晶粒尺寸較大、成分偏析，極易在已有的枝晶基礎(chǔ)上形成金屬間化合物并沿元素偏析區(qū)域不斷長大，并向搭接區(qū)內(nèi)部生長，最終形成相互連接貫通整個搭接區(qū)域的長條狀粗大枝晶組織。該組織脆性大，易斷裂產(chǎn)生裂紋。

熔覆層1搭接區(qū)如圖3(a)所示，有深色的塊狀晶粒沿網(wǎng)狀組織交界處生成，尺寸較小，未發(fā)生明顯長大，在網(wǎng)狀組織交界處形成的塊狀晶粒生長受到明顯抑制，保持了整個熔覆層組織結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性。

圖3 熔覆層多道間搭接區(qū)域組織Fig.3 Microstructure of horizontal multi-lap lapped area of cladding layer

2.2.2 截面組織形貌(垂直于掃描方向)

圖4為2種熔覆層的截面金相顯微組織，由圖4(b)可知，在第1層與基體熔覆過程中，由于熔覆層底部溫度梯度大，凝固速度大，形成了一層平面晶組織。而沿著熔池向上，溫度梯度減小，凝固速度不斷降低，不穩(wěn)定的平面生長方式轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的胞狀生長方式，最后生長為樹枝晶。在隨后多層疊加中，由于激光的熱輸入使已凝固的熔覆層頂部組織重熔，并與新的熔覆層形成良好的冶金結(jié)合，而靠下的熔覆層組織也受到激光掃描的熱影響，晶粒組織不斷長大，最終形成貫穿層與層之間的條狀晶組織。

對熔覆層1不同區(qū)域組織進行劃分如圖4(a)所示。由圖4(a)中1處可知，熔覆層最頂部組織特征與單道熔覆層相似，由較亮的非晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)與包裹的球狀α-Al顆粒組成。由圖4(a)中2處可知，1次重熔區(qū)的組織與熔覆層頂部組織無明顯區(qū)別，表明在多層疊加過程中，前1層的熔覆層頂部區(qū)域再次熔化后由于受到旋轉(zhuǎn)磁場的攪拌作用，有效抑制了成分的偏析和晶粒的長大，使整個熔覆層組織結(jié)構(gòu)較為穩(wěn)定，有利于多層大厚度鋁基金屬玻璃覆層的制備。在圖4(a)中3處所示的2次重熔區(qū)，產(chǎn)生了部分沿散熱方向生長的枝晶組織，但整體組織結(jié)構(gòu)未發(fā)生明顯的改變。圖4(a)中4處所示的熔覆層與基體結(jié)合區(qū)域的細長枝晶組織與圖4(b)熔覆層2所示的2次熱影響區(qū)相似，表明旋轉(zhuǎn)磁場的攪拌作用對受2次熱影響區(qū)域的組織產(chǎn)生影響較小。圖4(a)中5處所示的多道搭接與基體結(jié)合區(qū)域也表明由于激光掃描的2次熱影響，生成了部分條狀和塊狀枝晶。圖4(a)中3、4、5處都表明旋轉(zhuǎn)磁場對2次重熔組織影響較小，后續(xù)的熱作用會促進前1道，甚至幾道的熔覆層材料晶化。

圖4 熔覆層截面顯微組織Fig.4 Cross-section microstructure of cladding layer

2.3 熔覆層殘余應力分析

熔覆層內(nèi)部殘余應力是影響內(nèi)部裂紋萌生、抗疲勞以及耐腐蝕等性能的關(guān)鍵因素，除了與熔覆材料有關(guān)外，還受熔池的凝固過程、熱量積累等影響。由圖5熔覆層表面至基體殘余應力分布可得，殘余應力均表現(xiàn)為拉應力，且均沿厚度方向逐漸增大，基體則主要承受壓應力。熔覆層1的殘余應力較熔覆層2有所降低，且分布波動較小。

從熱量積累分析，熔覆層在堆積成形過程中，激光每掃描一次，后續(xù)形成的熔覆層會對已成形熔覆層有一次熱量累積，處于底部最先成形的熔覆層受影響最大，而且由于基體溫度相對較低，熔覆層與基體之間形成較大溫度梯度，且熔覆層的熱膨脹系數(shù)大于基體，因此當熔池部位被急劇加熱或冷卻時，熔覆層表面受到基體較大的拉應力作用。由于越晚形成的熔覆層受到的熱累積影響越弱，產(chǎn)生的熱應力也相對較小。因此熔覆層殘余應力和晶粒大小隨著熱量累積的增強而增強和長大。

圖5 殘余應力分布Fig.5 Residual stress distribution

加入旋轉(zhuǎn)磁場攪拌作用后，一方面能顯著降低熔池的溫度梯度，利于殘余應力的釋放，降低界面處的拉應力。另一方面能夠顯著細化組織，減少局部的應力集中。

2.4 熔覆層顯微硬度分析

由圖6熔覆層表面和截面顯微硬度值分布可得，熔覆層1表面平均顯微硬度值為335 HV0.1，且均在300 HV0.1以上，最高可達355 HV0.1，分布較為均勻。熔覆層2表面的平均顯微硬度值為278 HV0.1，最高為300 HV0.1，分布波動較大。

