Q235钢表面激光熔覆316L涂层及316L/Al2O3复合涂层研究
摘要
Q235钢是最常见的低碳结构钢，它具有含碳量低，强度、韧性较好、焊接性好、成本低等优点，广泛应用于建筑工程结构中。如材质为Q235钢的中厚板主要应用于建筑工程、大型铁路桥梁的钢板中。在工矿条件中，对其承截能力、承受的动载荷、震动、冲击、耐磨性和耐腐蚀性的要求都很高，在实际工作环境中，钢板由于受到介质的腐蚀、载荷的冲击等，其表面会发生磨损腐蚀现象。所以对其表面进行修复很有必要，本课题主要研究利用激光熔覆技术，在Q235钢表面激光熔覆316L涂层和316L/Al2O3复合涂层。
本文探究了在单因素试验下，不同激光工艺参数对单道316L涂层宏观形貌及几何截面尺寸的影响；并利用正交试验激光熔覆单道316L涂层，得出最佳工艺参数；研究了不同扫描间距对316L熔覆层成型质量的影响，分析了不同扫描速度和不同激光电流下，316L熔覆层的界面结合形态；利用金相显微镜和扫描电镜对不同熔覆层的微观组织进行了分析；利用XRD对316L粉末和不同熔覆层的物相进行了分析；测试了不同熔覆层的硬度、耐磨性和耐腐蚀性能；最后分析了熔覆层中产生缺陷的原因，并对减少熔覆层中的球化、裂纹、气孔及夹杂等缺陷提出了相应的措施。结果表明：
（1）单道熔覆层的宽度，高度和深度都是随着激光电流、脉冲宽度和激光频率的增大逐渐增大，而随着扫描速度的增大都逐渐减小。在粉末涂层厚度为0.5mm时，通过正交试验得出最佳的激光熔覆的工艺参数，即在激光电流为160A，扫描速度为110mm/min，激光脉宽为4.0ms，脉冲频率为10Hz等工艺参数下，熔覆层表面无裂纹、气孔、夹杂等缺陷，且与基体达到了良好的冶金结合。
（2）316L涂层和316L/Al2O3复合涂层从熔覆层底部到上部的组织都是由平面晶向柱状晶，胞状晶最后到树枝晶及等轴晶过渡。含量为6% Al2O3复合涂层的组织细小，熔覆层中Al2O3粉末含量超过6%时，熔覆层表面成型质量也下降，且熔覆层组织中会出现部分未溶解的白色的Al2O3颗粒，熔覆层中会出现大量的孔洞，致使熔覆层质量变差。物相分析为：316L粉末的物相是由奥氏体相组成，而316L涂层和316L/Al2O3复
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合涂层中新增加了铁素体相。
（3）316L不锈钢熔覆层的硬度约为230-270HV，平均摩擦系数为最低为0.3608， 磨损损失量为0.00875g；316L+6%Al2O3熔覆层的硬度值最大为568HV，平均摩擦系数最低为0.1246，磨损损失量为0.00007g；而基体的硬度仅为110-140HV之间，基体的平均摩擦系数最低为0.4231，磨损损失量为0.01226g。可知，316L涂层的硬度及耐磨性相比于基体略有提高，而316L/6%Al2O3涂层的硬度及耐磨性较基体的显著提高，这是因为熔覆层中的Al2O3硬质颗粒有效阻碍了磨损。从磨损机制来看，基体Q235钢和316L涂层的磨损形式为磨料磨损和黏着磨损的复合，而316L/Al2O3复合涂层的磨损形式主要为磨料磨损。
（4）电化学腐蚀及盐雾试验测量表明，316L涂层的腐蚀电位为-346mv比基体的腐蚀电位-432mv高，316L涂层的极化电流密度为0.016mA比基体的极化电流密度0.296mA低，说明316L涂层的耐腐蚀性较基体提高很多，而316L/Al2O3复合涂层中，当Al2O3含量为6%时，熔覆层的腐蚀电位为-330mV，极化电流密度也最小为0.0012mA。 当Al2O3含量超过6%时，熔覆层的耐腐蚀性逐渐下降，总的看，316L/Al2O3复合涂层的耐腐蚀性也要比基体Q235钢的好。
关键词：Q235钢，316L粉末，Al2O3粉末，激光熔覆，耐磨性，耐腐蚀性
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Research on laser cladding 316L coating and 316L/Al2O3
composite coatings on the surface of Q235 steel
Abstract
Q235 steel is one of the most common low carbon structural steel, It has the advantage of low carbon content, good strength, good toughness and weld ability and low cost. So it is widely used in construction engineering structure. Such as the material of Q235 plate is mainly used in construction engineering and bridge structures. In the actual work environment, steel plate will suffer from medium corrosion and load impact, so it will produce the phenomenon of corrosion and wear. In order to improve its surface structure and improve the surface performance, this topic mainly using laser cladding technology laser cladding 316L coating and 316L/Al2O3 composites coatings which can improve the wear and corrosion resistance of Q235 steel.
The laser cladding technology is applied on the surface of Q235 steel to laser 316L coating, 316L/Al2O3 composite coatings. Exploring the morphology and the size of cross section in single factor experiment of single channel 316L coating；Obtaining the best parameters by using the orthogonal experiment. Studied the quality of cladding layer forming under the different scanning interval；Analyzed cladding layer interface morphology which under the different scanning speed and laser power. Different microstructure and phase of cladding were analyzed; Tested the hardness of different cladding layers, wear resistance and corrosion resistance. Finally, analysis the causes of defects in the cladding layer, And to reduce the cladding layer ball, cracks, holes and other defects inclusion proposed appropriate measures. The results showed that:
(1) Width, height and depth of the single-channel laser cladding are increased as the increasing of current, laser pulse width and frequency. while are gradually reduced with the increase of the scanning speed. When the process parameters: current is 160A, the scanning
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speed of 110mm/min, the laser pulse width of 4.0ms, a pulse frequency of 10Hz, cladding surface without cracks, porosity, inclusions and other defects, Also achieved a good metallurgical bond.
(2) The organization which from the bottom to the upper cladding layer are flat crystal, columnar crystals, cellular crystal, and finally to the dendrites. When the content of Al2O3 is 6%, the organization of composite coating is small. When the content of Al2O3 powder is more than 6%, the cladding layer will appear white part which is not dissolved Al2O3 particles, Thus, cladding layer will have a lot of holes, resulting in deterioration of the quality of cladding layer 316L powder phase is austenite phase, while the 316L and 316L/Al2O3 coating increase the ferrite phase.
(3) The hardness of 316L stainless steel cladding layer is about 230-270HV, the average coefficient of friction is as low as 0.3608, and the wear loss is 0.00875g;316L+6%Al2O3 coating is about 568HV, the average coefficient of friction is 0.1246,and the wear loss is 0.00007g;while the hardness of the Q235 substrate is only between 110-140HV, the average coefficient of friction is 0.4213,and the wear loss is 0.01226g. Compared to the substrate, the hardness and wear resistance of 316L coating is slightly improved. While 316L/Al2O3 coating significantly increased. From the wear mechanism, the substrate Q235 steel and 316L coatings are the form of abrasive wear and adhesive wear. While the 316L/Al2O3 composite coatings are mainly abrasive wear.
(4) Electrochemical corrosion and salt spray test measurements show: The corrosion resistance of 316L coating is much improved than the substrate, in the 316L/Al2O3 coating, when the content of Al2O3 exceeds 6%, the corrosion resistance of the cladding layer were decreased. Generally speaking, the corrosion resistance of 316L/Al2O3 composite coating is better than the Q235 steel.
Key words: Q235 steel, 316L powder, Al2O3 powder, laser cladding, wear resistance, corrosion resistance
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目 录
1 绪论
1.1 Q235钢的基本性能及应用 .................................... 1 1.2 表面涂覆技术国内外研究情况 ................................. 1 1.3 激光熔覆技术简介 .......................................... 3
1.3.1 激光熔覆技术的原理 ................................... 3 1.3.2 激光熔覆技术的分类 ................................... 4 1.3.3 熔覆材料简介 ......................................... 5 1.4 激光熔覆层的界面问题....................................... 5 1.5 激光熔覆技术的研究应用及前景展望 ............................ 7
1.5.1 激光熔覆技术的国外研究应用 ............................ 7 1.5.2 激光熔覆技术的国内应用实例 ............................ 7 1.5.3 激光熔覆技术的应用展望 ................................ 8 1.6 激光熔覆技术的优点 ........................................ 9 1.7 课题研究意义及内容 ........................................ 9
