物流機(jī)器人鋁合金機(jī)械臂的表面強(qiáng)化與力學(xué)性能研究

佟靜， 蘇翀

（1.南京科技職業(yè)學(xué)院智能制造學(xué)院，南京 211500；2.南京郵電大學(xué)計(jì)算機(jī)學(xué)院，南京 210003）

目前，表面改性技術(shù)有超音速噴涂[1]、氣相沉積法[2]、噴丸法[3]、激光熔覆[4]等，但氣相沉積所制備的涂層存在不耐磨、不可控等缺點(diǎn)，噴丸對(duì)材料表面的變形量較大，超音速噴涂制備的涂層與基體之間形成的是機(jī)械結(jié)合，強(qiáng)度不高，而激光熔覆不存在以上缺點(diǎn)。激光熔覆是20世紀(jì)70年代因激光器的發(fā)展而興起的一項(xiàng)新型表面改性技術(shù)[5-7]，其原理是根據(jù)實(shí)際需求利用高能激光束將高硬度、耐高溫、耐磨耐腐蝕等特點(diǎn)的合金或陶瓷粉末與基體快速熔凝，再通過后期的機(jī)械加工使基體表面形成一層具有特定性能的熔覆層，從而達(dá)到提高基體材料表面硬度、抗高溫氧化、耐磨耐腐蝕、力學(xué)等性能[8-11]的目的。激光熔覆技術(shù)具有熱影響區(qū)小、稀釋率低，工藝過程自動(dòng)化的優(yōu)點(diǎn)，其冷卻速度快，可獲得細(xì)晶組織，制備的涂層與基體間形成冶金結(jié)合，強(qiáng)度較高。程彩霞等研究了激光熔覆NiCr/TiAl涂層對(duì)內(nèi)燃機(jī)用Ti600鈦合金的綜合性能的影響，結(jié)果顯示，涂層中的晶粒明顯細(xì)化，主要由等軸晶、枝狀晶、塊狀晶和部分球形晶粒組成，涂層的HV硬度達(dá)到832，涂層的磨損率遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于基體的，可大大提升內(nèi)燃機(jī)用鈦合金的摩擦磨損性能[12]。

常見的熔覆粉末有鐵基合金粉末、鎳基合金粉末、鈷基合金粉末，而陶瓷粉末相比于金屬粉末具有更高強(qiáng)度、硬度和耐磨耐腐蝕抗高溫性能，因此國(guó)內(nèi)許多研究者[13-14]通過在合金粉末中加入陶瓷顆粒粉末對(duì)涂層硬度、強(qiáng)度進(jìn)行進(jìn)一步的提升。邵海泉利用激光熔覆在車用ZL205A鋁合金表面制備Al2O3/NiCrAl復(fù)合涂層，研究了涂層的組織和摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)制備的涂層表面平坦、厚度均勻，添加Al2O3陶瓷顆粒后，起到了明顯的細(xì)化組織、提高硬度、耐磨損的作用[15]。程改蘭等在刀具用W18Cr4V鋼表面激光熔覆CoMoN/WC涂層，涂層與基體之間達(dá)到異冶金結(jié)合狀態(tài)，涂層橫截面硬度呈現(xiàn)梯度分布，且相比于基體有了大幅度的提高[16]。Ni60合金粉末是一種常用的鎳基合金熔覆粉末，具有高硬度、耐磨、耐腐蝕等特點(diǎn)，且Ni60粉末中的B、Si元素可起到除氣的作用，本研究以物流機(jī)器人機(jī)械臂用AlSi10Mg鋁合金為基體，利用激光熔覆在表面制備了單道和多道WC-Ni60復(fù)合涂層，對(duì)單道涂層的宏觀形貌、缺陷、稀釋率和硬度進(jìn)行了分析，對(duì)多道涂層拉伸試樣的力學(xué)性能進(jìn)行研究，為提高物流機(jī)器人機(jī)械臂材料的強(qiáng)度提供一種研究方法。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 材料與熔覆層的制備

