激光功率对Co基梯度耐磨涂层性能的影响

文章编号：1001-3806(2018)04-0494-06

激

LASER TECHNOLOGY

光技术

Vol.42,No.4July, 2018

激光功率对Co基梯度耐磨涂层性能的影响

张昌春1石岩2王洪新1

(1.皖西学院机械与车辆工程学院，六安237012;.长春理工大学机电工程学院，长

摘要：为了分析激光功率对Co基梯度耐磨涂层组织和性能的影响，采用激光熔覆在2

816,11215，&47+贾以质量分数为0.05)合金粉末制备厚度约为2.411^的

春130022)

0CMnMo钢表面依次熔覆

&)基梯度耐磨涂层,进行了微观组织分析、

显微硬度测试、摩擦磨损试验。结果表明，不同激光功率下涂层表面均没有出现裂纹且各涂层中晶体形貌相似,表层出 现致密的等轴晶过渡层出现粗大的柱状晶底层出现平面晶和树枝晶;600W时耐磨层中发现未熔WC颗粒,800W耐磨 层发现C〇W2B2硬质相;在600W ~ 800W范围内，激光功率越高，涂层整体的显微硬度和耐磨性越好;激光功率为800W 时,耐磨层显微硬度达到730HV。.，涂层耐磨性相对于基体提高了 300%。此研究结果对激光熔覆制备Co基梯度耐磨涂 层提供了参考依据。

、、

关键词：激光技术;Co基梯度耐磨涂层;激光功率;显微组织;性能

中图分类号：TG156.99 文献标志码：A doi: 10. 7510/jgjs. issn. 1001-3806. 2018. 04. 012

Effect of laser power onproperties of Co-based gradient wear-resistant coatings

ZHANG Changchun 1 , SHI Yan 2 , WANG Hongxin 1

(1. College of Mechanical and Vehicular Engineering , West Anhui University , Lu an 237012 , China；2. College of Mechanical and Electric Engineering , Changchun University of Science and Technology , Changchun 130022 , China)

Abstract ： In

order to analyze effect of laser power on microstructure and properties of Co

coatings , alloy powders of St6 , Stl2Band Co47 + WC ( mass fraction of 0. 05 ) were claded on the surface of20CrMnMo steel. Co-based gradient wear-resistant coatings with the thickness of about 2. 4mm were prepared to do microstructure analysis , microhardness test , friction and

wear test. The results

show

that

there

is

no crack on

the

surface

laser powers. The morphology of the crystals in each coating is similar ： dense equiaxed grains in the surface layer , large columnar crystals in the transition layer , and plane and dendrites in the bottom layer. The unmelted WC particles are found in the wear-resistant layer at 600W. The

hard

phase

of C0W2B2

is found in the

wear-resistant

layer

at 800W. From

properties of the coatings , the higher the laser power, the better the microhardness and wear resistance of the coatings in the range of 600W to 800W. When laser power is 800W , microhardness of the wear-resistant layer is 730HV0 1 , and wear resistance of the coating is 300% higher than that of the gradient wear-resistant coatings by laser cladding.

matrix.

The results

of

this

study

provide a reference for

the

Key words： laser technique；Co-based gradient wear-resistant coating；laser power；microstructure；property

DONG等人[]制备了显微硬度高达655HV的Co-Ni-

引言

20CrMnMo钢是一种高强度的渗碳钢，常用于制 造曲轴、连杆、凸轮轴、齿轮轴、销轴、齿轮等重要零件。 激光熔覆主要利用高功率激光的快速熔凝效应在零件 上制备功能涂层;激光熔覆制备高厚度梯度耐磨涂层， 可减少裂纹缺陷、提高涂层使用性能和寿命[1]。

作者简介:张昌春（1983-),男，工程师，主要从事激光加

工技术的研究。

E-mail :774359800@qq. com

收稿日期:2017-09-04;收到修改稿日期:2017-09-25

Cu梯度涂层，且涂层间结合良好，成分、组织和热物理

性能均呈现梯度分布。S0RN等人[3]在基体

Cr5M〇SiV上分层熔覆3种不同的合金粉末，通过改变

激光工艺参量，最终获得厚度大于3.5mm的理想梯度 涂层。不同材料对激光波长吸收率有所不同，因此激 光器和激光模式的选用影响着加工效率和加工质 量[45]。研究发现，激光工艺参量特别是激光功率直接 影响制备涂层的质量，特别是制备高厚度涂层时，激光

