H13,钢激光熔覆工艺对熔覆层气孔缺陷的影响*
时间：2023-01-15 22:45:02 来源：柠檬阅读网 本文已影响 人 
李 涛， 张世通， 高晓龙， 刘 晶，张 柯， 余浩魁
（1. 宝鸡文理学院机械工程学院， 陕西宝鸡 721016；
2. 陕西省机器人关键零部件先进制造与评估省市共建重点实验室， 陕西宝鸡 721016）
H13 钢具有良好的耐热性和优良的抗热裂能力， 被广泛用于制造挤压模具， 但是在挤压过程中模具频繁受到高温、 冲击载荷和冷却液侵蚀等影响， 极易损坏[1-3]。
H13 钢挤压模具损坏的部位多集中于刃口， 如能将刃口损坏部位修复， 可提高模具的循环使用寿命， 将会产生巨大的经济价值。
激光熔覆技术利用高能激光束将基体材料表面的粉末颗粒完全熔化并使基体材料表面微熔，冷却凝固后， 二者形成一个冶金结合的状态[4]。由于激光熔覆技术具有激光能量密度高、 稀释率低、 熔覆层组织致密、 工艺过程易于实现自动化等优点， 使其在零件修复与再制造方面具有广阔的应用前景。
激光熔覆参数如激光功率、 扫描速度、 光斑尺寸、 送粉量及粉末成分等对熔覆质量有着重要影响。
目前国内外学者针对熔覆工艺参数对于熔覆层成形影响进行了相关的研究。
Song 等[5]利用激光熔覆技术在K403 基底上制备K403 涂层，结果表明， 熔覆层的高度、 宽度和熔覆层深度都随着激光功率的增大而增大；
随着激光功率的增大， 熔覆层底部分别出现柱状枝晶、 少量等轴晶、 均匀柱状枝晶和晶粒生长。
林冉等[6]通过激光熔覆技术在GCr15 钢基材上成功制备FeCr-NiSi 合金熔覆层， 结果表明， 随着激光功率的降低或扫描速度的增加， 熔覆层表面硬度提高；
当激光功率为2 400 W、 扫描速度为7 mm/s 时，熔覆层最高硬度为781.5HV0.2， 是基材的3.4 倍。上官芸娟等[7]以Ni60A 合金粉末为熔覆材料， 在Q235 钢基体表面制备合金涂层， 在2.5 kW 激光功率下， 熔覆层最高硬度是基体硬度的4.6 倍，摩擦系数较小， 有效提高了低碳钢表面硬度及耐磨性。
Erfanmanesh 等[8]利用激光熔覆技术制备WC-12Co 金属陶瓷复合涂层， 建立了单道熔覆层几何特性与工艺参数关系的数学模型。
童文辉等[9]对激光工艺参数TiC-钴基合金熔覆层显微组织及性能的影响规进行研究， 表明熔覆层枝晶含量和间距会随着激光功率的降低或者扫描速度的增加而增大， 且熔覆层最高显微硬度达到1 246.6HV0.2， 相对基体提升接近5 倍。
在激光熔覆过程中， 准确预测单道成形层宽度和高度，能够提高成形精度和再制造效率， 并且为多道、多层激光熔覆工艺规划提供依据[10-11]。
但是， 大部分的研究集中于熔覆参数对熔覆层微观组织和力学性能的影响， 而关于熔覆工艺参数对熔覆层气孔缺陷影响的相关研究较少。
本研究采用正交试验方法， 研究了激光熔覆参数对H13 钢熔覆层气孔缺陷和成形的影响规律， 分析了在较优工艺下获得的熔覆层的微观组织和力学性能。
试验基材为H13 钢， 试板尺寸为100 mm×100 mm×6 mm。
利用砂纸对试板进行打磨并用无水乙醇进行清洗， 去除试板表面油污和铁锈等杂质。
熔覆材料选择与基体成分相同的H13钢粉末， 其粒度范围为50～100 μm， 宏观形貌如图1 所示。
在使用前需对熔覆粉末进行烘干，其化学成分见表1。
表1 H13 钢化学成分%
激光熔覆试验设备由4 000 W 光纤激光器、三轴运动平台、 同轴送粉头、 送粉器等构成， 熔覆过程如图2 所示。
为了防止空气中H、 O、 N对熔覆层造成污染， 采用纯度为99%Ar 作为保护气。
光斑直径、 搭接率、 气流量在整个试验过程中保持恒定， 其中光斑直径为3 mm， 搭接率50%， 同轴保护气流量为20 L/min， 载气送粉气流量为9 L/min。
正交试验因素和水平设计见表2，试验参数见表3。
表2 正交试验因素和水平设计
表3 正交试验工艺参数
利用电火花线切割机对熔覆试样进行加工，经预磨、 抛光后制备成金相试样。
