吴影^1,2, 刘艳¹, 陈文静³, 陈辉¹
1. 西南交通大学 材料科学与工程学院, 成都 610031;
2. 清华大学 机械工程系, 北京 100084;
3. 西华大学 材料科学与工程学院, 成都 610039
收稿日期：2021-01-13
基金项目：国家重点研发计划项目（2016YFB1100202）
作者简介：吴影(1989-), 男, 博士研究生
通讯作者：陈辉, 教授, E-mail: xnrpt@swjtu.edu.cn

摘要：多层多道激光熔敷涂层的组织呈周期性变化规律，总体分为搭接区和非搭接区。为研究涂层中不同区域的摩擦磨损性能，该文采用线性往复摩擦试验，分别设定5和25 N的压力，150和300 s的摩擦时长对铁基涂层的搭接区与非搭接区的摩擦磨损性能进行研究，并结合不同区域的组织和物相的分析，讨论了摩擦性能与组织之间的关系，及摩擦过程中组织的演变规律。研究结果表明：在低压力下，抗磨损性能受组织影响较大，搭接区由于组织粗大、α-Fe含量较少，其抗磨损性能较差；而非搭接区组织细密、α-Fe含量较多，其抗磨损性能较好。在高压力下，抗磨损性能受组织影响较小，搭接区与非搭接区的抗磨损性能相似。在摩擦试验过程中，磨痕浅表层产生剪切变形层，其厚度、硬度及等效应变量随压力和摩擦时长的增加而增加，其中搭接区硬度增加速率高于非搭接区。
关键词：多道激光熔敷搭接区与非搭接区组织摩擦性能
Tribological properties of overlap and non-overlap zones in laser-clad iron-based coatings
WU Ying^1,2, LIU Yan¹, CHEN Wenjing³, CHEN Hui¹
1. School of Materials Science and Engineering, Southwest Jiaotong University, Chengdu 610031, China;
2. Department of Mechanical Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084, China;
3. School of Materials Science and Engineering, Xihua University, Chengdu 610039, China

Abstract: The microstructures of multi-pass laser cladding coatings exhibit periodic changes that are generally divided into overlap and non-overlap zones. The tribological properties of these two zones were studied using linear reciprocating friction tests with forces of 5 and 25 N and friction times of 150 and 300 s. This study analyzed the tribological characteristics with analyses of the microstructures and phases in the two zones. The results show the relationship between the tribological effects and the microstructure and the evolution of the microstructure during the friction process. The results show that at low pressures, the anti-wear characteristics are greatly affected by the microstructure. The overlap zone has poor wear resistance due to the coarse microstructure and less α-Fe content while the non-overlap zone with a finer microstructure and high α-Fe content has better wear resistance. At high pressures, the wear characteristics are less affected by the microstructure with the anti-wear characteristics of the overlap zone being similar to those of the non-overlap zone. The subsurface below the wear scar had a shear deformation layer after the friction test whose thickness, hardness and equivalent strain increased with increasing pressure and friction time. The overlap zone hardness increases faster than that of the non-overlap zone.
Key words: multi-pass laser claddingoverlap and non-overlap zonesmicrostructuretribological properties
激光熔敷技术以其优良的界面结合强度、低热输入、低稀释率、小热影响区等特点，被广泛应用于重要零部件的表面强化和修复再制造方面^[1-2]。但由于受到激光光斑尺寸的限制，在进行大面积激光熔敷作业中多层多道的堆垛结构不可避免。多道激光熔敷引起的热循环将造成熔敷层微区组织及性能的不均匀性。已有研究表明^[3-5]，由于熔池凝固过程中变化的温度梯度和晶粒生长速率，多层多道熔敷层微观组织与成分偏析存在明显的周期性的变化，而这也造成涂层机械性能的不均一性。此外，熔敷层搭接区的晶粒取向和大小比非搭接区域复杂^[6]。因此，有必要研究多层多道熔敷过程中激光对熔敷层搭接区与非搭接区特性的影响规律，如摩擦性能。目前，已有较多文献研究了不同材质激光熔敷层的宏观摩擦性能^[7-10]，但却较少关注由于多层多道激光熔敷层组织不均匀性引起的微区摩擦磨损性能的差异。
本文采用激光熔敷技术制备了CrNiMo系铁基合金单层多道熔敷层，并对熔敷层搭接区与非搭接区的组织进行了表征，而后采用线性往复摩擦试验测试了上述2个区域的摩擦性能，并结合摩擦面浅表层显微硬度与塑性变形情况，揭示了熔敷层搭接区与非搭接区不同摩擦条件下摩擦磨损性能存在差异的机理。
1 试验对象和试验内容试验采用DISTA-3000半导体激光器熔敷系统，将气雾化球形铁基合金粉末沉积在24CrNiMo低合金高强钢基体上，粉末与基体的化学成分如表 1所示。激光功率为2.1 kW，光斑直径5 mm，每道熔敷轨迹宽度约5.5 mm，搭接率50%，扫描速度6 mm/s，保护气采用99.99%氩气，气体流量为10 L/min。
表 1 铁基粉末与24CrNiMo基体成分质量分数?