1.7.1 研究意义 ............................................ 9 1.7.2 研究内容 ........................................... 10
2 试验材料、设备及试验方法
2.1 试验材料 ................................................ 11
2.1.1 基体材料 ........................................... 11 2.1.2 熔覆材料 ........................................... 11 2.2 激光熔覆的试验设备 ....................................... 12 2.3 试样的制备 .............................................. 13 2.4 组织的测试设备及方法...................................... 14 2.5 性能的测试 .............................................. 14
2.5.1 显微硬度的测试 ...................................... 14
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2.5.2 耐磨性能的测试 ...................................... 15 2.5.3 耐腐蚀性能的测试 .................................... 15 2.6 试验技术路线 ............................................. 16
3 激光熔覆单道316L熔覆层工艺及性能研究
3.1 粉末厚度对熔覆层成型质量的影响 ............................. 17 3.2 激光工艺参数对熔覆层宏观形貌及几何截面尺寸的影响............. 18
3.2.1 激光电流对单道熔覆层成型质量的影响 .................... 19 3.2.2 扫描速度对单道熔覆层成型质量的影响 .................... 22 3.2.3 激光脉宽对单道熔覆层成型质量的影响 .................... 24 3.2.4 激光频率对单道熔覆层成型质量的影响 .................... 26 3.3 单道激光熔覆正交试验...................................... 28 3.4 单道熔覆层的硬度分析...................................... 31 3.5 单道熔覆层的组织分析...................................... 32 3.6 本章小结 ................................................ 34
4 多道单层316L激光熔覆层的研究
4.1 扫描间距对单层多道熔覆层形貌的影响 ......................... 35 4.2 激光工艺参数对熔覆层界面形态的影响 ......................... 37
4.2.1 扫描速度对熔覆层与基体间界面形态的影响................. 37 4.2.2 激光电流对熔覆层与基体间界面形态的影响................. 38 4.3 多道单层316L熔覆层的微观组织分析 .......................... 39 4.4 单层316L不锈钢熔覆层的物相分析 ............................ 41 4.5 单层316L不锈钢熔覆层的性能分析 ............................ 41
4.5.1 316L熔覆层的截面硬度分析 ............................. 41 4.5.2 316L熔覆层的耐磨性分析 .............................. 42 4.5.3 316L熔覆层的耐腐蚀性分析 ............................. 44 4.6 本章小结 ................................................ 45
5 316L/Al2O3复合粉末激光熔覆层的研究
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5.1 316L/Al2O3复合熔覆层的宏观形貌 ............................. 47 5.2 316L/Al2O3复合熔覆层的物相组成 ............................. 48 5.3 316L/Al2O3复合熔覆层的微观组织 ............................. 48 5.4 316L/Al2O3复合熔覆层的性能分析 ............................. 51
5.4.1 316L/Al2O3复合熔覆层的硬度分析 ........................ 51 5.4.2 316L/Al2O3复合熔覆层的耐磨性分析....................... 52 5.4.3 316L/Al2O3复合熔覆层的电化学腐蚀分析 ................... 54 5.4.4 盐雾试验分析 ........................................ 56 5.5 本章小结 ................................................ 57
6 熔覆层缺陷分析
6.1 熔覆层裂纹分析 ........................................... 58
6.1.1 熔覆层裂纹产生的区域 ................................. 58 6.1.2 裂纹产生的原因 ...................................... 59 6.1.3 预防裂纹的措施 ...................................... 61 6.2 熔覆层气孔分析 ........................................... 61
6.2.1 气孔的产生部位及原因 ................................. 61 6.2.2 气孔的预防措施 ...................................... 62 6.3 熔覆层球化效应分析 ....................................... 63 6.4 本章小结 ................................................ 65
7 结论 参考文献
攻读硕士期间发表的论文 致谢
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1 绪论
1.1 Q235钢的基本性能及应用
Q235钢是最常见的含碳量约为0.2%的低碳结构钢，屈服强度约为235 MPa，它的强度、塑性、韧性、焊接性及可加工性、综合性能较好，一般轧成角钢、槽钢、工字钢、钢管、钢带或中厚钢板， 广泛应用于建筑及工程结构件中。如材质为Q235的中厚板主要应用于建筑工程、机械制造、压力容器制造、造船、桥梁结构、某些机械零部件，还可以拼装焊接成大型构件等；材质为Q235的槽钢主要应用于建筑结构、机械设备和车辆制造等；材质为Q235的H型钢常用于要求承截能力大，截面稳定性好的大型建筑、桥梁、船舶、起重运输机械、设备基础、支架、基础桩等；再如大型铁路桥梁的钢板，其材质也为Q235钢。
对那些承受的动载荷、震动、冲击、耐磨性和耐腐蚀性要求都很高的Q235钢结构件，在实际工矿条件中，这些钢结构件由于受到介质的腐蚀、载荷的冲击等，表面会发生磨损腐蚀现象。因此，对其表面进行修复有重要意义。因此，为了改善零件的表面结构、提高其表面性能，可以在受损的零部件表面激光熔覆具有耐磨、耐腐蚀涂层。
1.2 表面涂覆技术的国内外研究情况
对工件表面传统的修复技术有：在表面进行电镀涂层、热喷涂层、激光相变硬化、激光熔覆等[1]。表面涂覆技术是指在基材或零件表面涂覆一种膜层，来改善零部件的表面性能，目前常见的表面涂覆层有堆焊层、热喷涂层、电化学沉积层、化学沉积层等。本文主要概括堆焊技术、热喷涂技术和激光熔覆技术的国内外应用现状。
（1）热喷涂技术
热喷涂是利用热源将喷涂材料熔化，用高速气流使其雾化，喷射在需要修复的基材表面形成涂层，改善零件表面性能。常见的有火焰喷涂、电弧喷涂、等离子喷涂等[2-4]。
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热喷涂具有工艺灵活、涂层厚度可控、生产率高等优点，得到了广泛应用。
国内外学者采用热喷涂技术在低碳钢表面进行喷涂一定性能的涂层都有相关的研究。21世纪初，美国两家公司宣布他们采用等离子喷涂技术获得了有一定硬度、耐磨性和好的韧性的纳米结构涂层[5]。冯旭东等[6]在Q235低碳钢表面喷涂了Ni60合金涂层，结果表明，镍基涂层的硬度高于基体，热喷涂层与基体之间为机械结合，但结合强度不高。孔令海[7]在Q235钢基体表面等离子喷涂Fe-Cr-TiC金属陶瓷涂层，后对等离子喷涂层进行激光重熔，显著改善了涂层组织，进而也提高了涂层的耐磨性能。王亚平[8]利用等离子喷涂技术在Q235钢表面喷涂Al2O3涂层，形成致密的Al2O3陶瓷涂层，涂层与基体的结合主要以机械结合为主，熔覆层的硬度比基体的高。
以上就是国内外学者利用热喷涂技术在碳钢表面进行的喷涂研究，虽然一定程度的提高了基材表面的耐磨耐蚀性能，但是热喷涂层有一定的缺陷存在，喷涂层的性能不均匀，容易产生裂纹，涂层的孔隙度大，影响熔覆层的耐磨、耐腐蚀性能[9, 10]。热喷涂涂层与基材之间主要是机械结合，所以与基材的结合强度较低，涂层有孔隙，所以对于要求高的耐磨表面或是重载荷的工件，热喷涂获得的涂层就不能满足要求，再者热喷涂过程中会产生噪音、粉尘等。
（2）堆焊技术
堆焊是指利用一定的热源手段，在母材表面熔覆所需性能的合金材料，提高零部件的性能，如耐磨、耐热及耐腐蚀等性能的堆焊层，以满足零部件的使用要求。堆焊的材料有镍基、铁基、钴基或者是陶瓷涂层。根据不同性能的要求所选用的材料不同。堆焊方法有手工电弧堆焊、埋弧自动堆焊、CO2气体保护堆焊、振动电弧堆焊和等离子堆焊等。国内外对利用堆焊涂层对零件进行表面修复都有研究。李科等[11]在Q235钢表面采用埋弧焊工艺堆焊了3Cr13不锈钢耐磨层，堆焊层的硬度比基体高。董丽虹等[12]采用等离子弧堆焊技术在Q235钢表面堆焊镍基复合粉末涂层，结果表明，堆焊层的硬度及耐磨性显著提高。M．Koshiishi[13]等采用TIG焊在304型不锈钢上面进行了堆焊，得出涂层受焊接热输入量的影响很大，焊接热输入量很大时，会出现焊接裂纹，而选用合适的焊接热输入量可获得较好的涂层。Dyuti S[14]将预置在碳钢上的TiAl混合粉末进行堆焊，最后得到有抗高温氧化和良好的机械性能的熔覆涂层。
各种堆焊技术都有各自的优点，但是也存在一定的缺陷，如埋弧焊的缺点是设备较
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复杂且焊接电流大，此外，工件的热影响区也较大，因此不适用于体积小且易变形的零件的焊接。CO2气体保护堆焊容易使合金元素烧损，等离子堆焊的缺点是设备成本高，噪音大，紫外线强，容易产生臭氧污染等。堆焊层的开裂和烧损及堆焊难以适用于金属陶瓷。
（3）激光熔覆技术
激光熔覆技术是在激光束作用下，将基材表面熔覆材料与基材表面部分金属迅速熔化，使其结合在一起，经过快速冷却凝固并与基体材料成冶金结合的表面涂层，从而显著改善基材表面性能，获得工件所需性能的修复层[15,16]。国内外学者利用激光熔覆进行表面改性的研究也很多，都取得了一定的成就。崔泽琴等[17]在碳钢表面熔覆了铁基碳化物陶瓷涂层，最后进行了磨损检测，得出熔覆层的耐磨性能提高了。国外学者[18]利用激光熔覆技术在模具钢表面进行了Ni 基自熔性合金的激光熔覆，得到了耐腐蚀的熔覆层。S.Tomida[19]等人利用激光熔覆技术在铝合金基体上熔覆了Fe-Al粉的混合粉，研究了显微组织硬度和耐磨性能等。蔡旬[20]等人在ZL109铝合金表面上进行了激光重熔处理，得到了组织细化的熔覆层。L.Dubourg[21]等人在铝合金表面激光熔覆了Cu-Fe粉的混合粉末，最后在熔覆层中获得了Al2Cu和Al7Cu2Fe的金属间化合物。 Abboud J.H.[22]等人在钛合金制备了Ti2Al金属间化合物涂层，提高了钛合金的高温抗氧化性能。
总的看来，电镀与热喷涂所形成的涂层与基材为机械的冶金结合，结合力强度低、难以适用于强硬度要求高的工作环境中；堆焊技术制备的涂层与基体能够达到良好的冶金结合，但是受材料焊接性能的影响往往难以堆焊成功，再者堆焊获得的熔覆层一般会产生裂纹等缺陷。激光熔覆层相比于热喷涂层和堆焊涂层有很多优点，如熔覆层材料选择范围广；激光熔覆的冷却速度快，熔覆层凝固后组织细小、致密甚至产生新性能的组织结构；对基材的热影响也较小，易于实现选区激光熔覆；熔覆层与基材的呈冶金结合，获得的熔覆涂层质量稳定。本文主要通过激光熔覆制备耐磨耐蚀涂层。
1.3 激光熔覆技术简介
1.3.1 激光熔覆技术的原理
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激光熔覆技术的原理与激光烧结的原理相似，即先将事先设计好的扫描路径导入计算机控制系统中，控制激光头与工作台的运作，对于预置涂层激光熔覆而言，其成型过程如图1.1所示，在进行激光熔覆时，激光束打到预置涂层表面，按照事先设计好的路径在熔覆层表面进行扫描，使熔覆层金属粉末熔化，并与基体达到冶金结合，最后形成一定面积的熔覆层。另外，在进行激光表面熔覆的整个过程当中，可通入保护气如氩气，这样可以有效的防止金属粉末，尤其是容易氧化或燃点比较低的粉末在熔化和凝固过程中发生氧化或燃烧，这样既保证了熔覆层表面的质量，也可以保证激光熔覆过程中的安全性。
图1.1 激光熔覆成型示意图