實(shí)驗(yàn)采用的基體材料是AlSi10Mg鋁合金（化學(xué)成分如表1所列），單道熔覆基材尺寸50 mm×50 mm×15 mm，多道熔覆基材尺寸為?20 mm×100 mm，先用砂紙對(duì)基材表面進(jìn)行打磨去除氧化物，再在無水乙醇中超聲清洗，去除油污，預(yù)熱至250℃。采用的熔覆粉末是WC-Ni60粉末，直徑為45～10μm，WC含量占20%，Ni60粉末化學(xué)成分如表2所列。熔覆前，先將熔覆粉末放置在真空干燥箱中進(jìn)行干燥處理，然后按球料質(zhì)量比8∶1放入行星式球磨機(jī)中球磨5 h，球磨轉(zhuǎn)速為250 r/min，硬脂酸作為穩(wěn)定劑以防在球磨過程中發(fā)生冷焊。實(shí)驗(yàn)選用的是YAG半導(dǎo)體光纖激光加工系統(tǒng)，采用同軸同步送粉工藝，激光熔覆如圖1所示，激光功率分別為0.6、0.8、1.0、1.2 kW，光斑直徑為3 mm，送粉速率為15 g/min，激光掃描速度為200 mm/min，實(shí)驗(yàn)在氬氣保護(hù)下進(jìn)行，氬氣流速為25 L/min，進(jìn)行單道熔覆時(shí)須先將基材向無人處墊起一側(cè)，以防激光反射對(duì)人或設(shè)備造成傷害，多道熔覆時(shí)搭接率為50%，轉(zhuǎn)速為50 r/min。

圖1 激光熔覆示意Fig.1 Schematic diagram of laser cladding

表1 AlSi10Mg鋁合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of AlSi10Mg alloy

表2 Ni60粉末化學(xué)成分Table 2 Chemical composition of Ni60 powder

1.2 表征及性能測(cè)試

熔覆試樣自然冷卻后，使用DK7735型線切割機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行切割，用無水乙醇進(jìn)行超聲清洗，并用XQ-1型金相鑲嵌機(jī)進(jìn)行鑲嵌制樣，將金相試樣用粒度分別為74μm、23μm的砂紙粗磨后，再用粒度分別為13μm、6.5μm的砂紙進(jìn)行精磨，在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光處理，用HCl、HF和HNO3（體積比3∶2∶5）的混合液蝕刻，超聲清洗、吹干。在自帶能譜分析儀（EDS）的Quanta200型掃描電子顯微鏡下進(jìn)行單道熔覆層的形貌和元素組成觀察，分析熔覆層和基材的結(jié)合情況。利用X射線衍射儀對(duì)熔覆層表面進(jìn)行物相分析，采用Cu-Kα射線，電壓為35 kV，電流為0.2 A，掃描角度為10°～80°。利用HXS-1000A型顯微硬度計(jì)對(duì)單道熔覆層的硬度進(jìn)行分析，加載載荷為30 g，加載時(shí)間為10 s，每個(gè)試樣在熔覆層橫截面上沿表面向基體內(nèi)部方向取8個(gè)點(diǎn)。利用粘接試驗(yàn)法測(cè)定單道熔覆層與基體的結(jié)合強(qiáng)度，將多道熔覆的鋁合金金屬棒打磨光滑后在車床上加工制成拉伸試樣，然后在UTM5105型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1.5 mm/min，拉伸結(jié)束后在掃描電鏡下分析拉伸斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 激光功率對(duì)熔覆層宏觀形貌的影響