功率的影响尤为突出。LIN等人[6]在316L不锈钢表 面激光熔覆了 Co基合金涂层，研究发现，激光功率越

第42卷第4期张昌春激光功率对Co基梯度耐磨涂层性能的影响

495

HANC

在316L不锈钢表面制备Ni基WC熔覆层，研究发现， 激光功率范围在2. 5kW〜3. 5kW时，功率增加会使熔 覆层的晶体更致密；晶内出现Fe，N元素的富集，晶界 处复式Cr，W元素的偏聚。

本文中使用固体激光器在20CrMnMo基体上熔覆

C

0. 0017 ~ 0. 0023

Si

0. 0017 ~ 0. 0037

Mn

0.009 -0.012

C/

0.011 -0.014

大、涂层稀释率越大，熔覆层的耐腐蚀性能随激光功率 的增加先提高后降低。等人[7]采用〇2激光器

不同类型的

Co基粉末，制备高厚度耐磨涂层，并研究

激光功率参量对涂层性能的影响。1

试验材料与方法

1.1试验材料

CrMnMo(成分见表1)，试样尺

寸为50mm X 30mm X 10mm，热处理状态为调质，表面

试验基体材料为20

Mo

0.002 -0.003

Ni<0.0003

P<0.00035

S<0.00035

Cu< 0.0003

Table 1 Main ingredients of 20CrMnMo steel ( mass fraction)

打磨后用丙酮清洗。

为获得性能逐渐改变的梯度耐磨涂层，在基体上

熔覆3层涂层，使其结构分为3个部分:底层、过渡层、 耐磨层。底层熔覆材料为St6合金粉末（粒度为 61pm〜150pm)，过渡层熔覆材料为由S2B合金粉 末（粒度为44pm〜150pm)、耐磨层熔覆材料由Co47 (粒度为44pm〜104pm)、WC/Co (粒度为44pm〜 104pm)两种合金粉末组成，其中粉末的质量配比为

C〇47 + WC(质量分数为0. 05)。

^表示次数1〜次数3

tl

1.2试验方法

激光熔覆试验在KUKA机器人系统上进行，激光

器为HL006D型Nd:YAG激光器、送粉器为PFL-2A 型送粉器，送粉方式为同步侧向送粉，载粉气体和保护 气体均为氩气。激光熔覆示意如图1所示。激光熔覆

试验参里如表2所示。其中A --L3表示层1〜层3;7^〜

Fig. 1

Schematic diagram1 of laser cladding

Table 2 Test parameters list of laser cladding

laser power/

W800800

scanning speed/ (mm • s _ 1 )

66666

powder feeding rate/

(g • min-1 )

4.754.754.754.754.75

overlap rate/

defocusing amount/

mm1010101010

coating layer

%

alloy powder

St6Stl2B

C〇47 +WC(>=0.05)C〇47+WC(m；=0.05)C〇47+WC(m；=0.05)

A

[2

3030303030

A

T1

T2T3

66070800

20

CrMnMoChQM-3B型球磨机对合金粉末进行球磨20min，球磨后 在DZF-6020型真空干燥箱中100°C干燥12h。每次

激光熔覆获得的试件均放置加热炉内加热，保温一段 时间后随炉冷却[]，以备下一次熔覆时使用。试验最 终获得厚度约2. 4熔覆层。

试验前，为减少或消除熔覆层的裂纹[]，将

试件放在200°的加热炉内保温2;使用

氢氟酸(2份）HN〇3(1份）的混合溶液对截面进行腐 蚀;使用Msho MD20体式显微镜观察熔覆层截面形 貌，M-6701F型冷场发射扫描电子显微镜观察微观 组织结构，XRD-6000型X射线衍射仪分析物相;HMT- 3型显微硬度计检测熔覆层截面的显微硬度（载荷 ^ =0. lkg，加载时间^ = 10s，测试间隔L= 0.1mm); 在M-200型摩擦磨损试验机对熔覆层进行干滑动摩 擦磨损试验（载荷6 = 200N，转速W = 200r/mn，磨损 时间 ^ =30mn，对磨件:GCrl5)。

JS

t

mm

用线切割将试件沿垂直于激光扫描方向切取尺寸

为10 10的试块，经研磨、拋光后用比例为:浓

mmXmmi

i

496

激 光技2试验结果与分析2.1

制备梯度耐磨涂层

图2为不同激光功率下（600W，700W，800W)，梯

度耐磨涂层表面形貌。从图中可以看出，各功率下涂

层表面均没有出现裂纹。激光功率600W时熔覆层表 层形貌较差，700W和800W时表层形貌较好。

600W ；

lOmin

；,....—、.一 丄二.，.'、：■:乂..…

.