1.3.2 激光熔覆技术的分类
根据熔覆材料粉末的加入方式可以将激光熔覆工艺分为三类：预置粉末式激光熔覆，送粉式激光熔覆和复合激光熔覆。
预置式熔覆是先将熔覆的合金粉末粘结到基材表面，然后充分烘干，后通过激光束照射到预置涂层表面，使熔覆涂层与基体表面形成良好的冶金结合层。
送粉式激光熔覆[23-25]是通过气体将粉末直接送入熔池中，有两种方式：一体式送粉激光熔覆、分体侧送粉激光熔覆。在熔覆过程中，熔覆材料与基体表面同时被加热，两者互相润湿好，降低了熔覆层中的气孔率，减小熔覆层开裂倾向，熔覆成型性较好，加
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热程度可调。再者，激光能量利用率较高，因为激光在熔覆材料粉末之间的漫反射可增大其对激光能量吸收率。
复合激光熔覆是将其他熔覆与激光作用相结合，利用不同熔覆方法的优点，获得良好的涂层。常见的有热喷涂与激光熔覆相结合，即采用热喷涂获得均匀涂层，同时采用激光束扫描将热喷涂部分钉扎在基体材料表面；感应加热与激光作用复合，是首先通过热喷涂将材料置于基材表面，后采用感应加热对熔覆材料进行烧结，并通过激光束扫描对烧结表面材料层进行钉扎，形成表面涂层。但复合式激光熔覆工艺比较复杂。 1.3.3 熔覆材料简介
激光熔覆的熔覆层材料常见有不锈钢粉、有色金属合金粉、自熔合金、陶瓷及金属陶瓷（如ZrO、Y2O3、TiC、WC、SiC、SiN、Al2O3、TaC）、超导材料、磁性材料等[26,27]。
目前，激光熔覆采用的自熔性合金材料主要有铁基、镍基、钴基、铜基合金等。对自熔合金粉末，铁基合金粉末应用最为广泛，因为其价格低、来源广泛。因此激光熔覆铁基合金粉末适用于要求局部耐磨的零件。镍基合金粉末由于含有硼硅元素，适用于要求局部耐磨、耐热腐蚀及抗热疲劳的零件。钴基合金粉末具有良好的高温性能，所以适合在高温条件下使用，如应用于高压阀门。但是镍基和钴基合金昂贵，一般是用于特殊的工件表面。铜基合金塑性好，有良好的耐大气，耐海水腐蚀能力。在对耐磨损、耐腐蚀性要求高的零件表面，单一自熔性合金粉已经满足不了使用要求，因此复合粉末涂层成为国内外学者研究热点[28-30]。
1.4 激光熔覆层的界面问题
激光熔覆层的成型性好坏除与熔覆材料的特性有关外，还与熔覆材料与基体的结合特性有关，所以对其界面的研究也很关键。激光熔覆层与基材之间的界面结合有三种类型，如图1.2所示。分别为润湿结合、元素互溶结合和冶金结合[31]。
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（a）润湿界面 （b）元素互溶界面 （c）冶金结合界面
图1.2 熔覆层三种界面形态示意图
[31]
在激光熔覆过程中，如果熔覆材料与基体表面不能润湿，那么结合性就不好。熔覆层表面润湿就是熔化金属液体粘附于基材表面，如图1.2（a）所示。润湿作用大小主要由固体-液体和液体-液体的分子吸引力大小决定。当液体-固体之间的分子吸引力大于液体本身的分子吸引力时，就会产生润湿现象，反之则不润湿。在激光熔覆层中要保证基体与熔覆层之间的润湿性良好，这样才能保证达到良好的冶金结合。
在激光束作用的条件下可同时进行多种元素的扩散，如图1.2（b）所示。元素扩散与元素的种类、金属的晶格结构、温度和时间有关，其中温度越高，扩散程度越大。所以也就形成了元素互溶的界面。
另外，在激光熔覆过程中，波形界面即机械冶金结合界面如图1.2（c）所示，这种界面的形成就是由于在激光熔覆过程中，熔池内的液体产生扰动所致，扰动使基体表面熔化部分进入熔池。熔池产生扰动的原因如下[32]：
（1）由于高能量激光束的作用，使熔化的熔覆材料与熔化的基体表面互溶，可能由于激光束对基体材料的冲击，使基体材料产生飞溅，导致熔覆材料进入到基材表面。
（2）激光束的能量密度在熔池的分布不均匀，光束中心的能量密度较边缘的高很多，所以熔覆材料在基材表面形成熔池后，始终表现出熔池中心的表面张力和密度要小于熔池边缘的表面张力和密度。这样就会产生不同方向的力，就会使熔融液体翻动，致使形成波形界面。
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1.5 激光熔覆技术的研究应用及前景展望
1.5.1 激光熔覆技术的国外研究应用
20世纪70年代中期激光熔覆技术逐步进入到实际应用当中。如在汽车发动机排气阀座的环形表面熔覆StelliteF合金[33]。对飞机发动机高压叶片进行激光熔覆修复[34]。对汽车排气阀座表面进行激光熔覆Stellite合金[35]，美国Westinghouse公司[36]采用激光熔覆技术修复蒸汽机叶片端的受腐蚀部位，俄罗斯利哈桥夫汽车厂[37]在排气阀表面激光熔覆耐热合金。
1.5.2 激光熔覆技术的国内应用实例
（1）对于具有改善环境效果的超临界火电机组汽轮机叶片，由于其工作环境恶劣，这类大型叶片由于进气边的水气蚀严重，如图1.3（a）所示，长时间使用边缘会出现锯齿状，还会出现缺口，姚建华等在机器人带动光纤传输的大功率半导体激光加工系统采用自行研制的抗气蚀钴基合金粉，对叶片进行激光熔覆。
（2）注塑机、橡机工作时，螺杆承受熔料的磨蚀和频繁的启动，长时间使用也会造成螺杆磨损甚至报废，如图1.3（b）所示为此，姚建华[38]等利用CO2激光加工器，在螺杆的磨损部位熔覆了抗气蚀的激光熔覆专用合金粉，实现了厚度可控的螺旋曲面熔覆，最后得到了熔覆层分布均匀，硬度高，耐磨耐蚀性好的熔覆层。
（3）周卫家[39]等选用自行研制的抗腐蚀磨损的激光熔覆专用合金粉，并选用优异的工艺参数对石化系统中的碱过滤器受到磨损腐蚀的主轴进行激光熔覆，如图1.3（c）所示，经修复后的碱过滤器主轴达到了工艺指标的控制要求，修复层的硬度、耐磨耐蚀性能都比基体得到了很大提高。
（4）卧螺离心机是化工系统重要且易损设备之一，尤其是螺旋叶片，由于在酸性环境和高速旋转条件下磨蚀极为严重，方志民[40]等采用激光熔覆在叶片基材表面熔覆了自制的Fs-2专用药芯合金丝，最后得到了耐酸性介质腐蚀的熔覆层如图1.3（d）所示。
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ba
c d
图1.3 激光熔覆修复实例（a）汽轮机叶片修复前后形貌（b）注像机螺杆修复前后形貌
（c）碱过滤器轴修复前后形貌（d）轧辊的轴颈修复过程
1.5.3 激光熔覆技术的应用展望
激光熔覆是一种新的表面修复技术的研究热点。激光束能量密度高，在很短的时间内使被加热材料升高到很高的温度，是适合熔覆的最佳热源，与电子束相比具有灵活、无需真空、适应范围宽以及工艺过程简单等优点。它将广泛应用于机械、石油化工、航天领域等行业[41,42]。采用激光熔覆工艺来获得具有良好机械性能的表面材料、物理化学性能的各种功能材料、梯度材料、复合材料，是需要研究开发的有重要理论与实践意义的前沿课题之一。激光熔覆技术的进展，对制造业，尤其是对军事领域、装备制造业的推动有重要作用 [43]。
由此可知，激光熔覆技术的应用具有很大的发展潜力，随着激光熔覆成套设备的改进及发展，该技术将会有更大的工业应用前景，在表面修复技术、先进制造和再制造技术中发挥重要作用。
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1.6 激光熔覆技术的优点
激光熔覆是近年来激光表面强化技术中最为活跃的研究热点，激光熔覆具有加热速度和冷却速度快的特点，获得的熔覆层组织很细，强度高，性能明显优于其他方法。因此其应用前景极为广阔，具体优点如下：
（1）当激光束与基体表面和熔覆材料交互作用时，在基体表面熔池内存在熔池合金的流动。在激光熔覆过程中的激光束照射时，在激光光斑中心附近的熔化合金的表面温度最高，表面张力最低；而距离熔化合金中心越远，熔池合金的表面温度越低，表面张力越大。在激光熔覆过程中熔池表面的张力梯度是熔池合金在熔池中对流的主要驱动力，促使合金元素混合，最终获得成分均匀的熔覆层[44]。
（2）激光熔覆技术是一种经济效益很高的新技术，它可以在廉价金属基材上制备出高性能的合金表面而不影响基体的性质，降低成本，节约贵重稀有金属材料，因此受到世界各国材料工作者的广泛关注[45]。
（3）激光熔覆具有加热速度和冷却速度快的特点[46]，获得细晶组织或产生平衡态无法得到的新相，如非稳相、非晶态等；
（4）激光熔覆层的强度高、硬度高，具备良好的耐磨耐蚀性；性能明显优于其他熔覆方法，且激光熔覆对熔覆材料粉末的选择几乎没有[47,48]，特别是在低熔点的金属表面熔覆高熔点合金；
（5）熔覆层的稀释率低[49]，可用于较薄的覆层实现所需的性能要求；局部表面的快速熔化使基体的热影响区小，热变形小，易于实现选区熔覆；通过多道搭接可以实现修复大面积零件，保护基体以及其它更多可沉积的材料，使材料通过激光熔覆获得优异的表面性能，覆层质量稳定，工艺过程易于实现自动化。
1.7 课题研究意义及内容
1.7.1 研究意义
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材质为Q235钢的大型铁路桥梁的钢板，要求的承截能力大、承受的动载荷、震动、冲击和耐腐蚀性都很强，在工矿条件中，由于受到介质的腐蚀、载荷的冲击等，表面会发生磨损腐蚀现象。所以通过激光熔覆技术在Q235钢基材表面熔覆具有耐磨性、耐蚀性的合金材料能显著改善基材表面的性能。而316L不锈钢粉末具有良好的耐腐蚀性，耐热性、耐酸性、且可焊接性好，可用于要求耐蚀性的工作环境中，再者Al2O3陶瓷粉末的硬度高、耐磨性好，将其加入到合金材料中能够提高合金材料的耐磨性能。
本课题主要研究在Q235钢材表面激光熔覆316L涂层、316L/Al2O3复合涂层，使基材与熔覆层呈现良好的冶金结合，这样既可以避免因更换受损零部件造成材料的浪费，或是因选用贵重金属，造成成本的提高，同时也可以提高熔覆层的耐磨耐腐蚀性能。可知利用激光熔覆技术对于受损零部件的修复与再制造有非常重要的意义。 1.7.2 研究内容
（1）激光熔覆单道316L不锈钢涂层的研究；
先利用单因素试验激光熔覆单道不锈钢涂层，zkq 20150910分别得出激光电流、扫描速度、激光频率、激光脉宽等工艺参数对单道熔覆层形貌及几何截面尺寸的影响，得出较好的单道熔覆层的工艺参数范围，再进行正交试验得出熔覆单道熔覆层最优的工艺参数。最后对单道熔覆层的微观组织、显微硬度进行分析。
（2）激光熔覆多道单层316L不锈钢涂层的研究
研究不同扫描间距下单层熔覆层的形貌；研究不同扫描速度和不同激光电流下，熔覆层与基体的结合界面形态；对316L熔覆层的物相进行分析；对单层熔覆层搭接区与非搭接区的微观组织形貌进行分析，并测试了基体和316L熔覆层的硬度、耐磨和耐腐蚀性。
（3）激光熔覆316L /Al2O3复合涂层的研究
研究不同Al2O3含量的熔覆层的宏观形貌及微观组织形貌；研究不同Al2O3含量的复合熔覆层的显微硬度及耐磨性能、耐腐蚀性能，并与316L熔覆层的性能进行比较。最后对熔覆层中裂纹、气孔、夹杂、球化现象产生的原因进行分析，并提出了相应的预防措施。
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2 试验材料、设备及试验方法
2.1 试验材料
2.1.1 基体材料
本试验选用Q235钢作为基体材料， Q235钢的化学成分见表2.1所示。Q235钢基体的显微组织如图2.1，其中黑色组织为珠光体，白色组织为铁素体。
表2.1 Q235钢粉末化学成分（质量百分数%）
C 0.17-0.24
P ≤0.03
S ≤0.03
Mn 0.35-0.65
P ≤0.03
Si 0.17-0.37
Fe 余量
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图2.1 Q235钢的显微组织
试验前先用线切割机将基体切割成大小为15mm×12mm×6mm的长方体。先用粗砂纸对试样进行打磨以除去Q235钢表面的氧化皮，后用细砂纸进行打磨使表面平整，最后将打磨的基体浸泡在丙酮里边，浸泡一段时间后取出，然后用吹风机吹干，除去基体表面的杂质。 2.1.2 熔覆材料
本试验选用的主要熔覆粉末材料为粒度为300、目的316L不锈钢粉末，对应的中
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国牌号为00Cr17Ni14Mo2（GB3280标准），为超低碳奥氏体不锈钢，其结构强度高，力学性能好，具有良好的耐腐蚀性能和可焊接性能。其主要成分见表2.2所示。
表2.2 316L不锈钢粉末化学成分（质量百分数%）
C ≤0.03 Si 0.80
P ≤0.03 Mo 2.3
S ≤0.02 Ni 13.5
Mn 0.20 Cr 17.1
O ≤0.3 Fe 余量
为了进一步提高熔覆层的性能，本试验选用硬度较高和耐磨性能较好的Al2O3陶瓷粉末，试验前先将粉末按一定比例配好，然后用混料机混合均匀。 2.2 激光熔覆的试验设备
本试验使用的设备是由武汉的华工激光公司自主生产的LMY400多功能固体激光加工机，如图2.2所示，激光器的主要参数见表2.3。
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图2.2 试验用激光器
图2.2中试验设备的最右侧的设备是冷却系统，设备中装有循环水，可以对激光器以及激光头起到冷却降温的作用，确保设备的安全。最左侧下方是SLM的工作台，工作台可以沿各个方向移动，它上下调节可以确保光斑处于聚焦状态。中间部分是计算机的主 机和控制面板，计算机内装有专门软件，将所画扫描路径编程，进而控制扫描长度、扫描速度、扫描间距这三个重要参数。本试验采用氩气作为保护气体，这样可以隔离空气
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中的氧气和氮气，避免进入熔池。因为氧气进入熔池将会与熔池中的合金元素Cr发生氧化反应生成Cr2O3，会造成合金元素烧损，破坏熔覆层的性能。
表2.3 激光器主要参数
激光参数 脉冲能量
ND：YAG，7x180mm 0-80J可调
0-150Hz可调，且步长为1 0.1-20ms可调，且步长为0.1 100-250A可调，且步长为5 0.15mm ≤5%
3+
脉冲频率 脉冲宽度
激光电流 最小光斑尺寸
激光功率不稳定度
2.3 试样的制备
zkq 20150910（1）熔覆层的制备
将配制混合均匀的熔覆粉末用硅酸钠混合均匀，并用自制的涂粉工具将粉末涂在基体表面后烘干。然后进行激光熔覆，如下图2.3成型示意图所示。
图2.3 预置粉末式激光熔覆成型示意图
（2）金相试样的制备
将熔覆好的试样进行镶嵌，露出横截面，然后用100目-1200目的金相砂纸、水砂纸由粗到细进行打磨后抛光，最后对细磨后的试样在金相抛光机上进行抛光直至熔覆层