圖2所示為不同激光功率時(shí)AlSi10Mg鋁合金表面單道熔覆WC-Ni60粉末熔覆層橫截面宏觀形貌，熔覆層與基體之間形成明顯的冶金結(jié)合，熔覆層宏觀形貌受激光功率的影響。從圖2中可以明顯看出，隨著激光功率的增大，熔覆層高度先增大后減小，寬度不斷增大，熔池深度也不斷增大。由于激光功率不斷增大，被熔覆粉末更多，導(dǎo)致熔覆層高度和寬度增大，熔覆層中WC顆粒明顯增多，但激光功率過大時(shí)，被熔化基體更多，導(dǎo)致熔池更深，熔覆層相對(duì)下陷，導(dǎo)致高度降低，且部分WC顆粒被熔化和分解成W2C。圖2（a）所示為激光功率為0.6 kW時(shí)，熔覆層表面較粗糙，高度較低，寬度較小，熔池深度較淺，此時(shí)由于WC的密度較大，WC顆粒沉入熔覆層中下部。當(dāng)激光功率為0.8 kW時(shí)，熔覆層宏觀形貌如圖2（b）所示，熔覆層高度變高，寬度變大，熔池深度變深，熔覆層表面及橫截面上無明顯缺陷，大部分WC顆粒分布在熔覆層中下部，由于熔池內(nèi)產(chǎn)生對(duì)流，部分WC顆粒隨熔體流動(dòng)到熔覆層頂部。當(dāng)激光功率為1.0 kW時(shí)，熔覆層的宏觀形貌如圖2（c）所示，熔覆層高度變高，寬度增大，熔池深度變深，此時(shí)熔池內(nèi)產(chǎn)生強(qiáng)對(duì)流，使得WC顆粒分布均勻。當(dāng)激光功率達(dá)到1.2 kW時(shí)，圖2（d）顯示了熔覆層宏觀形貌，熔覆層高度變低，寬度變大，熔池深度更深，熔覆層表面產(chǎn)生一些裂縫，WC顆粒均勻分布。隨著激光功率的增大，激光能量密度更大，熔覆的粉末和基體材料更多，熔池內(nèi)部對(duì)流變劇烈，因此熔池深度變深，熔覆層寬度變大，高度先變高，但當(dāng)激光功率增大到1.2 kW時(shí)，相同時(shí)間內(nèi)熔覆的粉末量變多，更多的能量被基體吸收，熔化形成熔池，使得熔池更深，熔覆層高度變低，且過大的能量會(huì)使熔覆層的溫度梯度和熱應(yīng)力變大，從而在熔覆層淺層產(chǎn)生熱裂，形成裂紋。

圖2 不同激光功率下熔覆層宏觀形貌Fig.2 The macromorphology of the cladding layer with different laser powers

如圖3（a）所示，熔覆粉末和基體在經(jīng)過高能激光束輻照后，產(chǎn)生瞬時(shí)高溫，根據(jù)溫度梯度分布，可將金相試樣分為4個(gè)區(qū)域，區(qū)域1是熔覆層頂部，區(qū)域2是熔覆層中部，區(qū)域3是冶金結(jié)合區(qū)，區(qū)域4是基體區(qū)。在激光熔覆過程中，在保證熔覆層與基體之間的良好冶金結(jié)合效果的同時(shí)，還要盡量使熔覆層的稀釋率λ[17]足夠低，熔覆層稀釋率計(jì)算如式（1）所示:

式（1）中：h為熔池深度；H為熔覆層高度。

圖3（b）顯示了不同激光功率下熔覆層的稀釋率變化和熔覆層與基體結(jié)合強(qiáng)度，增大激光功率，熔覆層稀釋率先減小后增大，熔覆層與基體結(jié)合強(qiáng)度先增大后減小，當(dāng)激光功率為1.0 kW時(shí)，熔覆層稀釋率最小，約為15%，熔覆層與基體結(jié)合強(qiáng)度最大，達(dá)到282.6 MPa，熔覆層與基體間的冶金結(jié)合效果較優(yōu)。過低的激光功率無法使熔覆粉末完全熔化，熔覆層表面較粗糙，且被熔化的基體較少，對(duì)熔覆材料的稀釋效果不佳，過高的激光功率使得稀釋率過高，熔覆層與基體間的結(jié)合效果不佳，熔覆層橫截面淺層出現(xiàn)裂紋，不利于熔覆層的性能提升[18]。因此，其他工藝參數(shù)不變時(shí)，激光功率為1.0 kW制備的熔覆層表面無明顯缺陷，且稀釋率較低，與基體的結(jié)合效果較優(yōu)。