采用3 mL HNO3+97 mL C2H6O 混合溶液对H13 钢金相试样进行腐蚀， 腐蚀时间为25 s。
利用光学显微镜（OM）、 扫描电（SEM） 对熔覆层宏观形貌、 气孔缺陷、 微观组织及化学成分进行分析。
同时， 对熔覆层的显微硬度进行测试， 加载力载荷500 g，保载时间10 s。
2.1 熔覆层宏观形貌
图3 为不同工艺参数下获得的H13 钢熔覆层横截面形貌， 从图3 可以看出， 在所有熔覆工艺参数下， 熔覆层均无裂纹产生， 但熔覆层易形成气孔缺陷。
当采用工艺参数4、 参数6和参数8 时， 熔覆层存在大量气孔， 但在工艺参数3 下， 熔覆层几乎无气孔存在， 这表明激光熔覆工艺参数对气孔数量有较大影响。
图4 是熔覆层中气孔缺陷形貌， 可以看出，尽管气孔尺寸存在较大差异， 但气孔都呈圆形。
熔覆过程中， 如果熔敷粉末自身存在水分、 氧化物或熔覆保护气随着熔覆粉末一起被卷入熔池形成气泡， 在高的冷却速度下， 气泡不能及时逸出， 被凝固组织捕获， 就会形成气孔缺陷。
图5 和表4 是气孔缺陷底部形态和成分测试结果。
在气孔内壁， 未发现O、 N 等元素存在。
在试验中， 所用粉末被充分干燥， 受粉末自身携带水分形成气孔的影响较小， 因此可推测H13 钢熔覆层中气孔形成和Ar 气的卷入有较大关联。
表4 气孔成分分析结果
2.2 正交试验结果及分析
表5～表7 是对不同工艺参数下气孔数量和熔覆层厚度统计及极差分析结果， 通过极差分析可知， 熔覆工艺参数对气孔数量和熔覆层厚度影响程度均为：
扫描速度＞激光功率＞送粉速度。
表5 气孔数量与熔覆层厚度统计结果
表6 气孔数量极差分析结果
表7 熔覆层厚度极差分析结果
图6 所示是激光功率、 激光扫描速度及送粉速度对气孔数量和熔覆层厚度的影响， 从图6可以得出， 熔覆层厚度和气孔数量均随着激光功率的增加而增大， 但随扫描速速度的增加而减小。
同时， 送粉速度对气孔数量和熔覆层厚度基本无影响。
图7 所示是熔覆层厚度与气孔数量关系曲线， 通过图7 可以看出， 当熔覆层厚度低于200 μm 时， 气孔数量较少；
当熔覆层厚度大于200 μm 时， 随着熔覆层厚度的增大， 气孔数量也随之增加。
这说明当熔覆层较薄时， 由保护气卷入熔池形成的气泡能及时的逸出， 使得气孔数量下降。
另外， 从图7 可以发现， 当熔覆层厚度低于200 μm 时， 同一熔覆层厚度对应两个不同的气孔数量。
这是因为在相同的扫描速度下， 不同的激光功率和送粉速度同时对气孔数量产生影响， 导致在同一熔覆层厚度下存在不同的气孔数量。
2.3 微观组织和显微硬度
图8 所示是激光功率为1 300 W、 送粉速度为28 g/min、 激光扫描速度为7 mm/s 时的熔覆层微观组织， 熔覆层主要由熔覆区、 过渡区和基体三部分组成。
熔覆区微观组织呈等轴状， 主要由大量的针状马氏体和少量的碳化物组成， 相关研究也得出了同样的结果[12]。
相比于熔覆层组织， 过渡层中马氏体含量减小， 有大量的奥氏体和碳化物形成， 这是由于过渡层的加热温度和冷却速度低于熔化区， 导致奥氏体不能完全转变成马氏体， 因此过渡层中存在较多奥氏体[13]。
熔覆层显微硬度测试结果如图9 所示， 熔覆层显微硬度值为650HV0.5～710HV0.5， 约为基体显微硬度的1.4 倍。
在较高的冷却速度下， 熔覆层有大量的针状马氏体形成， 导致熔覆层硬度升高。
（1） 正交试验结果显示， 工艺参数对熔覆层气孔和熔覆层厚度的影响显著性排序均为：
扫描速度＞激光功率＞送粉速度。
（2） 气孔缺陷的形成和熔覆过程中Ar 被卷入熔融金属不能及时逸出有关。
当熔覆层厚度＜200 μm 时， 气孔数量明显减小。
（3） 当激光功率为1 300 W、 送粉速度为28 g/min、 激光扫描速度为7 mm/s 时， 能够获得无裂纹和无气孔缺陷的熔覆层。
（4） 熔覆层微观组织呈等轴状， 由大量的针状马氏体和少量的碳化物组成， 显微硬度为650HV0.5～710HV0.5， 是基体硬度的1.4 倍。
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