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横截面上没有划痕为止。后用酒精进行清洗后吹干。用滴管吸取腐蚀液后滴在试样的横截面上，腐蚀6-8s后，用水冲洗，再用酒精冲洗干净，用吹风机吹干备用。
（3）腐蚀液的制备
本试验所用的腐蚀液是王水，将溶液与浓盐酸溶液按1：3的比例配置，搁置24小时后使用。
2.4 组织的测试设备及方法
（1）显微组织的观察
本试验所用为conic xip-6A金相显微镜，可以调整的倍数从最低50倍至最高1000倍，将腐蚀好的试样放在金相显微镜下，对熔覆层横截面的组织形貌进行观察。同时利用金相显微镜测量单道熔覆层的宽度、深度及高度。后用扫描电镜对熔覆层的组织形态进行观察。
（2）物相的分析
zkq 20150910将熔覆层表面打磨抛光平整，后用酒精清洗后吹干，除去表面杂质，然后采用X射线衍射仪（XRD）对熔覆层表面进行物相分析，扫描范围为20-80°，扫描速度为6°/min。
2.5 性能的测试
2.5.1 显微硬度的测试
本试验用DHV-1000型数显显微维氏硬度计测量熔覆层的显微硬度。如下图2.4所示。
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图2.4 DHV-1000型数显显微维氏硬度计
根据316L不锈钢的性质确定测量时所需的压力为0.98N，沿着熔覆层表面垂直到基体测量，每隔0.05mm测量一个点。再分别沿距每个点的水平方向间隔为0.2mm测量一个点，共测量三个点，最后每一水平方向上取三个点的平均值。下图2.5为显微硬度测量示意图。
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图2.5 显微硬度测量示意图
2.5.2 耐磨性能的测试
耐磨性是材料抵抗磨损的性能，磨损量和摩擦因数是耐磨性测试中的重要指标。本文用MMS-2B磨损试验机，采用环块滑动干摩擦进行耐磨试验的检测，后用质量磨损衡量耐磨性大小。最后采用扫描电镜观察磨损微观形貌。 2.5.3 耐腐蚀性能的测试
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（1）电化学腐蚀测试
在进行耐腐蚀试验前，要将熔覆试样开1mm的槽，以便于绑铜线，然后将熔覆层表面打磨、抛光、清洗后吹干。将试样绑到铜线上。再用704硅胶密封，表面熔覆层留出1cm2的面积进行电化学腐蚀试验。本试验采用手动操作稳压器（恒电位仪）来测定电极化曲线。电化学测试的仪器主要由电源、电位检测、电解质溶液、电极系统等组成。试验所用的电解质溶液为3.5%的NaCl溶液。试验过程中采用的极化曲线的初始电位是-1650mv，终止电位是-1150mv，扫描速度是15mv/min。
（2）盐雾试验测试
本试验也用中性盐雾试验来测定熔覆层的耐腐蚀性。在加压条件下使一定浓度的氯化钠溶液呈细雾状喷射向基体及熔覆层的表面，实现对它们的加速腐蚀。
2.6 试验技术路线
合金粉末选择 熔 覆 层 所需 性 能
强韧化机制 粉末层的制备 激光熔覆涂层的制备 利用SEM、XRD 观察并分析微观组织形态 采用粘结剂制备 预置涂层 熔覆涂层的外观形貌及微观组织观察 熔覆层 的耐 磨性能检测 熔覆层的硬度分析 熔覆层的耐腐蚀性耐腐蚀机制
图2.6 试验技术路线图
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3 激光熔覆单道316L熔覆层工艺及性能研究
由于激光熔覆层是由线到面的成型方式，所以研究激光单道熔覆的成型轨迹对了解单层熔覆、多层熔覆等具有重要的作用。本章先利用单因素试验分析出各个因素对单道熔覆层宏观形貌、熔覆层截面几何尺寸的影响，再进行正交试验确定出最优的激光熔覆工艺参数。最后对单道熔覆层的组织和硬度进行分析。
3.1 粉末厚度对熔覆层成型质量的影响
粉末的涂层厚度也影响熔覆层质量。如果涂层太厚, 激光能量不足, 短时间内涂层熔不透，与基体结合也不好，也会出现球化现象，这会影响熔覆层的质量。如果粉末涂层太薄，又会导致稀释率增大或是粉末被烧损，最终会影响材料的表面组织和性能。下图3.1为铺粉厚度分别为0.3mm，0.4mm，0.5mm，0.6mm，0.7mm，扫描速度为100mm/min，激光电流为150A，频率为10Hz，激光脉宽为3.8ms时单道熔覆层的宏观形貌图，图3.2为不同粉末涂层厚度下的截面金相图。
图3.1 不同粉末厚度下单道熔覆层的表面形貌
图3.2 不同涂层厚度下单道熔覆层的截面金相形貌
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由图3.1可知，在其他工艺参数一定时，当铺粉厚度较薄为0.3mm时，熔覆层表面不平整，继续增加粉厚度，熔覆层逐渐变得光滑，当铺粉厚度为0.5mm时，表面平整光滑，无焊瘤现象。当铺粉厚度为0.4-0.5mm时，熔覆层与基体也达到了良好的冶金结合，如图3.2所示。当铺粉厚度为0.6-0.7mm时，由于粉末层较厚，不利于熔池的润湿与铺展而出现球化现象，随粉末层厚度的增加逐渐变得严重。当铺粉厚度过厚时，最终使熔覆层与基体的界面结合不牢固，可知，铺粉厚度为0.5mm时，熔覆层表面质量最好。
3.2 激光工艺参数对熔覆层宏观形貌及几何截面尺寸的影响
激光工艺参数的变化会影响熔覆层的表面成型质量、熔覆层的截面几何尺寸、熔覆层的稀释率等。一般在实际生产时，对一台确定的激光器而言，激光熔覆的输出功率密度（受激光电流、脉冲宽度、激光频率的影响）在一定的范围，扫描速度也在一定的范围之内，所以选定熔覆材料体系、确定光斑直径、离焦量之后，主要通过调整激光电流、扫描速度、脉宽和频率等激光器工艺参数来控制熔覆层的几何成型性。
单道激光熔覆层横截面示意图，如图3.3所示。其中W是熔覆层宽度，H是熔覆层厚度，h是熔覆层深度，熔覆层的几何截面尺寸由熔覆层的宽度，高度及深度来描述。
图3.3 单道熔覆层横截面示意图
稀释率是指在激光熔覆的过程中，基体被稀释的程度，用基体被熔化的部分在熔覆层的合金中所占的比例η表示，稀释率的大小，直接影响着熔覆层的组织和性能，熔覆时，在能保证熔覆层与基体有良好的冶金结合前提下，应尽量采用较小的稀释率，保证熔覆层的性能。但稀释率又不能过小，否则会使熔覆层与基体结合不好，而造成熔覆层
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剥落，所以我们应将稀释率控制在适当的程度，一般的稀释率为8%-15%较好。稀释率计算公式如下：
通过测量出熔覆层的高度和深度进行计算：
即η=h/（H+h） 式（1）
本试验所用的光斑直径为0.15mm，试验从最基础的单道扫描开始研究，首先通过单道扫描找出扫描速度、激光电流、激光频率、激光脉宽等工艺参数对单道熔覆层外观形貌及几何截面尺寸的影响，从而确定较好的工艺参数范围。单道激光熔覆工艺参数见表3.1。
表3.1 单道激光熔覆工艺参数
分类
扫描电流（A）
不同激光电流 不同激光脉宽 不同激光频率 不同扫描速度
125~170 155 155 155
脉冲宽度（ms） 3.8 3.2~3.9 3.8 3.8
脉冲频率（Hz） 10 10 7~15 10
扫描速度（mm/min）
100 100 100 70-160
铺粉厚度（mm） 0.50 0.50 0.50 0.50
3.2.1 激光电流对单道熔覆层成型质量的影响
（1）对单道熔覆层表面形貌的影响
试验确定在熔覆涂层厚度为0.5mm，扫描速度为100mm/s，激光脉冲宽度为3.8ms，激光频率为10Hz，光斑直径和离焦量都一定时，研究了激光电流为125A-170A（依次增加5A）下的单道激光熔覆层的成型质量。下图3.4和图3.5分别为不同激光电流下单道熔覆层的表面形貌、不同激光电流下单道熔覆层的截面金相形貌。
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图3.4 不同激光电流下单道熔覆层的表面形貌
图3.5 不同激光电流下单道熔覆层的截面金相形貌
由图3.4可以看出，当激光电流较小为125A-135A时，熔覆层表面质量不好，表面不连续且有球化现象，另外，由图3.5可知，当激光电流为125A时，熔覆层与基体没能结合，这是由于激光电流较小致使激光能量较小，基体表面没有熔化，导致熔覆层与基体结合不好，有很多未熔化的粉末颗粒。随着激光电流的逐渐增大，熔覆层表面逐渐连续，
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球化现象较少，当电流在155A到165A时熔覆层平整均匀，与基体的结合性也较好，因为高的激光能量有利于熔池的润湿与铺展。随着激光电流的继续增加，熔覆层表面粗糙度增加，电流过大使得能量密度过高，熔覆层表面出现氧化甚至烧损现象。因此，选择熔覆的激光电流范围是155A-165A。
（2）对单道熔覆层几何截面尺寸及稀释率的影响
图3.6为不同激光电流对单道熔覆层宽度、高度及深度的影响。图3.7为不同激光电流对熔覆层稀释率的影响。
0.40熔覆层的截面几何尺寸（mm）0.350.300.250.200.150.100.05 熔覆层宽度 熔覆层高度 熔覆层深度130140150160170180不同的激光电流（A）
图3.6 不同激光电流下单道熔覆层的截面尺寸
0.200
0.1750.150熔覆层稀释率η0.1250.1000.0750.050130140150160170180不同激光电流（A）
图3.7 不同激光电流下单道熔覆层的稀释率
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由图3.6可知，随者激光电流的增大，熔覆层的宽度，高度和深度都逐渐增大，熔覆层的宽度和深度变化较为明显，而高度随着激光电流的增大趋于平缓，这是因为随着电流的增大，激光能量增大，熔化的粉末量较多，基体熔化也较多，所以熔池的宽度和深度会增加。而由于粉末厚度是一定，当单位时间的激光能量较大时，会使粉末产生飞溅，致使熔覆层的粉末减少，导致熔覆层高度减小，再者，由于熔池加深使熔化金属的表面张力与重力失衡，而使熔化的金属向下流动，致使熔宽加大，厚度减小。由式（1）算出熔覆层的稀释率并绘制出稀释率曲线图，由图3.7可知，随着激光电流的增大，熔覆层的稀释率逐渐增大，因为单位时间内的激光能量增大，熔深和涂层厚度都增大，但熔深增加更快，所以熔覆层的稀释率也逐渐增大。 3.2.2 扫描速度对单道熔覆层成型质量的影响
（1）对熔覆层表面形貌的影响
扫描速度的大小也是影响熔覆层成型质量的重要因素之一，在涂层厚度为0.5mm，激光电流为155A，激光脉冲宽度为3.8ms，激光频率为10Hz，光斑直径及离焦量一定时，研究了扫描速度为70mm/min-160mm/min下的单道熔覆层的成型质量。下图3.8和图3.9分别为不同扫描速度下单道熔覆层的表面形貌及截面金相形貌。
图3.8 不同扫描速度下单道熔覆层的表面形貌
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图3.9 不同扫描速度下单道熔覆层的截面金相形貌
从图3.8看出，当扫描速度为100-120mm/min时，熔覆层表面平整光滑，表面成型质量较好；当扫描速度较小为70-90mm/min时，单位面积上的粉末吸收的能量太大，导致粉末过烧而出现氧化现象。当扫描速度超过140mm/min时，熔覆层越来越细小且不平整，这是因为扫描速度增大时，熔池温度降低，而熔池的粘度、流动性与温度有关，较低的温度不利于熔池的铺展与润湿，最终导致球化现象。再者，扫描速度变大使得液态熔池与基体的接触面积变小，熔池的流动又会受到周围粉末的阻碍，使得润湿性变差，也会出现球化现象。图3.9也可以看出，当扫描速度较小时，熔覆层的宽度、高度和深度都较大，这是因为扫描速度小，激光束对熔覆层的作用时间较长，基体和熔覆层粉末熔化较多。另外扫描速度过快，激光对熔覆层与基体的作用时间缩短，金属粉末吸收的能量不足，熔覆层与基体的结合也越来越小，熔覆层截面尺寸也逐渐减小，金属粉末熔化不完全，导致成形质量下降甚至熔覆层会出现剥落现象。因此，在此工艺下，选择激光熔覆的扫描速度范围是100-120mm/min。
（2）对单道熔覆层几何截面尺寸及稀释率的影响
由图3.10可知，随着扫描速度的增大，熔覆层的宽度、高度及深度都逐渐减小，因为随着扫描速度的增大，单位时间透射到基体的能量和粉末吸收的能量都逐渐减少，致使熔深，厚度和宽度都减少。由图3.11可知，随着扫描速度的增大，熔覆层的稀释率也逐渐减小。
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0.450.40熔覆层截面几何尺寸（mm）0.350.300.250.200.150.100.050.00708090100110120130 熔覆层宽度 熔覆层高度 熔覆层深度140150160不同扫描速度（mm/min）
图3.10 不同扫描速度下熔覆层的截面尺寸
0.300.25熔覆层稀释率η0.200.150.100.05708090100110120130140150160不同扫描速度(mm/min）
图3.11 不同扫描速度下熔覆层的稀释率变化曲线
3.2.3 激光脉宽对单道熔覆层成型质量的影响
（1）对单道熔覆层表面宏观形貌的影响
试验确定在熔覆涂层厚度为0.5mm，激光电流为155A，扫描速度为100mm/s，激光频率为10Hz，光斑直径和离焦量都一定时，研究了激光脉宽为3.2-4.6ms（依次增加0.2ms）下的单道激光熔覆层的成型质量。由图3.12可以看出，当脉宽为3.2-3.6ms时，由于脉宽较小，激光能量较小导致金属粉末未熔化，成形不完全，熔覆层不连续，脉冲宽度由小
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增大的过程中，熔覆层表面变得光滑平整，当脉宽为3.8-4.2ms时，表面质量较好。继续增大脉宽又会使熔覆层质量下降。
图3.12 不同激光脉宽下单道熔覆层的表面形貌
（2）对熔覆层几何截面尺寸及稀释率的影响
由图3.13可知，与激光电流对熔覆层的影响类似，随着激光脉宽的增大，熔覆层的宽度、高度及深度都逐渐增大，这是由于脉宽增大，单位时间，单位面积内的激光束能量增加，金属粉末熔化量变多引起的。同时由图3.14可见，随着脉宽的增加，稀释率也逐渐增加。
0.40 熔覆层宽度熔覆层截面几何尺寸（mm）0.350.300.250.200.150.100.050.003.0 熔覆层高度 熔覆层深度3.23.43.63.84.04.24.44.6不同激光脉宽（ms）
图3.13 不同激光脉宽下熔覆层的截面尺寸
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0.2250.200熔覆层稀释率 η 0.1750.1500.1250.1000.0750.0503.03.23.43.63.84.04.24.44.6不同的激光脉宽(ms)