700W i 800WJ

1 Omm

，

Fig. 2 Surface topographies of coatings

图3为不同激光功率下（600W，700W，800W)，梯度耐磨涂层宏观形貌。图中，从基体往上依次出现界 线分明的热影响区、底层、过渡层、耐磨层。由于试验 进行3次激光熔覆加热，前两次激光功率均为800W， 熔覆时使熔覆层和下层部分区域再次熔化，而且第3 次激光熔覆距离基体较远，造成不同功率下各涂层的 热影响区差别不大，在基体与熔覆层的稀释率较大。

Fig. 3

Macromorphology of gradient wear-resistant coatings

a—600W b—700W c—800W

随着第3次激光熔覆功率的增加，熔覆层的整体 厚度和耐磨层厚度逐渐增加，过渡层厚度相对减少，到

800W时，耐磨层厚度出现大幅度增加。激光熔覆是 激光使粉末和基体快速熔化形成熔池，在熔池中传热、 传质并快速凝固的过程[10]。激光功率增加使耐磨层 中合金粉末熔化量变大且过渡层的熔化区域变大，快 速形成更大的熔池，熔池中传热、传质作用促使不同涂 层间元素充分扩散互溶，快速凝固后形成新的涂层形 貌。在激光功率为800W时，出现耐磨层厚度大幅度 增加的现象，是由于固体激光器发射的激光波长较短， 有利于材料的吸收，在800W时突破了阈值[1]。

由于试验制备高厚度的耐磨涂层，基体与熔覆层

术

2018年7月

的稀释率较大并不会影响涂层的使用性能，采用

800W的激光功率熔覆耐磨层时，过渡层的大部分区 域均会熔化，过渡层原有的应力分布会被打乱，同时传 质作用加剧了层间元素扩散互溶，从而降低了产生裂 纹的风险，涂层间实现了良好的冶金结合。2.2梯度耐磨涂层典型区域微观组织

图4〜图6为不同激光功率下（600W，700W， 800W)，梯度耐磨涂层各层典型区域的微观结构。参 考MA0[12]对Co47 + WC熔覆区的物相分析可知，梯 度耐磨层主要是由Y-Co、奥氏体、Co(；等化合物组成。

60UW 10fmi 7〇〇\\V • >°Mm(s(K)\\V \" ' lnMm

Fig. 4 Microstructure of the surface layers for gradient wear-resistant coat­

ings

6(K)\\V' 700W \"

8()()W'V .lOum

Fig. 5

Microstructure of the transition layers for gradient wear-resistantcoatings

Fig. 6 Microstructure of the bottom layers for gradient wear-resistant coat­

ings

图4为梯度耐磨涂层表层微观结构。如图可见，

耐磨层表层出现有尺寸较小的等轴晶、晶体生长方向 性差，激光熔覆是一个近似定向凝固过程，而熔覆层中

凝固组织形态的一个重要控制参量为温度梯度G和 界面推移速度〃s的比值[3]。在涂层表层值较 小，枝晶生长方向受热流方向控制较小，枝晶在熔池内 各向异性快速成长，结晶远远偏离平衡凝固，出现带有 偏析的细小共晶组织。

当激光功率为600W时，耐磨层中出现黑色斑点； 当激光功率为700W时，耐磨层中黑色斑点相对减少; 当激光功率为800W时，耐磨层中黑色斑点大量增加。 根据分析，出现黑色斑点，说明有强化相或未熔颗粒存 在，700W和600W的耐磨层相比黑色斑点数量相对减 少，考虑600W时黑色斑点为未熔颗粒;而800W时黑 色斑点为强化相。激光功率从600W〜800W时，随着