圖3 熔覆層Fig.3 Cladding layer

2.2 熔覆層微觀組織分析

圖4所示激光功率為1.0 kW時(shí)單道熔覆層的XRD分析結(jié)果圖和SEM微觀形貌圖。圖4（a）中出現(xiàn)WC、W2C、NiAl、Ni3Al、Ni3Si、G2B （G=Ni、Fe）、M7C3、M23C6（M=Cr、Fe）相，這證明熔覆過程中，Ni60與Al發(fā)生反應(yīng)生成了NiAl和Ni3Al相[19]，B元素的存在可以起到細(xì)化熔覆層組織的作用，Si元素可提高熔覆層的硬度。圖4（b）、圖4（c）、圖4（d）是當(dāng)激光功率為1.0 kW時(shí)熔覆層的微觀形貌SEM圖。圖4（b）顯示了區(qū)域1的SEM圖，為胞狀細(xì)晶區(qū)，由于熔體成分均勻，且溫度梯度大造成此區(qū)域過冷度大，從而形成胞狀細(xì)晶區(qū)，結(jié)合XRD分析結(jié)果與點(diǎn)A處EDS分析結(jié)果可知，此胞狀晶為NiAl和Ni3Al。圖4（c）所示為區(qū)域2的SEM圖，此區(qū)域的WC顆粒附近有亮白色相存在，根據(jù)亮白色相的EDS能譜分析發(fā)現(xiàn)，主要由Fe、Cr、C元素組成，結(jié)合XRD分析結(jié)果，此亮白色相是在熔覆過程中析出的碳化物M7C3和M23C6相[20]，在熔覆時(shí)，WC發(fā)生熱分解生成W2C和C[21-22]，C在向外擴(kuò)散過程中與Cr、Fe結(jié)合，在凝固過程中析出碳化物M7C3和M23C6相。圖4（d）中顯示了區(qū)域3的微觀組織，結(jié)合區(qū)主要呈現(xiàn)出具有方向性的樹枝晶，且對(duì)結(jié)合區(qū)進(jìn)行EDS面掃描，從圖4（e）中可以發(fā)現(xiàn)Ni元素含量逐漸降低，而從圖4（f）中可以看出Al元素含量逐漸升高，Ni、Al元素的漸變說明熔覆層與基體之間形成了良好的冶金結(jié)合。

圖4 熔覆層XRD圖譜及微觀組織Fig.4 XRD pattern and microstructure of cladding layer

2.3 熔覆層顯微硬度分析

圖5所示為激光功率為1.0 kW時(shí)單道熔覆層橫截面的硬度變化情況，從熔覆層表面向基體方向，隨著距表面距離的增大，熔覆層的HV硬度先增大后減小，最后減小到接近基體的HV硬度81.3，熔覆層HV硬度在680.2～960.6之間。HV硬度出現(xiàn)這種變化的原因是，熔覆層頂部過冷度大，細(xì)化程度高，組織致密，主要由細(xì)小的胞狀晶NiAl和Ni3Al相組成，HV硬度相較于基體得到大幅度提升。熔覆層中部均勻分布著WC顆粒，附近含有大量碳化物析出相M7C3和M23C6相，WC和析出相M7C3和M23C6的HV硬度均比NiAl和Ni3Al大，因此熔覆層HV硬度逐漸增大而后又減小。結(jié)合區(qū)HV硬度在196.5～560.7之間，相比于熔覆層有較大的減小，主要是因?yàn)榻Y(jié)合區(qū)的組織變得粗大，主要由粗大的具有方向性生長(zhǎng)的樹枝晶組成，且基體對(duì)熔覆層有稀釋作用，越靠近基體稀釋作用越大，HV硬度的降低幅度越大，最后HV硬度降低到接近基體的硬度值。綜上所述，在AlSi10Mg鋁合金表面單道熔覆WC-Ni粉末可制備高硬度的熔覆層。

圖5 單道熔覆層橫截面顯微硬度變化曲線Fig.5 Microhardness change curve of cross section of single cladding layer