3.14 不同激光脉宽下熔覆层稀释率变化曲线
3.2.4 激光频率对单道熔覆层成型质量的影响
（1）对单道熔覆层表面宏观形貌的影响
试验确定在熔覆涂层厚度为0.5mm，激光电流为155A，扫描速度为100mm/s，激光脉宽为3.8ms，光斑直径和离焦量都一定时，研究激光频率为7-15Hz（依次增加1Hz）下的单道激光熔覆层的成型质量。下图3.15为不同激光频率下单道激光熔覆层表面形貌。
图3.15 不同激光频率下单道熔覆层的表面形貌
从图3.15看出，在脉冲频率为7-9Hz时，由于激光的能量密度小，熔覆层粉末未全部熔化，导致熔覆层的不连续，甚至由于基体吸收的能量小，导致温度梯度分布的不均
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匀，粉末凝固时出现球化现象。而当频率很大时，激光能量密度也大，又会使粉末表面出现氧化现象，甚至烧损。当频率为10-12Hz时，熔覆层表面成形质量较好。
（2）对熔覆层几何截面尺寸及稀释率的影响
图3.16为激光频率对熔覆层几何截面尺寸的影响，图3.17为激光频率对熔覆层稀释率的影响。由图3.16和图3.17可知，与激光电流对熔覆层截面几何尺寸的影响类似，随着激光频率的增大，熔覆层的宽度、高度、深度、稀释率都逐渐增大最后逐渐趋于平缓。
0.400.35熔覆层截面几何尺寸（mm）0.300.250.200.150.100.050.006710111213 熔覆层宽度 熔覆层高度 熔覆层厚度141516不同的激光频率(Hz)
图3.16 不同激光频率下熔覆层的截面几何尺寸
0.2000.175熔覆层的稀释率 η0.1500.1250.1000.0750.0506710111213141516不同激光频率(Hz)
图3.17 不同激光频率下熔覆层的稀释率变化曲线
由以上单因素试验可以得出，在粉末厚度、光斑直径和离焦量等工艺参数一定时，
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316L不锈钢单道涂层的激光工艺参数的选取范围为：激光电流为155-165A；扫描速度为100-120mm/min；激光脉冲宽度为3.8-4.2ms；激光脉冲频率为10-12Hz；铺粉厚度为0.50mm。
3.3 单道激光熔覆正交试验
（1）选定试验因子，制定因子水平表
为了探究不同激光工艺参数在交互作用下对熔覆层几何截面尺寸的影响程度，进行了正交试验来选择较优的工艺参数，实现激光熔覆工艺参数的合理匹配。本试验选用L9(34)进行正交分析，以确定各影响因素的主次关系和每个因素对熔覆层宽度、高度和深度的影响。正交试验中选取的四因素分别为激光电流、扫描速度、激光频率、激光脉宽。选用熔覆层的宽度、高度和深度作为正交试验的试验指标。下表3.2为正交试验参数表。在保证良好冶金结合的条件下，宽度和高度越大越好，深度越低越好。
表3.2 正交试验参数表
因子
A 激光电流
水平1 水平2 水平3
155A 160A 165A
B 扫描速度 100mm/min 110mm/min 120mm/min
C 激光脉宽 3.8ms 4.0ms 4.2ms
D 激光频率 10Hz 11Hz 12Hz
（2）正交试验方案结果及分析
选择正交试验中的试验参数进行正交表的设计，安排试验，试验设计及结果如表3.3所示。本章主要是利用极差分析的方法进行计算分析。表3.3中Kjm为第j列因素m水平所对应的试验指标之和，Kjm为Kjm的平均值。由Kjm的大小可以判断j因素和各因素的水平组合，即最优组合。Rj为j因素各水平下平均指标值的最大值与最小值之差。Rj的大小反映了j因素对试验指标的影响程度。Rj越大，说明该因素对试验指标的影响越大。由此可以判断因素的主次。极差分析法计算与判断可直接在试验结果分析表进行。
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表3.3 试验方案及结果
处理 1 2 3 4 5 6 7 8 9 K1 1 A 1（150） 1 2 B 1（90） 3 C 1（3.8） 4 D 1（10） 2（12） 3（14） 3 1 2 2 3 1 1.292 1.146 1.224 0.431 0.382 0.408 0.049 D1 0.767 0.595 0.801 0.256 0.198 0.267 0.058 D3 0.174 0.179 0.183 0.058 0.060 0.061 0.003 D3 以最优水平A2B1C2D3为组合进行深度指标的估计，经计算得 到深度指标为0.077 以最优水平A2B2C1D3为组合进行宽度指标的估计，经计算得到宽度指标为0.426 高度mm 宽度mm 深度mm 0.382 0.356 0.316 0.450 0.465 0.365 0.425 0.458 0.254 0.195 0.158 0.278 0.345 0.245 0.155 0.365 0.053 0.048 0.042 0.078 0.065 0.062 0.069 0.063 2（100） 2（4.0） 3（110） 3（4.2） 1 2（155） 1 2 2 2 3（160） 3 3 1.054 1.28 1.328 0.351 0.427 0.443 0.092 A3 0.607 0.868 0.688 0.202 0.2 0.229 0.087 A2 0.143 0.205 0.188 0.048 0.068 0.062 0.02 A2 2 3 1 2 3 1.257 1.279 1.126 0.419 0.426 0.375 0.051 B2 ABDC 0.687 0.905 0.571 0.229 0.302 0.190 0.112 B2 BACD 0.2 0.176 0.16 0.067 0.059 0.053 0.014 B1 ABDC 0.178 0.182 0.176 0.059 0.061 0.059 0.002 C2 0.8 0.1 0.658 0.288 0.214 0.219 0.074 C1 3 1 3 1 2 1.205 1.251 1.206 0.401 0.417 0.402 0.016 C2 0.445 0.168 0.056 以最优水平A3B2C2D1为组合进行高度指标的估计，经计算得到高度指标为0.496 K2 高 K3 K1 度 K2 K3 Rj 优水平 主次顺序 宽 度 K1 K2 K3 K1 K2 K3 Rj 优水平 主次顺序 深 度 K1 K2 K3 K1 K2 K3 Rj 优水平 主次顺序 29
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（3）综合平衡确定最佳的工艺
以熔覆层的高度为考察指标，优化组合为A3B2D1C2，以宽度为考察指标，优化组合为B2A2C1D3，以深度为考察指标，优化组合为A2B1C2D3。显然，由三个指标单独分析出来的最优条件并不一致，所以要根据因素对三个指标影响的主次顺序，综合考虑确定出最佳工艺条件。
首先对于因素A（激光电流）来说，从主次顺序看，对高度和深度的影响都排在第一位主要因素，而对宽度为次要因素，因此要以主要因素为首选。再者，一定范围内激光电流增大，激光束的能量会变大，使熔覆层的宽度和高度及深度都会变高。但激光束能量更大时，稀释率会增大，另外由于粉末厚度一定，激光束对粉末的冲击力增大，会使粉末产生飞溅，致使熔覆层厚度变薄。所以取因素A2为最好。
对于因素B（扫描速度）来说，从主次顺序看，对高度和深度的影响都排在第一位主要因素，而对宽度为次要因素，因此要以主要因素为首选。从对指标的影响看，在保证良好的冶金结合条件下，应该选择较大的扫描速度B2，因为扫描速度较小时，会使单位时间、单位面积的激光能量增大，会使稀释率增大，影响熔覆层的性能。
对于因素C（激光脉宽）而言，从主次顺序看，对宽度和深度的影响都排在第一位主要因素，而对高度为次要因素，因此主要考虑C因素。从对宽度和深度的指标影响看，激光脉宽对深度的影响选C2水平，而对熔覆层宽度的影响则选C1水平，而在一定范围内，应该选择较小点的激光能量，这样能保证较好的稀释性能。综合考虑，应选择C1水平。
对于因素D（激光频率）而言，从对指标影响因素的主次看，激光频率对宽度和深度的影响大于对高度的影响。而对熔覆层宽度和深度的指标都选D3，所以选择D3水平。
综上分析，最后选择的优化组合为A2B2C1D3。即最终选得的熔覆工艺参数：激光电流为160A，扫描速度为110mm/min，激光脉宽为3.8ms，激光频率为12Hz。在此激光工艺参数条件下，进行单道激光熔覆，所得到的熔覆层表面形貌及横截面金相形貌如图3.18所示。
a
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b
图3.18单道熔覆层形貌图（a）单道熔覆层表面形貌（b）单道熔覆层截面金相形貌
由图3.18可知，在此工艺条件下，单道熔覆层的表面平整光滑，且无宏观裂纹。从金相图来看，熔覆层与基体部分区别明显，主要由基体、结合区和熔覆层区三部分组成。另外也可以看出熔覆层与基体之间呈现了良好的结合。
3.4 单道熔覆层的硬度分析
硬度是衡量材料软硬度的一种力学性能，是评估材料耐磨性的重要标志，而熔覆层的显微硬度主要取决于熔覆层材料和熔覆层的组织。图3.19（a）和图3.19（b）分别为激光电流为155A的不同扫描速度和扫描速度为100mm/min的不同激光电流下，单道熔覆层从表面到基体的硬度曲线图。其中水平坐标表示从熔覆层表面到基体测量点的距离，竖直坐标表示所对应的硬度值。由图可以看出316L不锈钢熔覆层的硬度约为230-270HV，而基体的硬度约为110-140HV之间，从熔覆层表面到基体，显微硬度呈现梯度变化且逐渐降低。
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300280260240300 a界面显微硬度值HV280260240b熔覆层界面基体显微硬度值HV220200180160140120100800.0熔覆层 220200180160140120100基体 110mm/min 100mm/min 90mm/min0.10.20.30.40.50.60.70.80.9 145A 155A 165A0.00.10.20.30.40.50.60.70.80.9距熔覆层表面距离(mm)距离熔覆层表面距离(mm)
图3.19 单道316L熔覆层与基体的显微硬度（a）不同扫描速度下熔覆层的显微硬度（b）不同
激光电流下熔覆层的硬度
由图3.19（a）可以看出在其他工艺参数一定的情况下，显微硬度随着扫描速度的增大而增大，这是因为随着扫描速度的增加，熔覆层合金凝固速率增大，温度梯度G与凝固速率R的比值降低，熔覆层的显微组织中晶粒细小，晶界增多，有效阻止了变形时的位错的滑移。由图3.19（b）可以看出，在扫描速度等工艺参数一定时，熔覆层的显微硬度随激光电流的增加而减少。因为激光电流增大，激光能量密度增大，熔覆层组织粗大，降低了熔覆层的硬度，另外，热影响区的硬度高于未受热影响区基体的硬度。因为以Q235钢为基体，它的导热性较好，原始组织为平衡组织，热影响区在冷却的过程中发生正火转变，使热影响区硬度略有提高，而出现了图3.19（a）和图3.19（b）中的拐点现象。也可以看出基体热影响区随着扫描速度的增加而减少，随着激光电流的增加而增大。因为随着扫描速度的增大，激光束与基体作用时间短，对基体的热影响较小，而随激光电流的增大，照射到基体上的能量密度大，对热影响较大。
3.5 单道熔覆层的组织分析
熔覆层合金的结晶形态受熔池内液相成分和形状控制因子的影响，结晶方向上的温度梯度G与结晶速度R之比即为形状控制因子[50,51]。在熔覆层材料确定后，熔覆层的组织形态及晶体结构和温度梯度G与结晶速度R之比有关。图3.20给出了单道熔覆层不同部位的显微组织。
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a
bc
图3.20单道熔覆层显微组织形貌 （a）底部组织（b）中部组织（c）上部组织
由图3.20（a）可知，单道激光熔覆层底部与基体结合界面处展现出一个清晰的组织转变，熔覆层与基体之间出现平面晶过渡组织，这是因为在熔池的基材界面处，结晶速度趋于零，而此处的温度梯度G相对较大，所以成分过冷接近于零，此时凝固所释放的热量全部向界面表面的固体散去，使结晶面缓慢向前推移，结晶呈平面状态，在界面处就形成平面晶。当由结合界面到熔覆层内时，由于晶体长大方向与熔池的散热有关，所以熔覆层底部的组织形态主要是垂直于界面方向生长的、伸向熔覆层内部的柱状晶。当到达熔覆层中部时，由于基体温度升高，导致温度梯度下降，冷却速度降低，而此时的凝固速度大，G/R减小，在成分过冷的条件下出现了胞状结晶如同细胞或蜂窝状如图3.20（b）所示。当到达熔覆层上部时，G/R越来越小，成分过冷进一步增大，在一个晶体内柱状晶的主干朝横向方向伸出短小的二次横枝，因而形成了柱状树枝晶，胞状枝晶等，如图3.20（c）所示。同时在熔覆层顶部也会出现等轴晶组织，这是由于在熔覆层的顶部，熔覆层散热最快，温度梯度G与凝固速度R的比值区域零，导致形核速率大于晶粒的生长速度，使熔覆层表面形成细小的树枝晶和等轴晶。另外由于熔覆层表面存在
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熔渣，使形核数目增多，也是形成组织细小的等轴晶的原因之一。纵观熔覆层从底部到顶部组织的变化，可见熔覆层整体组织变化过渡均匀，组织形态由平面晶到柱状晶、柱状树枝晶最后到等轴晶过渡。并且熔覆层内部无裂纹、气孔等缺陷，显现出良好的激光熔覆定向凝固组织特征和较好的成型质量。
3.6 本章小结
（1）研究了激光电流、扫描速度、激光脉宽和激光频率对单道熔覆层表面形貌及几何截面尺寸的影响。研究表明单道熔覆层的宽度和高度都随着激光电流、激光脉宽和激光频率的增大而增大，随着扫描速度的增大而减小。
（2）通过设计正交试验进行激光单道熔覆，得出单道熔覆层的最佳熔覆工艺参数，得出在激光电流为160A，扫描速度为110mm/min，激光脉宽为3.8ms，脉冲频率为12Hz得到的单道熔覆层的质量最好。
（3）316L不锈钢熔覆层的硬度约为230-270HV，而基体的硬度约为110-140HV之间，可知316L熔覆层的硬度较基体的硬度略高，且随着距离熔覆层表面距离的增大，熔覆层的硬度逐渐减小。其他工艺参数一定的情况下，显微硬度随着扫描速度的增大而增大；随激光电流的增加而减少。
（4）利用金相显微对单道熔覆层的组织进行分析得出，熔覆层主要由基体区、结合区和熔覆层区三个区域组成，在熔覆层的底部组织主要是垂直于结合界面生长的柱状晶，中部组织主要是胞状晶和柱状枝晶，上部组织主要是树枝状晶和细小的等轴晶。