%
	C	Si	Cr	Ni	Mo	Mn	Fe
铁基粉末	0.24	0.35	0.73	1.02	0.54	0.94	Bal
24CrNiMo	0.20	1.20	28.00	16.00	4.50	0.80	Bal

表选项






采用CETR-UMT-2微观摩擦试验机进行线性往复摩擦试验。摩擦试件取样位置与摩擦位置如图 1所示。取样后对熔敷层摩擦面进行研磨、抛光至镜面效果。为对比熔敷层搭接区与非搭接区的抗磨损性能，线性往复摩擦痕迹横跨相邻的两道熔敷轨迹，长度为8 mm，滑动速率为5 mm/s，压力分别采用5和25 N，摩擦时长分别为150和300 s，试验采用直径为10 mm的GCr15钢球作为对磨副。

图 1 熔敷试件取样及线性摩擦试验示意图

图选项

摩擦试验后，采用Keyence VK9710型激光共聚焦显微镜对磨痕的轮廓尺寸进行测量；采用扫描电镜(scanning electron microscope, SEM, JEOL JSM-7500F)和电子背散射衍射(electron back scatter diffraction, EBSD, Oxford, NodlysNano)对磨痕的形貌与截面组织进行观察；采用配有努氏压头的HVS-1000型显微硬度计对磨痕截面深度方向的硬度进行测试，压力载荷为25 g。
2 试验结果与分析2.1 激光熔敷层熔敷态组织与硬度多道激光熔敷层截面宏观组织形貌如图 2a所示，两条白色虚线间区域为搭接区，其余为非搭接区。非搭接区与搭接区的典型微观金相组织分别如图 2b和2c所示。可见，非搭接区熔敷层组织呈现细密枝晶形貌；搭接区内组织呈现粗大柱状晶形貌，重熔边界将该区域分为二次受热区和柱状晶生长区^{[3, 5, 11]}。二次受热区属于前道熔敷层，其组织受到激光辐照和液态金属的二次加热变得粗大。柱状晶生长区在激光沉积过程中位于后道熔敷层熔池的底部，受熔池温度梯度影响，柱状晶生长方向垂直于重熔界面，且由于该处温度梯度较大，晶粒生长速度较慢，晶粒较为粗大^[12]。

图 2 铁基熔敷层组织形貌

图选项

对熔敷层中搭接区与非搭接区硬度进行测试，其测试结果如图 3所示。非搭接区涂层硬度较高，其硬度值在250~310 HV_0.025之间，而周边的搭接区涂层硬度值有明显下降。搭接区硬度值下降可能是因为搭接区涂层粗大的柱状晶引起；而非搭接区细密的枝晶起到细晶强化作用，使该区域硬度较高。该硬度测试结论与Wang等^[13]在研究铁基复合材料多道沉积涂层过程中观察到的现象一致。

图 3 铁基熔敷层硬度

图选项

2.2 熔敷层摩擦磨损性能分别采用5和25 N的压力、150和300 s的摩擦时长这4种不同的摩擦条件对铁基多道激光熔敷涂层进行线性往复摩擦磨损试验。图 4a是线性往复摩擦的磨痕形貌，磨痕覆盖相邻的两道熔敷层，包含搭接区与非搭接区。采用激光共聚焦对磨痕截面轮廓形貌进行测量，图 4a中轮廓1和轮廓3位于非搭接区；轮廓2位于搭接区。各区域磨痕截面形貌测量结果如图 4b—4e所示。可见，在压力为5 N，摩擦时长为150 s时，位于搭接区的磨痕轮廓2明显深于非搭接区磨痕轮廓1和3(图 4b)。保持5 N的压力，延长摩擦时长至300 s，磨痕深度整体有所增加，但搭接区的磨痕轮廓2的深度与非搭接区的磨痕轮廓1和3深度的差异逐渐缩小(图 4c)。当压力提升至25 N后，无论摩擦时长为150或300 s，搭接区磨痕轮廓2与非搭接区磨痕轮廓1和3均相似，如图 4d和4e所示。