第42卷第4期张昌春激光功率对Co基梯度耐磨涂层性能的影响

497

激光功率增大，WC逐渐熔化充分，且较高的温度使熔 池中传热、传质更加充分，WC与Co元素相互扩散互 溶得越均勻，更容易形成相对均勻的新硬质相。

图5为梯度耐磨涂层过渡层微观结构。如图可 见，激光功率在600W和700W时，过渡层心部均出现 大量具有一定方向性的柱状枝晶；同时有一部分粗大 的柱状枝晶出现，700W时粗大柱状晶的数量和体积 均比600W时突出。分析原因为:熔覆耐磨层时，热传 递影响着递影响过渡层晶体长大，且值很大，使 过渡层晶体凝固时晶体以沿着热流方向生长，出现了 方向较一致的晶体形态；出现粗大柱状晶是由于耐磨 层的熔覆时，使过渡层内原有的柱状枝晶二次受热长 大。

激光功率为800W时，出现较为致密的晶体形态， 观察该处的宏观形貌可知，过渡层被耐磨层严重压缩， 分析原因为:在800W时，快速突破合金粉末和过渡层 材料的阈值，元素在新熔池内相互扩散作用增强、并充 分固溶形成硬质相，快速凝固时硬质相来不及长大且 比重较大，故沉积于此。

图6为梯度耐磨涂层底层微观结构。如图可见， 不同激光功率下，底层出现尺寸较大的平面晶和部分 树枝晶。在单层激光熔覆过程中，熔池内部的温度呈 正温度梯度分布，刚开始凝固时，热过冷的作用大于成 分过冷的作用，故凝固界面的晶体生长时常为平直形 态，涂层底部区域的晶体多为平面晶，很难见到树枝 晶。而在梯度耐磨涂层的底层出现了尺寸较大的平面 晶和树枝晶，分析认为，第1次激光熔覆时该部位仍会 出现平面晶;随着第2次、第3次熔覆的进行，能量持 续传到该部位促使晶体持续生长，在晶体生长的过程 中，晶体内能增加、温度升高，降低了温度梯度，当热过 冷的作用小于成分过冷的作用时，凝固界面有小突起 的时候会继续长大，故出现树枝晶形态。激光功率从 600W〜800W时，晶体尺寸也相对变大。2.3

梯度耐磨涂层耐磨层与过渡层结合处微观组织图7为梯度耐磨涂层耐磨层与过渡层结合处微观 组织。如图可见，该处的微观结构与图2中的微观结 构相似，但晶体尺寸相对变大，由于合金粉末Co47 +

60()\\V

■ 1°M^700\\V . I(>_um

Fig. 7

Microstructure of the junctions of wear-resistant layers and transition

layers

WC(质量分数为0. 05)与Stl2B的成分相近，凝固结

晶时热作用大于成分作用。600W时与800W时一样 仍然存在黑色斑点，在后续物相分析中可进一步证实

600W时的黑色斑点为WC颗粒，800W时的黑色斑点 为硬质相。

图8为耐磨层与过渡层结合处的X射线衍射（X-

ry diffmction，XRD)图谱。由于激光的高功率密度和

熔池的快速凝固以及在涂层粉末中含有大量微量元素 的缘故，造成XRD谱线中出现了一个较强的晶化相衍 射峰，同时也有很多弱峰。在根据粉末衍射标准联合委员会（Joint Committee on Powder Diffraction Stand-

ards，JCPDS)卡片及三强线原则进行物相标定时，峰位

均有一定偏移，除了一些强衍射峰比较吻合，其它的弱 峰的偏差比较大。有合金粉末以Co基粉末为主，故 在各图均发现y-Co相的大量存在;在图8a中发现了

WC和B2Co3相的存在，随着温度的增加，WC和 B2Co3相逐渐消失，至800W时生成CoW2B2相，促进

transition layers

a—600W b—700W c—800W

498

激 光技了涂层合金的致密化。同时对比各相对应的峰值结果 可知，由于熔覆层中WC/ Co的富集，在激光熔凝过程 中，元素发生重组，Co，C，W形成稳定相。2.4梯度耐磨涂层耐磨层显微硬度测试

如图9所示，梯度耐磨涂层的显微硬度相对基体 显著提高，自耐磨层至基体实现了平稳过渡;随着激光 功率的增加，耐磨层表层平均显微硬度增加明显。

—600W

|S 700 600 700W -800W

圓| 500 400 ::以”，1§ 300­200:

4

distance from the surface/mm

0,5 1,0 1.5 2.0

Fig. 9

Microhardness of gradient wear-resistant coatings

激光功率为600W时，因功率较小，WC颗粒未能 充分熔化并与周围-生成的硬质相较少;距表面 0. 5mm

yCo

处显微硬度明显下降，因激光功率较低，传递

的热能不足以充分实现耐磨层和过渡层的元素扩散互 溶，却实现该处晶体长大，故耐磨层的显微硬度最小 (不足 600HV

0.1)。

激光功率为700

W时，相对于600W时的显微硬

度较有所增加，且图中显示梯度涂层显微硬度逐步平

缓下降。

激光功率为800W时，梯度涂层表层平衡显微硬

度可达730HV.1，充分显现出mmWC能够提高熔覆层显 微硬度的特点;而向下移0. 3〜0. 4mm时硬度未出

现明显增加，WC

观察宏观形貌知该处仍属于耐磨层，这与 添加硬质颗粒会使涂层显微硬度提高的现象不

符。分析原因是：00

W时，较大的激光功率致使耐磨

层、过渡层、底层的元素扩散加剧，耐磨层元素稀释率 增加使该处的硬度降低。

2.5梯度耐磨涂层耐磨性能测试

如图10所示，20磨损量为

8

mgCrMnMo渗碳状态的耐磨性能最差;随着激光功率的增大，磨损量逐渐 减小、耐磨性能变好；当激光功率为80W时，梯度耐

磨涂层的耐磨性能相对于基体提高300%。

如图11a

所示，表面出现红褐色氧化层和犁沟，其

磨损状态主要为氧化磨损[4]。在摩擦过程中，CrMnMo

高温和 空气中水分的作用促使20表面发生氧化反应

生成Fe2〇3,部分处于高位的Fe2〇3氧化物脱落回磨

基体，使其表面出现犁沟。

术

2018年7月

2 sampleswear quantity/

oSconditionmgE /20Cx8:6rMnMo8l 70!c800W6000WW52

B6nb

.4s aw

t

Fig. 10 Variation rule of wear loss for gradient wear-resistant coatings

Fig. 11

Wear morphologies of gradient wear-resistant coatings

如图lib所示，表面出现鱗片状磨损带和较深的

犁沟，其磨损状态主要为粘着磨损和磨粒磨损[15]。 600W时WC未熔粉末较多，部分呈颗粒状粘包覆于 耐磨层，且新结晶的晶体内能较低，摩擦时由于切向力 的作用使处于高点的晶体和WC颗粒脱落并造成回 磨，使耐磨层处于高位磨损状态。

如图11c所示，表面出现鱗片状磨损带和较浅的 犁沟，其磨损状态主要为粘着磨损。70W时WC颗 粒逐渐融化充分并固溶于Y-Co的硬质相、晶体间结合 能增大使耐磨层硬度增大使脱落磨粒回磨、刮削耐磨 层的能力减小，高温使其更易于粘附耐磨层之上形成 粘着磨损。

如图lid所示，表面出现较浅的犁沟、大片鱗片状 磨损带和线状凸起，其磨损状态主要为粘着磨损。 800W时WC颗粒和Co元素充分互溶，晶体内能趋向 饱和，耐磨层硬度较高。在摩擦过程中WC固溶于y-

Co的硬质相不易脱落，摩擦过程中耐磨层的硬质相会

造成对磨件GC15出现较深犁沟，犁沟挤压其两侧造 成的凸起又会刮削耐磨层，造成耐磨层轻微线状犁沟 和凸起。

第42卷第4期张昌春激光功率对Co基梯度耐磨涂层性能的影响

499

[5 ] LI Sh，HU Q W，ZHENG X Y. Effect of laser mode on the quality of

3结论

laser cladding layers[ J]. Laser Technology, 2005, 29 (6) ：667-669 ( inChinese) .

(1) 研究激光功率对熔覆层质量影响时应充分考 [6]

虑激光器与激光模式的因素，与C〇2等类型激光器相 比较，Nd:YAG激光器进行激光熔覆时不需要太大功 率即可获得理想熔覆层。[7 ]

(2) 合理设计合金粉末类型与配比，进行多层多 LINf J X , NIU L Y , LI G Y ,

et al.

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(3)

激光功率对梯度耐磨层的性能影响显著。在

本实验条件下，激光功率为600W时，涂层中未熔WC 颗粒较多;激光功率为800W时，耐磨层硬质相增多且 晶粒致密，显微硬度最达730HV。. i以上，涂层的耐磨性 能相对于基体提高了 300%。

参

考

文

献

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