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4 多道单层316L激光熔覆层的研究
在进行表面修复时，为了获得一定面积的熔覆层，需要对基体进行多道熔覆，即多道单层熔覆，扫描间距的大小直接影响搭接率的大小，进而影响熔覆层的平整程度、致密性、熔覆层的组织及性能。在进行多道熔覆时，既要获得良好的大面积熔覆层，也要保证熔覆道与道之间实现良好的冶金结合。下图4.1为不同扫描间距下，熔覆层截面示意图。
图4.1不同扫描间距下熔覆层截面示意图
扫描间距过大，虽然每道之间的成型性较好，但是由于搭接率较小，熔覆层中道与道搭接不上，示意如图4.1（a）所示，这就影响熔覆层的质量及性能。当扫描间距适中时，激光能量分布均匀，熔覆层表面也较平整，如示意图4.1（b）所示。当扫描间距继续减小时，此时搭接率较大，后一道熔覆层在前一道熔覆层上搭接过多，如图4.1（c）所示，导致熔覆层形貌及质量下降。由此可见，扫描间距对激光熔覆层的表面光滑度有很大的影响，选择合适的扫描间距可获得表面平整的熔覆层。
4.1 扫描间距对单层多道熔覆层形貌的影响
在粉末厚度为0.5mm时，选定激光电流为160A，扫描速度为110mm/min，激光脉 宽为3.8ms，激光频率为12Hz，在不同扫描间距下进行多道激光熔覆。下表4.1为不同扫描间距的激光熔覆工艺参数，图4.2为不同扫描间距下单层316L熔覆层的表面形貌。
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表4.1 不同扫描间距的激光熔覆试验参数
组别 1 2 3 4 5 6 7
激光电流（A） 160 160 160 160 160 160 160
脉冲宽度（ms） 3.8 3.8 3.8 3.8 3.8 3.8 3.8
激光频率（Hz）
12 12 12 12 12 12 12
扫描速度扫描间距（mm/min） （mm）
110 110 110 110 110 110 110
0.12 0.14 0.16 0.18 0.20 0.22 0.24
铺粉厚度（mm） 0.50 0.50 0.50 0.50 0.50 0.50 0.50
图4.2 不同扫描间距下熔覆层的表面宏观形貌
由图4.2的表面形貌图可知，扫描间距对熔覆层的表面形貌影响很大，当扫描间距
较小（搭接率较大）时，扫描线重叠过多，导致熔覆层出现球化现象。当扫描间距继续增大时，熔覆层的表面形貌逐渐变得平整，而扫描间距过大时，搭接率减小，道与道间搭接不上，搭接部分会出现凹陷现象，致使熔覆层表面不平整，形成了孔隙结构，但如果扫描间距过小，则可能会出现气孔和裂纹[52,53]。由图4.2可知，当扫描间距为0.20mm时，熔覆层的表面质量最好。
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图4.3 不同扫描间距下多道熔覆层的截面形貌图
由单层熔覆层截面金相图4.3可知，当扫描间距较大，搭接率会变小（如图4.3a）时，会使相邻两熔覆道之间存在凹陷；扫描间距较小时，搭接率会变大（如图4.3d），则会使后一道熔覆的材料过多堆积在前一道上，而使熔覆层表面不平整。当扫描间距为0.20-0.22mm时，熔覆层平整均匀，搭接率也较好。
4.2 激光工艺参数对熔覆层界面形态的影响
4.2.1 扫描速度对熔覆层与基体间界面形态的影响
在其他激光熔覆条件相同的情况下，随扫描速度的增加，熔覆层与基体结合界面处的形态由平直向曲形波浪形状变化，如图4.5所示，产生此现象的原因如下[54,55]：
熔池中受热温度不均匀，熔池内各处液体的表面张力和密度不一样，就会产生使液体向一定方向流动的力偶，导致液体流动。熔池内液体流动示意如图4.4所示，表面张力、液体密度都与温度有关，温度升高，表面张力降低，同时液体密度会减小，激光束能量密度在横断面上的分布不均匀，一般熔池边缘处表面张力较和密度都较大，相反，中心处表面张力和密度都较小。熔池内的液体会在表面张力和密度差力偶，这两个力的作用下流动起来，且这两个力的作用方向相同。这会随扫描速度的增大而严重，可见随着扫描速度的增大，界面形态逐渐呈弯曲形态，如图4.5所示。
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图4.4 熔覆层熔池内液体流动示意图
图4.5 不同扫描速度下的熔覆层的界面形态
4.2.2 激光电流对熔覆层与基体界面形态的影响
激光电流增大，单位时间的激光能量增大，而基体表面的能量来源主要是激光束通过熔覆层照射到基体表面的，在其他工艺参数一定时，透射到基体的激光能量随激光电
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流的增大而增大，基体吸收到的能量越多，熔化量越大，温度分布不均匀，越容易形成波形界面。可见随激光电流的增大，熔覆层与基体界面形态由曲面逐渐向波浪形发展，如图4.6所示。反之如果激光电流过小，基体吸收的激光束线能量密度小，会导致界面结合不好，以致熔覆层质量不好。激光脉宽，激光频率对熔覆层与基体界面形态的影响与激光电流一致。
图4.6 不同激光电流下的熔覆层界面形态
4.3 多道单层316L熔覆层的微观组织分析
多道搭接熔覆层中存在着三个大区域，如图4.7（a）所示，道与道之间的熔覆层的搭接清晰可见，分别为熔覆层搭接区域、熔覆层非搭接区域、基体区域。多道激光熔覆与单道激光熔覆的主要区别:多道激光熔覆时，由于搭接会使前一道的熔覆层的搭接部分反复被加热，后一道的熔覆部分，受到前道激光熔覆时的热量预热，因此在最终形成的熔覆层中，不同的区域在显微组织和性能方面都有很大的差别，致使熔覆层的组织具
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有不均匀性。本文利用金相显微镜观察了多道熔覆层搭接区域熔覆层显微组织的变化。
a
bc
de
搭接区中部（e）搭接区中上部
图4.7多道316L熔覆层的微观组织形貌（a）横截面形貌（b）非搭接区底部（c）搭接区底部（d）
非搭接区域的组织与单道熔覆层的组织类似，如图4.7（b）所示，非搭接区域底部仍是以基体为界面生长的柱状晶且组织较粗大，这是因为在进行第二道搭接时，相当于对基体进行了预热，提高了基体的表面温度，此时熔池的冷却速度也降低，因此结晶时在界面处，非自发形核率降低，柱状晶的生长能力增强，且组织较粗大。而在熔覆层的搭接区域，如图4.7（c）、（d）第二道熔覆层是以第一道的部分熔覆层为界面呈外延式
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生长，有显著的柱状晶且是垂直于搭接区的界面向熔池中生长。在熔覆层的搭接区域，除了以垂直于搭接的等温面的柱状晶呈外延式生长外，部分转向树枝晶生长，生长方向发生了改变，如图4.7（e）所示，这与晶体的结构和熔池的散热方向有关。总体来看，搭接区域的组织较为粗大，这主要是由于基体以及前一道熔覆层的预热引起的。
4.4 单层316L不锈钢熔覆层的物相分析
下图4.8和图4.9分别为316L粉末与316L熔覆涂层的物相图，由图4.8可知316L不锈钢粉末主要含的是奥氏体相，而激光熔覆的316L涂层中出现了铁素体相，如图4.9所示，这主要是因为在激光熔覆过程发生的冶金结合，基体中的部分铁素体进入到316L熔覆层中。
1200 (111)800(111)1000600Intensity/CPSIntensity/CPS800600400400(200)(220) 200(200)(200)(211)200020304050607080020304050607080902/()2/()
图4.8 316L粉末XRD衍射图 图4.9 316L激光熔覆层XRD衍射图
4.5 单层316L不锈钢熔覆层的性能分析
4.5.1 316L熔覆层的截面硬度分析
图4.10为在激光电流为160A，扫描速度为110mm/min，脉冲频率为12Hz，脉冲宽度为3.8ms时，单层不锈钢涂层搭接区与非搭接区域的显微硬度曲线图。总体来看，
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多道熔覆层搭接区域与非搭接区域熔覆层的硬度没有太大的差异，但是可以看出搭接区域熔覆层的显微硬度值的变化趋势较大且不均匀，搭接区的硬度值较非搭接区域略低，因为激光的多次加热时熔覆层的冷却速度降低，结晶时形成的熔覆层组织较为粗大所致。在搭接区域的组织有柱状晶也有相互交叉的树枝状晶，这就使搭接区域的硬度值变化不均匀。
另外，在多道激光熔覆时，基体热影响区的硬度略低于单道熔覆时的热影响区域的硬度。这是因为以Q235钢为基体的导热性较好，当进行单道熔覆时，热影响区在冷却的过程中发生了正火转变，硬度值略有提高，而当进行搭接熔覆时，当经过第二次激光熔覆时，对基体产生了预热，相当于对基体进行了回火转变，使其硬度值略有降低。由此可知，316L不锈钢涂层的显微硬度较基体Q235钢的硬度提高了。
300280260240显微硬度值/HV2202001801601401201000.0 搭接区 非搭接区0.10.20.30.40.50.60.70.80.9距熔覆层表面的距离(mm)
图4.10 多道316L熔覆层的硬度
4.5.2 316L熔覆层的耐磨性分析
图4.11和图4.12分别为基体与316L不锈钢激光熔覆层在干摩擦条件下的质量磨损及其摩擦系数随时间的变化曲线图。用电子天平分别称出基体和不锈钢熔覆层磨损前后的质量，得出失重量。失重量越小说明耐磨性越好，摩擦系数越小，耐磨性也越好。
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0.014基体0.0120.010不锈钢 磨损量/g0.0080.0060.0040.0020.000
图4.11 基体与316L熔覆层的磨损损失量对比
不锈钢 基体
0.80.6摩擦系数0.40.20.003006009001200时间/s
图4.12 摩擦系数随时间变化曲线
由图4.11可以看出基体的磨损损失重量为0.01226g，316L熔覆层的磨损损失量为0.00875g。可知基体磨损损失量大约是316L不锈钢熔覆层的1.4倍；由图4.12可以看出316L熔覆层的摩擦系数小于Q235钢的摩擦系数。在0-5min时，基体表面的摩擦系数随着时间逐渐增大，属于急剧磨削阶段，在8-20min之间，摩擦系数逐渐趋于平稳状
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态，且不锈钢涂层的摩擦系数较平稳，总体可以看出基体的平均摩擦系数最低为0.4231，316L不锈钢熔覆层的平均摩擦系数最低为0.3608，由此可知不锈钢涂层的耐磨性较基体的好。磨损有多种分类法，按磨损机理一般分为黏着磨损、磨料磨损、疲劳磨损、冲蚀磨损等。一般磨损往往是多种机理同时存在，只是某一种机理起主要作用。图4.13（a）和图4.13（b）分别为Q235钢基体和316L熔覆层的磨损形貌图。
ab
图4.13 表面磨损形貌图（a）Q235钢表面磨痕照片（b）316L熔覆层表面磨痕照片
由图4.13可以看出Q235钢的犁沟较深且有塑性变形，黏着现象较严重，是典型的黏着磨损和磨料磨损特征；而316L不锈钢熔覆层的磨痕较浅，其上有磨屑形成、脱 落痕迹，主要是磨料磨损。
4.5.3 316L熔覆层的耐腐蚀性分析
下图4.14为基体和316L熔覆涂层在3.5%NaCL溶液中的电极化曲线。
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-100-200-300E/mv-400-500-600-700 基体Q235钢不锈钢涂层0.010.11-210LogI/(mAcm)
图4.14 基体与316L熔覆层的电极化曲线
由图4.14中的极化曲线可以看出，基体的腐蚀电位为-432mv，而316L熔覆涂层的腐蚀电位为-342mv，基体的极化电流密度为0.296mA/cm2，316L涂层的极化电流密度为0.016mA/cm2，可知316L涂层的耐腐蚀性比基体的好。316L不锈钢熔覆层的耐腐蚀性较好，这主要与其中所含的元素有关：
（1）由于鉻形成的致密的稳定的Cr2O3薄膜进行保护，这样就阻止了介质对316L熔覆层的继续渗入腐蚀。
（2）镍元素也是优良的耐腐蚀材料，在316L中的应用是配合鉻更好的发挥作用，使316L不锈钢的力学性能和在某些腐蚀介质中的耐腐蚀性能得到改善。
（3）钼元素加入不锈钢中，可增强钢的钝化作用，也就是通过促进钝化膜中鉻浓度的增加，强化钝化膜的稳定性，从而可提高钢的耐腐蚀性能。在介质的作用下，不锈钢中钼还可形成MoO42-而起缓蚀作用。本文所用的316L中所含的钼元素为2.3%，这可提高在酸中的耐腐蚀性能。
（4）硅是铁素体形成元素，能提高不锈钢在氧化性介质中的耐腐蚀性能、抗晶间腐蚀性能和抗点腐蚀性能。
4.6 本章小结
（1）在选定的激光工艺参数下，研究不同扫描间距对多道单层熔覆层表面形貌及
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截面金相形貌的影响，通过比较得出最佳的扫描间距为0.22mm。研究了不同扫描速度和不同激光电流下熔覆层与基体的界面结合处的形态，结果表明，随扫描速度和激光电流的增大，界面形态都是由平直向曲形波浪形变化；
（2）分析了多道熔覆层的微观组织，熔覆层的搭接区域的组织与非搭接区域有所不同，在熔覆层的搭接区域，除了以垂直于搭接的等温面的柱状晶呈外延式生长外，部分转向树枝晶生长，生长方向发生了改变。分别对316L不锈钢粉末和单层316L熔覆涂层的物相进行了分析，得出316L粉末由奥氏体相组成，而316L熔覆涂层主要由铁素体相和奥氏体相组成。
（3）首先通过对硬度的分析，得出单层熔覆层搭接区域熔覆层的显微硬度值的变化趋势较大且不均匀，搭接区的硬度值较非搭接区域略低。且在多道激光熔覆时，基体侧扩散区的硬度略低于单道熔覆时的热影响区域的硬度；比较了316L熔覆层与基体的耐磨性，得出316L熔覆层和基体的磨损损失量分别为0.00875g和0.01226g，316L涂层和基体的摩擦系数分别为0.3608和0.4231。总之，316L涂层的磨损损失量及摩擦系数都比基体的小，最终得出316L熔覆层的耐磨性较好；
（7）电化学腐蚀试验分析：可知316L涂层的腐蚀电位为-346mv比基体的腐蚀电位-432mv高，316L涂层的极化电流密度为0.016mA比基体的极化电流密度0.296mA低，进而得出316L涂层的耐腐蚀性比基体的要好。
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5 316L/Al2O3复合粉末激光熔覆层的研究