图 4 不同摩擦条件下线性往复摩擦的磨痕轮廓形貌

图选项

从上述试验结果可见，在低压力和短摩擦时长的条件下，搭接区域的抗磨损性能较非搭接区域差；但随着摩擦时长和压力的增加，两区域抗磨损性能的差异逐渐减弱；当压力提高至25 N后，两区域抗磨损性能的差异消失。
2.3 摩擦参数对熔敷层组织性能演变的影响规律为揭示上述实验现象的机理，对磨痕表面下方的涂层组织进行观察。图 5a和5b分别为熔敷涂层非搭接区和搭接区在5 N压力、300 s摩擦时长条件下磨痕浅表层的截面组织形貌。可见靠近磨痕表面处的熔敷涂层有较大的剪切变形。变形层中枝晶组织由原始的生长方向沿摩擦方向发生偏转，产生剪切变形，且越靠近磨痕表面处，涂层的剪切变形量越大，此时枝晶偏转方向几乎平行于摩擦面。发生剪切变形层具有一定深度。5 N压力、300 s摩擦时长条件下，在非搭接区变形层深度为6.9 μm(图 5a)；在搭接区变形层深度为11.1 μm(图 5b)。可见相同摩擦条件下，不同区域材料的剪切变形区深度亦不相同。

图 5 涂层磨痕浅表层下方组织变形形貌及其等效应变示意图

图选项

为了便于直观地统计不同摩擦条件下(5 N、25 N；150 s、300 s)涂层搭接区与非搭接区剪切变形层的总深度与不同深度处变形量的大小，本试验参照Venkataraman等^[14]和Wasekar等^[15]的研究方法对磨痕浅表层中的剪切变形的变形量进行了等效处理，具体处理方法如图 5c所示。其中流变曲线代表枝晶受摩擦后的变形趋势；θ为深度Z处流变曲线切线方向与垂直方向的夹角，定义为剪切角；而深度z处的等效应变定义为ε(Z)：

$\varepsilon(Z)=\frac{\sqrt{3}}{3} \tan [\theta(Z)].$

(1)

当ε(Z)=0处的深度即为剪切变形层的深度。
对不同摩擦条件下搭接区与非搭接区的磨痕下方不同深度处的等效应变量进行测量，其结果如图 6所示。当压力为5 N时(图 6a)，搭接区剪切变形层深度较非搭接区大：当摩擦时长为150 s时，搭接区变形层深度为8.9 μm，非搭接区为4.8 μm；当摩擦时长为300 s时，搭接区变形层深度为11.1 μm，非搭接区为6.9 μm。摩擦时长由150 s增加至300 s时，磨痕下方1 μm处的等效应变量明显增大：搭接区与非搭接区等效应变量由1.7分别增加至3.6和5.1。当压力为25 N时(图 6b)，搭接区与非搭接区的剪切变形层深度及各深度处的等效应变量均相似；当摩擦时长由150 s增加至300 s，搭接区变形层深度由32.4 μm增至40.5 μm，非搭接区变形层深度由35.6 μm增至41.2 μm。

图 6 不同摩擦条件下搭接区与非搭接区磨痕浅表层等效应变

图选项

由于受摩擦变形影响，变形层材料的硬度会发生变化。为尽可能靠近磨痕表面，采用努氏硬度对磨痕下方4 μm处变形层进行测试，测试结果如图 7所示。当压力为5 N、摩擦时长为150 s，搭接区平均硬度为280 HK(相当于266 HV)，非搭接区平均硬度为347 HK(相当于339 HV)，相比于熔敷态涂层中的相应区域的硬度(图 3)均有所提高；保持5 N压力，摩擦时长增加至300 s，搭接区与非搭接区变形层硬度增加，值得注意的是2个区域硬度的差值经过摩擦试验后减小了，由150 s摩擦时长的67 HK降至300 s摩擦时长的48 HK。当压力增加至25 N、摩擦时长为150 s时，变形层总体硬度值增加，其中搭接区硬度值增长幅度较大，搭接区与非搭接区平均硬度差值减小至6 HK。当摩擦时长由150 s增加至300 s，变形层硬度只有小幅增加，搭接区与非搭接区硬度相似。