出現(xiàn)圖6(b)熔覆層截面顯微硬度，在熔覆層底部有所降低，之后逐漸增大，直到近表層達到最大的分布曲線，是由于5083鋁合金基體的顯微硬度較低，約為75HV0.1，熔合區(qū)附近由于受傳熱作用影響，顯微硬度有所提高。熔覆層在界面處開始成形時，溫度梯度很大，在界面處形成部分粗大柱狀晶組織，故顯微硬度相對較低，而在初始熔覆的多層組織中，由于受到激光掃描的二次熱影響，導致長條狀枝晶形成，顯微硬度有所降低，隨著熔覆層組織的細化，顯微硬度逐漸升高并趨于穩(wěn)定，在近表層達到最大值。

圖6 熔覆層顯微硬度Fig.6 Microhardness of cladding layer

2.5 室溫拉伸性測試與分析

2.5.1 抗拉強度測試

采用圖7所示的熔覆層拉伸試樣制備方法，制備熔覆層拉伸試樣并進行拉伸試驗，得到熔覆層1、熔覆層2和基體的抗拉強度和伸長率如表2所示。熔覆層2的平均抗拉強度為基體的86.9%，平均伸長率為基體的12.9%。熔覆層1的平均抗拉強度為基體的110.2%，平均伸長率為基體的33.1%。

根據(jù)式(2)顯微硬度與強度的關(guān)系，可估算出樣品的強度為600～1 000 MPa。

σ=Hv/3

(2)

式中：σ為強度(GPa或MPa)；Hv為顯微硬度。

實際測量的熔覆層試樣的抗拉強度與理論值有很大差距，而且塑性較基體有顯著降低。這與制備的熔覆層內(nèi)部缺陷有關(guān)。

圖7 拉伸試樣制備Fig.7 Tensile specimen preparation

表2 熔覆層拉伸性能對比Table 2 Comparison of cladding layer tensile properties

2.5.2 拉伸斷口分析

由圖8(a)基體試樣拉伸斷口形貌可得，斷口主要由韌窩構(gòu)成，尺寸較大且較深，呈較規(guī)則的圓形，韌窩底部有薄片狀和顆粒狀的第二相粒子，局部出現(xiàn)撕裂棱，表明基體試樣的塑性變形能力較好，屬于典型的微孔聚集型韌窩斷裂。由圖8(b)可知，熔覆層1的斷口形貌主要由小而淺的韌窩構(gòu)成，在拉伸過程中，球狀α-Al相塑性變形形成微孔，而韌窩周圍出現(xiàn)了解理平臺和沿晶斷裂的特征。表明拉伸試驗過程中經(jīng)歷了韌性斷裂與準解理斷裂，屬于混合型斷裂，在拉伸過程中接頭表現(xiàn)出一定的塑性，但塑性相比基體明顯降低。主要是由于外加旋轉(zhuǎn)磁場攪拌作用對熔覆層晶粒的細化、對雜質(zhì)的凈化作用及形成的網(wǎng)狀非晶組織結(jié)構(gòu)能夠有效阻礙裂紋的萌生和擴展，因此抗拉強度較熔覆層2和基體有所提高。由圖8(c)所示可知，未加磁場作用的熔覆層2拉伸試樣斷口起伏較大，結(jié)構(gòu)分化嚴重，局部區(qū)域存在少量較淺的韌窩，該區(qū)域存在大量晶粒尺寸大小的解理平面以及不同高度的相互平行的解理面組成的臺階，表現(xiàn)為解理斷裂的特征。因此熔覆層2拉伸試樣的塑性較基體顯著降低。而且從圖9(b)可以看出，在拉伸過程中，一方面試樣邊緣存在的金屬間化合物脆性相得不到有效支撐，極易脆性斷裂而剝離材料從而造成缺陷，而另一方面熔覆層內(nèi)的夾雜物會造成局部應力集中，裂紋則從試樣邊緣缺陷處開始萌生，并沿著晶界和缺陷處向試樣內(nèi)部迅速擴展，因此導致拉伸試樣迅速斷裂破壞，嚴重影響了試樣抗拉強度的提高。

圖8 拉伸斷口SEM形貌Fig.8 Tensile fracture SEM morphology

觀察熔覆層1試樣拉伸斷口形貌時發(fā)現(xiàn)局部區(qū)域存在如圖9(a)所示的半球形凹坑，表面平滑，未發(fā)現(xiàn)韌窩、撕裂棱等斷裂特征，其可能是在熔覆過程中由于冷卻速率過快導致熔池內(nèi)的氣體來不及溢出而形成的氣孔。氣孔周圍斷口存在大量解理小面，表明其主要以解理斷裂為主。因此，這些氣孔不僅會造成局部區(qū)域應力集中，也改變了熔覆層的斷裂形式，使其局部極易發(fā)生脆性斷裂進而影響整體的抗拉強度。

圖9 熔覆層拉伸斷口SEM形貌Fig.9 Tensile fracture SEM morphology of cladding layer

3 結(jié) 論

1) 熔覆層主要由非晶相、α-Al相以及Al4NiY等金屬間化合物相組成，旋轉(zhuǎn)磁場的攪拌作用使熔覆層非晶相含量由10.2%提高到30.7%，并有效抑制了多道搭接和多層堆積中重熔區(qū)晶粒的長大，釋放殘余應力，使得熔覆層整體組織結(jié)構(gòu)較為穩(wěn)定。

2) 旋轉(zhuǎn)磁場攪拌作用能細化組織，減少局部應力集中，提高顯微硬度及韌性，使其平均顯微硬度從278 HV0.1提高至335 HV0.1，波動較小。

3) 外加旋轉(zhuǎn)磁場攪拌作用的熔覆層平均抗拉強度為303 MPa，為基體的110.2%，平均伸長率為6.79%，是基體的33.1%。