316L不锈钢具有良好的耐酸、碱、盐腐蚀的性能，但是它的硬度较低、耐磨性较差，而做船用的Q235中厚钢板容易受到磨损与腐蚀，为了提高零件的性能，应考虑到熔覆层的耐磨性能，而Al2O3是使用广泛的高熔点氧化物陶瓷粉末，它的硬度较高、耐磨性较好。并有优异的高温力学性能和高温化学稳定性。316L不锈钢涂层中加入一定量的Al2O3粉末将会提高熔覆层的耐磨性能。下表5.1为将Al2O3粉末按不同比例加入到316L不锈钢涂层中的成分表。
表5.1 不同含量Al2O3的316L不锈钢复合涂层粉末成分wt%
试样编号 316L粉末 Al2O3粉末
1# 96% 4%
2# 94% 6%
3# 92% 8%
4# 90% 10%
5.1 316L/Al2O3复合熔覆层的宏观形貌
图5.1为316L粉末中添加不同Al2O3粉末含量的熔覆层的表面宏观形貌图。由图可知随着Al2O3粉末含量的增加，熔覆层的表面形貌越差，熔覆层表面有氧化现象产生，甚至会出现一些孔洞，这是因为Al2O3粉末与316L粉末的相容性较差，当熔覆层中Al2O3粉末含量过多时，会影响熔覆层的表面质量。
图5.1 不同Al2O3粉末含量的熔覆层的表面宏观形貌
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5.2 316L/Al2O3复合熔覆层的物相组成
图5.2为316L+6%Al2O3激光熔覆复合熔覆层的XRD衍射图谱，由图可知，复合熔覆层主要由奥氏体相与铁素体相组成。这是由于在激光熔覆过程中基材表面与熔化了的复合涂层发生互溶，基材中的部分铁素体进入到熔覆层中。
1000(111)800Intensity/CPS600400(200)200(200)0(211)20304050607080902/()
图5.2 316L/Al2O3复合涂层XRD衍射图谱
5.3 316L/Al2O3复合熔覆层的微观组织
下图5.3和5.4分别为不同Al2O3含量的熔覆层的结合界面处的组织形貌。
图5.3 316L+4%Al2O3复合涂层 图5.4 316L+6%Al2O3复合熔覆层
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从图5.3和图5.4中可以看出316L/Al2O3熔覆层与基体的结合性良好，复合熔覆涂层也是由基体、结合区和熔覆层区组成。图5.5和图5.6分别为含 4% Al2O3和6%Al2O3复合熔覆涂层从底部到上部的组织。
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图5.5 316L+4%Al2O3复合熔覆层组织 （a）底部组织（b）中部组织（c）上部组织
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图5.6 316L+6%Al2O3复合熔覆层组织（a）底部组织（b）中部组织（c）上部组织
由图5.5可知，熔覆层底部组织是垂直于界面生长的柱状枝晶，中上部组织是由胞状晶，树枝晶及等轴晶等组成。另外也可以看出将4% Al2O3和6%Al2O3粉末加入到316L熔覆层中，Al2O3颗粒全部溶解，且含量为6% Al2O3熔覆层中的组织较含量为4% Al2O3熔覆层中的组织细小，如图5.6所示。这主要是因为Al2O3颗粒在其中起着弥散强化作用，相当于加入外来质点，促进了晶体的形核，使得熔覆层的组织较细小。
图5.7 316L+8%Al2O3复合熔覆层组织（a）底部组织（b）中部组织
图5.8 316L+10%Al2O3复合熔覆层组织（a）底部组织（b）中部组织
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当添加Al2O3粉末含量继续增加时，如本试验中熔覆层中Al2O3粉末含量为8%-10%时，熔覆层中会出现部分未溶解的白色的Al2O3颗粒，如图5.7和图5.8所示。从含量为8%Al2O3和含量为10%Al2O3的复合熔覆层的微观组织形貌图，可见随着熔覆层中Al2O3粉末的继续增加，熔覆层的质量逐渐变差，熔覆层中还会出现大量的孔洞如图5.8（b）所示。这是因为Al2O3粉末与316L粉末的反应性较差，当Al2O3粉末的含量较多时，其与316L粉末的润湿性也下降，未溶解的Al2O3粉末孤立分布，熔覆层中的孔洞就逐渐增多，导致激光熔覆过程中，与316L粉末的结合性也不好，熔覆层的致密度也下降，这也会使熔覆层的硬度、耐磨性和耐腐蚀性下降。
5.4 316L/Al3O2复合熔覆层的性能分析
5.4.1 316L/Al2O3复合熔覆层的硬度分析
下图5.9为316L +不同含量Al2O3复合涂层的硬度变化曲线图。
600500316L 涂层10% Al2O3 8% Al2O3 4% Al2O3 6% Al2O3显微硬度值/HV4003002001000.00.10.20.30.40.50.60.70.8距熔覆层表面的距离/mm
图5.9 316L及316L/Al2O3熔覆层的显微硬度变化曲线
由图5.9可以看出，每种熔覆层的硬度值都是随距表面距离的增大而减小。在一定
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范围内随着Al2O3含量的逐渐增加，熔覆层的硬度也逐渐增加，当Al2O3粉末的含量增加到8%时，硬度又逐渐降低，但也高于316L熔覆层的硬度。这就表明Al2O3粉末的加入能够提高316L不锈钢熔覆层的硬度。当Al2O3的含量为6%时，熔覆层的硬度值最大为568HV。因为当加入Al2O3粉末时，在熔融的金属粉末结晶过程中，它可以作为形核质点，且随一定量的Al2O3粉末的增加，形核质点也逐渐增多，熔覆层在结晶过程中的形核率也逐渐增加，这样就会阻碍晶粒的长大，使得熔覆层组织较细，所以熔覆层的显微硬度也逐渐增加。当Al2O3粉末含量继续增加到8%-10%时，熔覆层的硬度又逐渐降低，一方面由于 Al2O3粉末与316L粉末的相容性较差，当Al2O3的含量过多时，熔覆层的成型性也不好，会影响熔覆层的性能，另一方面是由于Al2O3的含量过多，Al2O3粉末颗粒的团聚程度较大，在熔覆层中的分散不均匀，形核质点减小，弥散强化作用减小，熔覆层的硬度又降低。
5.4.2 316L/Al2O3复合熔覆层的耐磨性分析
下图5.10为基体与不同熔覆层的磨损损失量比较，图5.11为不同熔覆层的摩擦系数随时间的变化曲线图。图5.12为在扫描电镜下观察的不同Al2O3粉末含量的熔覆层的磨痕形貌图。
0.014基体0.0120.010不锈钢磨损量/g0.0080.0060.0040.0024%Al2O38%Al2O36%Al2O3 10%Al2O30.000
图5.10 基体与不同熔覆层的磨损损失量的比较
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由图5.10可知，随着316L熔覆层中Al2O3含量的逐渐增加，熔覆层的磨损量先减小后增大。当Al2O3粉末的含量为6%时，复合涂层的磨损量最小为0.00007g。当Al2O3粉末的含量分别为8%和10%时，熔覆层的磨损量分别为0.00138g和0.00232g，可知磨损量逐渐增大。但复合熔覆层总的耐磨性较316L涂层的耐磨性好。
0.70.60.50.46%Al2O38%Al2O310%Al2O3316L涂层4%Al2O3摩擦系数0.30.20.10.0-0.1-0.203006009001200时间/S
图5.11 不同涂层摩擦系数与时间关系曲线图
由图5.11可知，随着不锈钢涂层中Al2O3含量的逐渐增加，熔覆层的摩擦系数也先增大后减小，且可以看出含量为4%和6%的Al2O3的熔覆层的摩擦系数较稳定。一般摩擦系数越小且越稳定，说明耐磨性能越好。
如图5.12（a）、5.12（b）所示，当Al2O3粉末含量的较少时，熔覆层的磨痕较浅，这是因为一定范围内随Al2O3粉末的增加，熔覆层中的硬质颗粒分布均匀，这些弥散点会阻碍位错的运动，起到弥散强化作用。在摩擦过程中，熔覆层中均匀分布的硬质相可以有效阻碍磨损。
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ab
cd
图5.12 316L/Al2O3复合熔覆层磨痕形貌（a）-4% Al2O3（b）-6%Al2O3 （c）-8% Al2O3
（d）-10% Al2O3
随着Al2O3粉末含量的继续增加为8%时，如图5.12（c）所示，熔覆层中的犁沟加深，逐渐有磨屑产生，且伴随有磨屑脱落现象。而当Al2O3粉末的含量越大为10%时，一方面由于粉末的团聚现象较大，在熔覆层中分布不均匀。另一方面，熔覆层的形态，与基体的结合强度都会影响耐磨性能[56]。由于Al2O3粉末的含量越大，熔覆层的成型性也不好，熔覆层中纳米Al2O3颗粒与粉末的结合强度也降低，在磨损过程中，硬质颗粒会脱落，这样就增加了磨轮的微观切削，从而使耐磨性下降。如图5.12（d）所示的磨损机制主要为磨料磨损，并伴随有黏着磨损。再者熔覆层表面粗糙，覆层中会存在孔洞，这会降低熔覆层的强硬度，进而影响熔覆层的耐磨性能。
5.4.3 316L/Al2O3复合熔覆层的电化学腐蚀分析
下图5.13为不同Al2O3粉末含量的熔覆层的电极化曲线图，图5.14为基体、316L
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熔覆层和316L和不同含量的Al2O3复合熔覆层的电极化曲线图。表5.2为基体和不同熔覆层的腐蚀电位与自腐蚀电流密度。
表5.2 基体与不同熔覆层的腐蚀电位与自腐蚀电流密度
腐蚀电位（mv） 腐蚀电流密度（mA/cm2）
基体 -432 0.296
316L -346 0.016
4% -340 0.0023
6% -330 0.0012
8% -3 0.022
10% -378 0.072
0-50-100-150-200-250E/mv-300-350-400-450-500-550-600-650-7000.010.11-2 %4Al2O3 %6Al2O3 %8Al2O3 %10Al2O3LogI/(mAcm)
5.13 不同Al2O3含量的电极化曲线
0-50-100-150-200-250-300 基体316L涂层 %4Al2O3%6Al2O3%8Al2O3 %10Al2O3E/mv-350-400-450-500-550-600-650-7000.010.11-210LogI/(mAcm)
5.14 基体及不同熔覆层的电极化曲线
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由表5.2及图5.14可以看出，316L熔覆层的腐蚀电位为-346mv，含6% Al2O3粉末的熔覆层的腐蚀电位为-330mv，且316L熔覆层的自腐蚀电流密度比含6% Al2O3粉末的熔覆层的高，可知316L+6%Al2O3的熔覆层的耐腐蚀性较好。这是因为加入少量的Al2O3粉末时，熔覆层的表面成型性较好，再者少量的氧化铝粉末将会起到弥散强化作用，使熔覆层的组织较细，最终熔覆层的耐腐蚀性也较好。总的来看，316L/Al2O3复合涂层的耐腐蚀性能比基体的耐腐蚀性能好，但添加Al2O3的含量超过6%时，熔覆层的耐腐蚀性能没有316L涂层的耐腐蚀性能好，这主要是因为Al2O3粉末与316L粉末的反应性不好，当Al2O3的加入量超过一定范围时，会使熔覆层的成型性不好，再者，由于硬质相过多而增加了原电池效应，致使耐腐蚀性逐渐下降。可知为了提高熔覆层的耐磨耐蚀性能，应控制Al2O3粉末的加入量。
5.4.4 盐雾试验分析
本试验分别将基体与不同熔覆层用704硅橡胶包覆，熔覆层表面留出相等的面积进行试验，然后放在盐雾箱中，放置96小时后取出观察表面形貌如图5.15所示。最后再根据1cm2面积上的锈蚀的程度评定熔覆层的耐腐蚀性，锈蚀程度越小，耐腐蚀等级越高、耐腐蚀性能也越好。
（a）基体 （b）316L涂层 （c）316L+6%Al2O3涂层
图5.15基体与不同熔覆层盐雾腐蚀试验前后形貌
由图5.15可知，基体的锈蚀程度最严重，316L涂层和316L+6%Al2O3涂层的锈蚀程度较轻，316L涂层和316L复合涂层表面出现少量的锈蚀现象，原因是粉末经过激光熔覆后表面会有少量的孔洞及凹坑，影响熔覆层的耐腐蚀性，最终会出现锈蚀现象。总体看来，316L涂层和316L+6%Al2O3涂层的耐腐蚀性较好。
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5.5 本章小结
（1）将不同含量的Al2O3粉末加入到316L粉末中，通过比较熔覆层的表面形貌，可知随Al2O3粉末的添加量的增加，熔覆层的表面形貌逐渐变差。
（2）对复合涂层的物相进行分析，得出316L/Al2O3复合涂层主要有奥氏体相和铁素体相组成。对不同含量Al2O3粉末的复合涂层的微观组织进行分析，将4%Al2O3和6%Al2O3粉末加入到316L熔覆层中，Al2O3颗粒全部溶解，且含量为6% Al2O3熔覆层中的组织最细小，熔覆层中Al2O3粉末含量为8%-10%时，熔覆层中会出现部分未溶解的白色的Al2O3颗粒，且熔覆层中会出现大量的孔洞，致使熔覆层的质量变差。
（4）对不同含量Al2O3粉末的复合涂层的硬度及耐磨性进行分析，得出当Al2O3的含量为6%时，熔覆层的硬度值最大为568HV。平均摩擦系数为0.1246，此时耐磨性也最好。随着Al2O3的含量继续增加，熔覆层的硬度及耐磨性又逐渐下降；但总的耐磨性较316L涂层的耐磨性好。
（5）对不同含量Al2O3粉末的复合涂层的电化学腐蚀性分析得出当添加6%Al2O3粉末时，复合涂层的腐蚀电位为-330mv，腐蚀电流密度也最小，耐腐蚀性较好。通过对基体与不同熔覆层进行盐雾试验，得出基体的抗盐雾腐蚀性最差，316L涂层和316L/ Al2O3复合涂层的耐腐蚀性较好。
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6 熔覆层缺陷分析
在激光熔覆过程中，由于激光作用于金属粉末的时间极短，熔覆材料的熔化、凝固和冷却都是在很快的条件下进行的，在此过程中，必然会使熔化的金属粉末出现非平衡凝固现象，这不仅表现在熔覆层组织内部，也表现在宏观的表面形貌上。另外，成型工艺控制不当，会在熔覆层中形成裂纹、夹杂、气孔、球化等缺陷。因此，要获得良好的熔覆层，必须考虑并解决缺陷等问题，否则很难在实际生产中应用。
6.1 熔覆层裂纹分析
6.1.1 熔覆层裂纹产生的区域