2.4 熔覆層拉伸性能分析

對(duì)基體和激光熔覆強(qiáng)化后的拉伸試樣棒進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，其拉伸測(cè)試結(jié)果如表3所列，拉伸試樣多道熔覆層厚度約為0.7 mm，打磨光滑后在車床上加工主要作用是去除熔覆層表面的疏松層，裸露在外面的多道熔覆層強(qiáng)度更高。從表3中可以明顯看出，激光熔覆后的試樣拉伸性能得到明顯的提升，熔覆后試樣的抗拉強(qiáng)度增大到313 MPa，延伸率減小到1.3%，相比于基體分別提高了21.8%和降低了27.8%。多道熔覆層拉伸試樣斷口整體形貌如圖6所示，圖6中左側(cè)為基體區(qū)域拉伸斷口形貌，斷口形貌有較大的解離面，中間部分為冶金結(jié)合區(qū)，右側(cè)為熔覆層區(qū)域的拉伸斷口形貌，斷口表面較平坦，斷口有分布較多均勻的細(xì)小韌窩。從圖6中可以看出，從基體到熔覆層方向斷口并無明顯的斷層和高度差，無明顯剝離，冶金結(jié)合區(qū)域拉伸斷口過渡平緩，這說明熔覆層與基體之間達(dá)到良好的冶金結(jié)合，拉伸斷口與微觀組織分析的結(jié)果一致。熔覆區(qū)拉伸斷口有密集且較深的韌窩，結(jié)合區(qū)部分的拉伸斷口可以看到許多具有方向性的晶粒界面，基體部分的拉伸斷口出現(xiàn)大量的解離面和較淺的韌窩，熔覆試樣拉伸斷口整體表現(xiàn)以韌性斷裂為主。激光熔覆的快速凝熔特點(diǎn)使得WCNi復(fù)合涂層微觀組織均勻細(xì)小，細(xì)小的組織有利于材料的力學(xué)性能提升，與基體結(jié)合強(qiáng)度更高，熔覆層的存在大大提升了材料整體的拉伸性能，而不只是提升了熔覆層部分的拉伸性能。熔覆試樣力學(xué)性能得到提升主要是細(xì)晶強(qiáng)化和顆粒強(qiáng)化的共同作用，由于激光熔覆快速熔凝的特點(diǎn)，導(dǎo)致熔覆層的過冷度大，且B元素可細(xì)化組織，導(dǎo)致熔覆層的組織相對(duì)細(xì)小均勻，有利于細(xì)晶組織的產(chǎn)生，且在熔覆區(qū)與結(jié)合區(qū)產(chǎn)生的NiAl、Ni3Al、Ni3Si、M7C3、M23C6相有較高的強(qiáng)度，對(duì)試樣的力學(xué)性能有提升作用，此外，嵌入在熔覆層中的WC顆粒起到了顆粒強(qiáng)化的作用，在一定程度上提高了熔覆試樣的強(qiáng)度。

表3 試樣拉伸測(cè)試結(jié)果Table 3 Tensile test results of samples

圖6 熔覆試樣拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of cladding sample

3 結(jié) 論

利用激光熔覆在AlSi10Mg鋁合金成功制備單道熔覆層金相試樣和多道熔覆層拉伸試樣，對(duì)單道熔覆層的微觀組織和拉伸試樣的拉伸性能進(jìn)行分析，結(jié)果如下：

1）在單道熔覆下，不同激光功率的熔覆層宏觀形貌不一，隨著激光功率的增大，單道熔覆層高度先增大后減小，熔池深度增大，寬度增大，稀釋率先減小后增大，當(dāng)激光功率為1.0 kW時(shí)單道熔覆層稀釋率達(dá)到最小，與基體結(jié)合強(qiáng)度達(dá)到最大，冶金結(jié)合效果較優(yōu)，功率過低導(dǎo)致粉末無法完全熔化，功率過高導(dǎo)致熔覆層產(chǎn)生裂紋。

2）激光功率為1.0 kW時(shí)單道熔覆層主要由WC、W2C、NiAl、Ni3Al、Ni3Si、M7C3、M23C6（M=Cr、Fe）組成，熔覆層頂部由胞狀晶組成，中部存在大量WC顆粒和亮白色析出相M7C3、M23C6，結(jié)合區(qū)由具有方向性的樹枝晶組成，結(jié)合區(qū)的元素過渡說明熔覆層與基體之間形成冶金結(jié)合。

3）激光功率為1.0 kW時(shí)單道熔覆層橫截面HV硬度先增大后減小，最大達(dá)到960.6。多道熔覆拉伸試樣抗拉強(qiáng)度增大到313 MPa，延伸率減小到1.30%，相比于基體分別提高了21.80%和降低了27.80%。熔覆拉伸斷口表面整體較平坦，熔覆區(qū)有較多分布均勻的細(xì)小韌窩，熔覆層與基體之間無明顯剝離。