图 7 不同摩擦条件下搭接区与非搭接区磨痕浅表层硬度变化

图选项

2.4 熔敷层组织物相对摩擦磨损性能的影响为进一步了解不同磨损条件下涂层搭接区与非搭接区表现出的不同的抗磨损特性及其组织演化的机理，对磨痕搭接区与非搭接区浅表层涂层组织进行EBSD物相测试，结果如图 8所示。可见，涂层搭接区与非搭接区物相均由奥氏体γ-Fe和铁素体α-Fe组成。其中非搭接区γ-Fe体积百分比为87.1%、α-Fe体积百分比为12.9%；搭接区γ-Fe体积百分比为93.7%、α-Fe体积百分比为6.3%。2个区域γ-Fe和α-Fe的相对体积百分比存在差别，主要是由于两区域在激光熔敷过程中受到的热循环不同造成的。搭接区受后道熔敷层沉积的影响，受到二次热输入，因此搭接区涂层材料热输入量较非搭接区高，冷却速率慢，这将促使该区域γ-Fe在二次热循环中继续生成、含量增加^[16-17]。这也导致搭接区中α-Fe含量少于非搭接区。

图 8 磨痕浅表层EBSD物相测试

图选项

体心立方的α-Fe较面心立方的γ-Fe具有更好的抗塑性变形能力，提高α-Fe含量有助于提高材料抗塑性变形能力^[18]。因此，α-Fe含量更高的非搭接区在熔敷态下具有更高的硬度，同时在低摩擦压力条件下(5 N)也表现出更好的抗磨损性能。然而在高摩擦压力条件下(25 N)，含量较高的α-Fe亦无法提供足够的抗塑性变形能力和抗磨损能力，因此在高摩擦压力条件下，非搭接区与搭接区表现出相似的抗磨损性，且磨痕下方剪切变形层的深度和等效应变量也相似。
3 结论本文主要研究了多道铁基激光熔覆层搭接区与非搭接区组织与其抗磨损性能的对应关系，讨论了不同摩擦条件下搭接区与非搭接区磨痕浅表层组织的演变规律，揭示了熔敷层搭接区与非搭接区不同摩擦条件下摩擦磨损性能存在差异的机理，为多层多道激光熔敷件在实际应用中抗磨损能力的评价提供了理论依据。本文结论如下：
1) 搭接区受后道熔敷层的热输入影响，组织呈粗大的柱状晶形貌，而非搭接区组织细密；搭接区γ-Fe含量高于非搭接区，而α-Fe含量较低。
2) 涂层组织的粗细与α-Fe的含量会影响低压力条件下(5 N)涂层的抗磨损性能。搭接区组织粗大，α-Fe含量相对较少，抗磨损性能差；非搭接区组织细密，α-Fe含量相对较多，抗磨损性能好。而在高压力条件下(25 N)，组织粗细和物相含量的差异对磨损性能的影响较小，搭接区与非搭接区的抗磨损性能相似。
3) 摩擦试验后，磨痕浅表层组织会沿摩擦方向发生剪切变形。随压力和摩擦时长增加，变形层的硬度、等效应变量与厚度也随之增加。在低压力条件下(5 N)，组织粗大的搭接区其磨痕浅表层硬度增长速度较快；而组织细密的非搭接区其磨痕浅表层硬度增长速度较慢。