在激光熔覆过程中会产生热应力和组织应力，热应力主要是由于熔覆层粉末的不均匀受热，熔覆层各部位的热膨胀与收缩变形趋势不一致造成的。在熔覆熔化过程中，熔池瞬间升至很高的温度，在熔池表面温度较高的区域有膨胀趋势，而在熔池中下部，甚至离熔池较远的部位如基体温度较低，没有膨胀的趋势。由于两部分互相作用，在熔池上部受到压应力，熔池中下部受到拉应力。在熔池冷却过程中，中下部冷却结晶较快，收缩较快，所以受到拉应力。所以总体看，激光熔覆层表面呈压应力状态，不容易出现裂纹，而在熔覆层内部及熔覆层与基体金属接壤的边界附近才变成拉应力，拉应力将导致裂纹的产生与扩展。当进行多道熔覆时，即使激光工艺参数与单道熔覆时的参数相同，但由于道与道之间进行了搭接时，由于多次加热冷却会使熔覆层产生变形、开裂等问题。
一般在熔覆层的枝晶界、夹杂、气孔等处容易产生应力集中，裂纹也常在这些部位产生。按产生的部位可分为熔覆层裂纹（底部、中部），熔覆层夹杂处裂纹，扫描搭接区的裂纹。如图6.1所示。
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ab
cd
图6.1 熔覆层裂纹萌生区域（a）熔覆层底部裂纹（b）熔覆层中部裂纹（c）熔覆层夹杂处裂
纹（d）扫描搭接区裂纹
6.1.2 裂纹产生的原因
（1）熔覆层结合界面底部的组织形态主要是沿界面及热流方向生长的柱状晶，且伸向熔覆层内部，使熔覆层的组织出现各向异性，在相邻界面处杂质聚集产生强度薄弱区，而增大了开裂倾向，如图6.1（a）所示。且柱状晶越发达，熔覆层的开裂倾向越大。另外，熔池快速熔化和凝固时，熔池和基材之间的温度梯度大。在熔池的冷却凝固的过程中，较冷的基体对熔池产生冷却，两者之间由于线膨胀系数的不同，也会导致裂纹的产生。
（2）对于熔覆层中的合金如图6.1（b），在极短的时间内冷却后凝固，从而形成熔覆层，在熔池合金冷却时，熔覆层中的合金结晶有快有慢，后结晶的区域会因液体补充不足产生拉应力，拉应力增大会使开裂倾向大，而产生裂纹[57-59]。
（3）熔覆层中的夹杂出也易产生裂纹如图6.1（c）所示，由于夹杂处断裂强度较
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低，容易产生应力集中；
（4）在进行多道搭接熔覆时，如图6.1（c）所示，在搭接区域也是裂纹的萌生部位，因为道与道搭接时，后一道的一部分搭接在前一道上面，在搭接处形成一个新的结合界面，在这个界面会形成沿新界面方向和热流方向生长的柱状晶，与前一道熔覆层形成的柱状晶相叠加，更易萌生裂纹[60,61]。同时，前一道熔覆层与基体结合，后一道熔覆层的搭接部分是以前一道的熔覆层为基体，相当于是两种基体，搭接区域存在复杂的应力应变形式，更有利于裂纹的扩展。
（5）熔覆材料和基体材料本身的性质、性能如果有很大的差别，也会导致裂纹的产生，如两者的润湿性和匹配性不好、线膨胀系数差别很大时，结晶时的固态相变差别大、不同步产生的拉应力超过抗拉强度时也会产生开裂。另外激光工艺参数选用不适合时，也会产生裂纹，如在预置涂层厚度和其他工艺参数一定时，随扫描速度的增加，产生裂纹倾向越大，如图6.2所示为激光电流为155A时，不同扫描速度下熔覆层的开裂现象。因为扫描速度增大，熔池的温度梯度也相应变大，此时热应力也就增大。
ab
c
图6.2不同扫描速度下熔覆层中的裂纹 （a）V=130mm/min（b）V=120 mm/min（c）V=110 mm/min
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6.1.3 预防裂纹的措施
（1）尽量抑制结合界面附近生长的柱状晶，柱状晶生长的条件是冷却速度，增加冷却速度，使结晶过程中，原子的扩散迁移受到，柱状晶的生长条件就被破坏，再者过冷度增加使形核率增加，柱状晶不能显著成长，使晶粒细小趋于形成等轴晶；还可以将稀土元素加入到预置粉末涂层中，细化晶粒，减小开裂倾向[62]。
（2）选用合适的搭接率，搭接率的大小直接影响熔覆层与基体之间结合的界面形态及结合力，且熔覆层道与道间的稀释率也存在差别。另外也要选用合适的工艺参数，使工艺参数之间合理匹配获得良好的熔覆涂层；
（3）在熔覆之前要对基体进行处理使其表面干净无杂质，也要对粉末混合均匀且进行充分烘干，使夹杂气孔等缺陷尽量减少； 6.2 熔覆层气孔分析
6.2.1 气孔的产生部位及原因
激光熔覆层的气孔多为球形，主要分布于熔覆层中、下部，如图6.3所示。图6.4中编号1-3分别为不同工艺参数下单道熔覆层的表面气孔形貌，编号1为电流为145A，扫描速度为100mm/min的熔覆层形貌，编号2为电流155A，扫描速度为100mm/min的熔覆层，编号3为电流为165A，扫描速度为100mm/min的熔覆层形貌。熔覆层中气孔的存在也会导致裂纹的萌生、降低熔覆层的强硬度，影响熔覆层的耐磨及耐腐蚀性能。所以有必要控制熔覆层中的裂纹。
图6.3 316L+10%Al2O3熔覆层内部的气孔（a）熔覆层底部气孔（b）熔覆层中部气孔
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图6.4 不同工艺参数下熔覆层的气孔
气孔产生的原因如下：
（1）在本试验所采用粘结法预置涂层时，由于所用硅酸钠粘结剂，在兑水后也会在熔覆层中产生气体，最后在熔覆层中形成气孔。
（2）如果预置涂层粉末在熔覆前潮湿或者是受氧化，那么会在激光熔覆过程中就会产生气体。而激光熔覆时加热时间短，脱氧，造渣过程不充分，激光熔覆又是一个快速冷凝的过程，产生的气体不易排出，就会在熔覆层中产生气体。
（3）在316L粉末中加入的Al2O3的量超过一定范围也会产生气孔（孔洞），如图6.3所示，这是因为316L粉末与Al2O3粉末的相容性较差，激光熔覆时，粉末之间的结合性差，熔覆的合金粉末结晶时就会产生孔洞。
（4）选用的激光熔覆工艺参数不合适，也会产生气孔，如图6.4所示，如激光功率过小且扫描速度较快时如图6.4的1#熔覆层所示，出现气孔的几率也会增大，因为激光电流较小，扫描速度较快时，导致激光功率较小，熔池的温度较低，润湿性变差，熔体流动性变差，液态金属结晶时，周围的液体来不及补充，致使有大量的孔隙； 6.2.2 气孔的预防措施
激光熔覆层中产生的气孔也是难以避免的，但可以采取预防措施使气孔产生率降低来减小对熔覆层成型质量的影响。
（1）防止熔覆材料粉末氧化或受潮，在进行激光熔覆之前，要对熔覆粉末进行充分烘干，在激光熔覆过程中要通入保护气；
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（2）预置涂层不要太厚，这样就有利于熔覆层中气体的逸出；
（3）在熔覆材料中加入防止氧化的材料，或是尽量选择不易氧化的金属粉末与陶瓷粉末配置熔覆材料；
（4）在熔覆过程中要尽量使熔池存在的时间延长，如降低扫描速度和采用较小的功率，来增加气体逸出的时间，但扫描速度也不能太小，否则会使熔覆层出现裂纹的倾向增大，稀释率增大甚至会使熔覆层粉末烧损，最终影响熔覆层的性能。本文选用激光电流为165A，扫描速度为100mm/min时气孔少，获得的熔覆层质量最好。 6.3 熔覆层球化效应分析
（1）熔覆层球化现象产生的原因及预防措施
熔覆层的球化效应也是一个重要的问题，球化效应会导致熔覆层内部孔隙增多，熔覆层的致密度和强度也会降低，表面也会粗糙，总体的熔覆层性能也不能满足应用要求。金属粉末的激光熔覆过程是液态金属润湿固态金属的过程，主要取决于液态金属对固态金属的润湿能力和润湿性[63-65]。熔覆金属粉末产生球化的一个原因就是由于液态金属不能较好的润湿基体，而熔覆层脱落主要是熔覆层与基体的冶金结合不好及热应力共同作用的结果。图6.5（a）和图6.5（b）分别为不同激光电流和不同扫描速度下的单道熔覆层的表面球化形貌。
a b
125 135 145 155 165 110 120 130 140 150 160
图6.5 单道熔覆层的表面球化形貌（a）不同激光电流（A）（b）不同扫描速度（mm/min）
在熔覆层粉末厚度一定时，球化效应主要与激光线能量密度有关，线能量密度
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E=P/V，其中，P为激光功率、V为激光扫描速度。当激光功率较小时，熔池的润湿角较大，倾向于形成球化。激光电流、激光脉宽和脉冲频率都与激光功率有关，且都与激光功率成正比。如图6.5（a）所示，在扫描速度一定时，激光电流较小为125A-135A时，则激光功率也较小，表面涂层熔化而基体不熔化，此时液态金属的润湿性与铺展能力差，容易发生球化现象，随着激光功率的增大，润湿角减小，熔池能较好地铺展，球化现象逐渐减小，当激光电流增大到155A-165A时，熔覆层没有球化现象。又如图6.5（b）所示，在激光功率一定时，随着扫描速度的增加，当扫描速度增加到140-160mm/min时，球化现象逐渐增多。这是因为扫描速度增大，线能量密度减小，熔池的粘度增大、流动性降低，熔池的润湿性与铺展能力较差，致使球化现象的产生。因此避免球化现象产生的措施主要是选择好合适的工艺参数。另外，在激光熔覆过程中，为了使液态金属具有良好的润湿能力，应尽量减少氧化，所以在激光熔覆过程中，应该通入惰性气体如氩气进行保护。
（2）熔覆层缺陷对熔覆层性能的影响
熔覆层中的缺陷会对熔覆层的性能产生影响，熔覆层中裂纹、气孔、夹杂及球化现象的存在会降低熔覆层的硬度、耐磨性和耐腐蚀性。图6.6为存在裂纹和球化现象的熔覆层对316L熔覆层耐腐蚀性的影响。图6.7为存在气孔缺陷的熔覆层对316L熔覆层硬度的影响。
-100300280 -200260240显微硬度值-300220200180160140E/mv-400-500 存在裂纹的熔覆层 存在球化的熔覆层-600120100 无缺0.01陷存在的熔覆层0.11 气孔 气孔0.00.1较少的熔覆层较多的熔覆层0.20.30.40.50.60.70.80.9-2LogI/(mAcm)距熔覆层表面距离(mm)
图6.6 缺陷对316L熔覆层耐腐蚀性的影响 图6.7 气孔缺陷对316L熔覆层硬度的影响
图6.6中存在裂纹和球化的熔覆层的腐蚀电位都较无缺陷存在的熔覆层的电位低，而极化电流密度都较无缺陷存在的熔覆层的极化电流密度要大，说明有缺陷存在的熔覆
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层的耐腐蚀性较差，这是因为熔覆层中裂纹、球化现象的存在，会增加熔覆层中各区域间的电位差，进而增大了腐蚀倾向。由图6.7也可以看出，气孔较多的熔覆层的硬度值要低于气孔较少的熔覆层的硬度值，这是由于气孔的存在，会导致熔覆层的致密性下降，熔覆层间的结合强度降低，最终影响熔覆层的硬度，即气孔的存在会降低熔覆层的硬度。此外，熔覆层中缺陷的存在也会影响熔覆层的耐磨性能。 6.5 本章小结
本章主要分析了熔覆层的裂纹、气孔、夹杂及球化现象产生的原因，并对熔覆层缺陷对熔覆层的性能作了简要分析，即熔覆层中缺陷的存在会降低熔覆层的硬度、耐磨性和耐腐蚀性。最后对熔覆层的缺陷提出了相应的预防及解决措施。
熔覆层中开裂的主要原因是由于存在热应力，熔覆层粉末的不均匀受热，熔覆层各部位的热膨胀与收缩变形趋势不一致造成的，再者，搭接率不合适、激光工艺参数不匹配等也会造成开裂倾向。气孔及球化现象主要是由于工艺参数选用不合适造成。所以在激光熔覆过程中通过合理控制工艺参数，在熔覆前，将粉末充分烘干，熔覆过程中通入保护气体等措施来减少气孔、裂纹、夹杂等缺陷。
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7 结论
本文利用激光熔覆技术在Q235钢表面分别激光熔覆了316L熔覆层和316L/Al2O3复合熔覆涂层。研究了不同工艺参数对单道熔覆层的影响；利用金相显微镜、扫描电镜、XRD、显微硬度测量仪、磨损试验机及电化学腐蚀仪器对不同熔覆层的组织、硬度、耐磨及耐腐蚀性进行了分析，得出结论如下：
（1）单道316L熔覆层的宽度，高度和深度都是随着激光电流、激光脉宽和激光频率的增大逐渐增大，随着扫描速度的增大而逐渐减小；在粉末涂层厚度为0.5mm时，进行正交试验，得出最佳的单道316L激光熔覆的工艺参数：激光电流为160A，扫描速度为110mm/min，激光脉宽为4.0ms，脉冲频率为10Hz。得到的单道熔覆层质量较好，内部无气孔、裂纹等缺陷。
（2）316L熔覆层及316L/Al2O3熔覆层底部到上部的组织依次是是由平面晶、柱状晶、胞状晶及柱状枝晶、树枝晶及等轴晶。将4%Al2O3和6%Al2O3粉末加入到316L熔覆层中，Al2O3颗粒全部溶解，且含量为6%Al2O3熔覆层中的组织较含量4%Al2O3熔覆层中组织细小，熔覆层中Al2O3粉末含量为8%-10%时，熔覆层中会出现部分未溶解的白色的Al2O3颗粒，熔覆层中会出现大量的孔洞，致使熔覆层的质量变差。经过物相分析可得，316L涂层和316L/Al2O3复合涂层中都是由铁素体相和奥氏体相组成。
（3）熔覆层的显微硬度随着距表面距离的增大而逐渐减小。316L涂层的硬度（250HV）比基体的硬度（126HV）略有提高，316L/6%Al2O3复合涂层的硬度（568HV）较基体硬度提高约4.5倍。且316L/Al2O3复合涂层的显微硬度及耐磨性随着Al2O3含量的增加而逐渐减小。当Al2O3的含量为6%时，熔覆层的硬度最大为568HV，复合涂层的磨损损失量最小为0.0007g，摩擦系数为0.1246也最小，耐磨性也最好。
（4）316L涂层的腐蚀电位为-346mv比基体的腐蚀电位-432mv高，316L涂层的极化电流密度为0.016mA比基体的极化电流密度0.296mA低，316L+6% Al2O3的腐蚀电位为-330mV，腐蚀电流密度为0.0012mA。当添加Al2O3的含量超过6%时，熔覆层的耐腐蚀性能又逐渐下降，这主要是因为Al2O3粉末与316L粉末的反应性不好，熔覆层质量不好。盐雾腐蚀试验结果表明，基体的锈蚀程度最严重，316L涂层和316L+6%Al2O3涂层的锈蚀程度较轻，说明316L涂层及316L复合涂层的耐腐蚀性能较好。
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致 谢
光阴似箭，时光如梭。三年的研究生求学生涯转瞬即逝，在这三年中，自己也收获颇多。其中收获最多的是正确的学习方法和端正的学习态度，这些经验总结将使我受益一生。值此论文完成之际，我要对所有帮助我和支持我的老师和同学们表示由衷的感谢。
首先，感谢我的导师刘斌老师以及刘和平老师、王志云老师给予我的帮助。从论文选题直到撰写、修改整个过程，都倾注着老师们的心血，在此特向各位老师表示衷心地感谢。
其次，感谢中北大学以及中北大学铸造中心的各位老师对我的教导和感染，感谢师姐和师弟们在我的课题研究过程中、论文撰写过程中给予我的帮助，感谢我的同班同学在三年期间给予我生活和学习上的帮助。
再次，深深地感谢我的家人，在我求学过程中给予我无微不至的关怀、帮助与支持，你们的支持和鼓励永远是我前进的动力。
最后，衷心地感谢在百忙之中参加评审和答辩的各位专家和教授。
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