高速电弧喷涂是再制造工程的关键技术之一, 广泛应用于机械、电力、水利、路桥和石油等领域.高速电弧喷涂技术制备的FeNiCrAl涂层是在传统Fe-Al合金涂层上加入自熔性合金元素(Cr, Ni, Si等)和混合稀土成分, 使其具有较高的硬度和耐磨性能, 主要应用于发动机曲轴、工程机械和大型轴类等零部件的再制造修复^[1].然而, 高速电弧喷涂沉积原理决定了涂层具有层状堆叠结构和高孔隙的特点, 无法满足恶劣工况下的使用要求.对于高速电弧喷涂层的缺陷, 重熔技术可有效消除涂层中大部分孔隙和夹杂物, 使涂层致密化, 实现涂层与基体的冶金结合, 从而更好地提升高速电弧喷涂层的使用性能.目前, 重熔技术主要有激光重熔、电子束重熔、等离子重熔、感应重熔和钨极氩弧重熔等, 激光重熔因其具有能量密度高、输出功率稳定、易于精确控制和对基体热影响较小等特点而被广泛使用^[2].

樊丁等^[3]研究了激光熔覆FeNiCrAl涂层的工艺及耐腐蚀性能.Tian等^[4]研究了高速电弧喷涂FeAlCr涂层的耐磨性能.Jarkko等^[5]研究了热喷涂FeNiCrAl涂层的高温耐腐蚀性能.可见, 目前有关FeNiCrAl涂层的研究主要集中在工艺优化、耐磨及耐腐蚀性能等方面, 但关于热喷涂——激光重熔复合工艺制备FeNiCrAl涂层及其断裂性能的研究报道较少.基于此, 本文采用高速电弧喷涂技术制备FeNiCrAl涂层, 并用激光技术对涂层进行重熔处理, 对比分析了重熔前后涂层的组织结构、物相和显微硬度, 采用压痕法评价了重熔前后涂层的断裂韧性, 为该涂层的工程应用提供了理论基础.

高速电弧喷涂材料为ϕ2.0mm的FeNiCrAl粉芯丝材, 外皮为08F优质低碳钢, 具体组成(质量分数, %)为C 0.6~0.8, Ni 9~15, Cr 8~12, Al 11~13, B 2~3, Si 2~2.5, RE 0.6~0.7, 余量Fe.基体材料为60mm×60mm×10mm的45钢.喷涂前, 基体用丙酮清洗干净, 并采用棕刚玉砂对其进行喷砂粗化处理, 随后采用压缩空气清洁喷砂后的基体表面.采用装甲兵工程学院研制的机器人自动化高速电弧喷涂系统进行喷涂, 喷涂工艺参数为:电压34V, 电流200A, 距离160mm, 角度90°, 压缩气体压力0.7MPa, 喷涂层厚度0.3~0.4mm.采用YLS-6000-S1T型的6kW IPG光纤激光加工系统对高速电弧喷涂层进行激光重熔处理, 激光波长为(1075±5)nm, 焦距为300mm, 光斑直径为3mm, 保护气体为氩气, 流量为10L/min.激光重熔工艺参数为:激光功率1700W, 扫描速度10mm/s, 搭接步距2.1mm.

采用ULTRA PLUS型场发射扫描电镜(FESEM)分析重熔前后涂层截面组织形貌, 并使用配套的能谱仪(EDS)对重熔后涂层特定区域进行元素分析.采用X’Pert Pro MPD型X射线衍射仪(XRD)分析重熔前后涂层的物相.采用401MVD^TM型显微维氏硬度计, 测量重熔前后涂层的显微硬度, 加载载荷为2.94N, 加载时间为10s, 计算公式为

(1)

式中:H_V为显微维氏硬度, GPa; P为施加的载荷, mN; d为压痕两对角线的平均值, μm.

使用压痕法评价重熔前后涂层的断裂韧性.压头为标准Vickers金刚石压头, 加载载荷分别为2.94, 4.9和9.8N, 加载时间为10s, 每个载荷测量5个点取平均值.断裂韧性K_IC用EVANS压痕公式^[6]计算:

(2)

式中:a为压痕对角线半长, μm; c为从压痕中心到裂纹尖端的距离, μm.本式需满足0.6≤c/a≤4.5.

图 1是激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层的X射线衍射图谱.可知, 高速电弧喷涂FeNiCrAl涂层的物相组成为α-Fe, 金属间化合物AlFe₃, AlFe和Al_0.4Fe_0.6, 同时还存在有少许氧化物Al₂O₃; 经激光重熔处理后, 涂层物相变化明显, 在重结晶过程中生成了Fe-Cr，[Fe, Ni]固溶体和高硬质相碳化物NiC_x.激光重熔处理后, 涂层中形成的新物相对涂层性能有一定的影响.

图 1(Fig. 1)

图 1 激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层的X射线衍射图谱 Fig.1 X-ray diffraction spectra of FeNiCrAl coating before and after laser remelting (a)—重熔前；(b)—重熔后.