参考文献

[1]	黄勇, 孙文磊, 周超军, 等. 基于激光熔覆的再制造零件可视化损伤修复区域规划[J]. 焊接学报, 2017, 38(11): 51-56. HUANG Y, SUN W L, ZHOU C J, et al. Planning of repair area of visual damage on component to be remanufactured by laser cladding[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2017, 38(11): 51-56. DOI:10.12073/j.hjxb.20161230002 (in Chinese)
[2]	WANG D Z, HU Q W, ZHENG Y L, et al. Study on deposition rate and laser energy efficiency of laser-induction hybrid cladding[J]. Optics & Laser Technology, 2016, 77: 16-22.
[3]	LI K B, LI D, LIU D Y, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of multiple-layer laser cladding coating of 308L stainless steel[J]. Applied Surface Science, 2015, 340: 143-150. DOI:10.1016/j.apsusc.2015.02.171
[4]	ZHANG K, WANG S J, LIU W J, et al. Characterization of stainless steel parts by laser metal deposition shaping[J]. Materials & Design, 2014, 55: 104-119.
[5]	XU G J, KUTSUNA M, LIU Z J, et al. Characteristic behaviours of clad layer by a multi-layer laser cladding with powder mixture of Stellite-6 and tungsten carbide[J]. Surface and Coatings Technology, 2006, 201(6): 3385-3392. DOI:10.1016/j.surfcoat.2006.07.210
[6]	WANG Q Y, PEI R, LIU S, et al. Microstructure and corrosion behavior of different clad zones in multi-track Ni-based laser-clad coating[J]. Surface and Coatings Technology, 2020, 402: 126310. DOI:10.1016/j.surfcoat.2020.126310
[7]	ZHANG P L, LIU X P, LU Y L, et al. Microstructure and wear behavior of Cu-Mo-Si coatings by laser cladding[J]. Applied Surface Science, 2014, 311: 709-714. DOI:10.1016/j.apsusc.2014.05.141
[8]	赵龙志, 邓楚祥, 王震, 等. Ti含量对Fe-Ni-Ti激光熔覆层摩擦性能的影响[J]. 表面技术, 2020, 49(10): 39-44, 98. ZHAO L Z, DENG C X, WANG Z, et al. Effect of Ti content on tribology properties of Fe-Ni-Ti laser cladding[J]. Surface Technology, 2020, 49(10): 39-44, 98. (in Chinese)
[9]	李珂尧, 周健松, 王凌倩. B、Si元素对激光熔覆Fe-Cr-Mo-B-Si非晶涂层的非晶形成能力及其摩擦学机理的影响[J]. 表面技术, 2020, 49(8): 192-202. LI K Y, ZHOU J S, WANG L Q. Effect of B and Si elements on the amorphous formation ability and tribological mechanism of Fe-Cr-Mo-B-Si amorphous coatings by laser cladding[J]. Surface Technology, 2020, 49(8): 192-202. (in Chinese)
[10]	吉政甲, 勒洪允, 骆晚玥, 等. 造粒氧化锆增强复合材料的摩擦学性能及优化[J]. 清华大学学报(自然科学版), 2020, 60(8): 639-647. JI Z J, JIN H Y, LUO W Y, et al. Optimization of the tribological characteristics of lubricant materials with granulated ZrO2[J]. Journal of Tsinghua University (Science and Technology), 2020, 60(8): 639-647. (in Chinese)
[11]	LIN X, YUE T M, YANG H O, et al. Laser rapid forming of SS316L/Rene88DT graded material[J]. Materials Science and Engineering: A, 2005, 391(1-2): 325-336. DOI:10.1016/j.msea.2004.08.072
[12]	TURNBULL D. Kinetics of heterogeneous nucleation[J]. Journal of Chemical Physics, 1950, 18(2): 198. DOI:10.1063/1.1747588
[13]	WANG X H, SONG S L, QU S Y, et al. Characterization of in situ synthesized TiC particle reinforced Fe-based composite coatings produced by multi-pass overlapping GTAW melting process[J]. Surface and Coatings Technology, 2007, 201(12): 5899-5905. DOI:10.1016/j.surfcoat.2006.10.042
[14]	VENKATARAMAN B, SUNDARARAJAN G. The sliding wear behaviour of Al-SiC particulate composites-Ⅱ. The characterization of subsurface deformation and correlation with wear behaviour[J]. Acta Materialia, 1996, 44(2): 461-473. DOI:10.1016/1359-6454(95)00218-9
[15]	WASEKAR N P, HARIDOSS P, SESHADRI S K, et al. Sliding wear behavior of nanocrystalline nickel coatings: Influence of grain size[J]. Wear, 2012, 296(1-2): 536-546. DOI:10.1016/j.wear.2012.08.003
[16]	MORALES E V, POZO J A, OLAYA L, et al. Remarks on the evolution and performance of the different austenite morphologies at the simulated HAZs of a 2205 duplex stainless steel[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2019, 8(5): 3936-3949. DOI:10.1016/j.jmrt.2019.07.002
[17]	YANG Y H, YAN B, LI J, et al. The effect of large heat input on the microstructure and corrosion behaviour of simulated heat affected zone in 2205 duplex stainless steel[J]. Corrosion Science, 2011, 53(11): 3756-3763. DOI:10.1016/j.corsci.2011.07.022
[18]	TAO P, GONG J M, WANG Y F, et al. Characterization on stress-strain behavior of ferrite and austenite in a 2205 duplex stainless steel based on nanoindentation and finite element method[J]. Results in Physics, 2018, 11: 377-384. DOI:10.1016/j.rinp.2018.06.023