图 2为激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层/基体的截面形貌.由图 2a可知, 高速电弧喷涂层呈现明显的片层状堆叠结构, 层状之间伴有孔隙, 如图中箭头A所示; 图 2b为高速电弧喷涂层的高倍SEM形貌, 涂层主要由浅灰色组织、深灰色的条带氧化物和熔化不良的扁平形颗粒区域等组成, 分别如图中区域B及箭头C, D所示.高速电弧喷涂层层状堆叠结构形成原因可能为:丝材的粉末在高速电弧喷枪内形成高速、高热量的熔滴, 撞击经过喷砂粗化处理过的基体表面, 由于熔融状态下的粒子具有很高的动能, 粒子撞击表面时, 在冲击力的作用下形成扁平状的液态薄片, 并紧贴在基体的粗糙表面上凝固, 从而形成了层状结构的涂层^[7-8].经过激光重熔处理后, 涂层的层状堆叠结构消失, 组织结构变得均匀、致密, 孔隙显著减少, 涂层/基体结合界面处的组织过渡良好, 无明显孔隙和凹坑等缺陷, 同时, 在近结合带处, 析出大量柱状晶, 如图 2c所示.放大后, 可看到明显的晶粒和晶界, 如图 2d所示.

图 2(Fig. 2)

图 2 激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层截面的SEM形貌 Fig.2 Cross-section SEM morphology of FeNiCrAl coating before and after laser remelting (a)—激光重熔前；(b)—图 2a中标记区域放大; (c)—激光重熔后；(d)—图 2c中标记区域放大.

利用扫描电镜所配套的能谱仪分别对重熔后涂层的晶粒(图 2d中点1)和晶界(图 2d中点2)部分进行点状能谱分析, 结果如图 3所示.由图可知, 晶粒组织主要富集Fe, C和O等元素, 其中Fe原子分数高达59.82%, 晶界组织中C原子分数与晶粒相比有所下降, 而Cr, Al原子分数明显增加, 主要富集Fe, C及Cr等元素, 再结合图 1b可知, 晶粒组织相为α-Fe, [Fe, Ni]固溶体和碳化物NiC_x, 晶界组织相为α-Fe和Fe-Cr.

图 3(Fig. 3)

图 3 激光重熔处理后FeNiCrAl涂层晶粒和晶界能谱分析 Fig.3 EDS analysis of the grains and grain boundaries of FeNiCrAl coating after laser remelting (a)—晶粒能谱；(b)—晶界能谱.

图 4是激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层/基体界面处元素的线扫描能谱图.由图 4a可知, 高速电弧喷涂层沿基体到涂层表层方向, 以涂层/基体界面为界, 涂层中Al, Cr原子分数明显增加, Ni, Fe原子分数变化不明显, 其中Fe原子分数较高, 稍低于45钢的基体, 而Ni元素则刚好相反, 稍高于基体.Fe, Al元素分布不均匀, 局部偏聚较大, 这是由于高速电弧喷涂层是由扁平状的粒子层堆叠构成, 而每一个扁平状的粒子都是由丝材中的粉末熔融形成, 导致不同粒子之间合金元素的含量存在巨大差异.各元素含量在涂层/基体界面结合处均产生不同程度的突变, 这表示界面间没有明显的元素扩散, 因此高速电弧喷涂层与基体以机械结合方式为主.由图 4b可知, 经激光重熔处理后, 涂层中Fe, Ni, Al元素峰值的变化波动程度较小, 分布均匀, 在涂层/基体界面处未出现突变.这是由于高速电弧喷涂层在高能激光束作用下的重熔过程中, 高的热量输入使粒子重新熔融, 熔融状态下各种合金元素相互扩散, 最终, 涂层所含元素分布相对均匀、致密^[9-10].扩散层的形成进一步表明重熔后涂层与基体之间形成了良好的冶金结合, 确保了涂层具有足够的结合强度.

图 4(Fig. 4)

图 4 激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层/基体界面线扫描能谱 Fig.4 Line scan EDS of FeNiCrAl coating / substrate interface before and after laser remelting (a)—激光重熔前；(b)—激光重熔后.

图 5是激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层在2.94N载荷下, 从基体到涂层表面方向的显微硬度分布图.可知, 重熔后涂层的平均显微硬度为7.8GPa, 约为基体硬度(2.5GPa)的3倍, 约为高速电弧喷涂层硬度(6.0GPa)的1.3倍.重熔后涂层具有较高显微硬度值的主要原因是:涂层在重熔过程中原有的少许氧化物Al₂O₃得以消除; 同时, 在重结晶过程中生成了[Fe, Ni]固溶体和Fe-Cr, NiC_x硬质相, 这些物质弥散分布在金属结晶相中，进一步提高了重熔后涂层的硬度.从图中还可以发现, 高速电弧喷涂层显微硬度值沿其厚度方向变化波动范围较大, 而重熔后涂层显微硬度较稳定, 这是由于重熔前, 涂层为片层状堆叠结构, 组织结构差异较大, 而重熔后, 涂层结构的缺陷得以消除, 变得均匀致密.

图 5(Fig. 5)

图 5 激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层截面显微硬度分布 Fig.5 Cross-section microhardness distribution of FeNiCrAl coating before and after laser remelting

采用压痕法对激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层进行断裂韧性研究的结果如图 6所示.可知, 重熔处理前, 载荷为2.94N时, 压痕边缘没有产生裂纹, 载荷为4.9N和9.8N时, 在与界面平行方向, 压痕尖头部位因应力集中产生明显裂纹, 如图 6中箭头A, B所示.而与界面垂直方向观察不到裂纹, 这可能是由于喷涂时, 熔融状态下的高温粒子在撞击基体表面沉积过程中, 对涂层的不断冲击作用, 使该方向承受较大的压应力, 阻止了裂纹扩展.高速电弧喷涂FeNiCrAl涂层的裂纹只在与界面平行方向产生, 与界面垂直方向不产生, 这说明涂层中的断裂韧性在与界面垂直方向较好, 而与界面平行方向则较差, 即呈现明显的各向异性.涂层在不同方向断裂韧性的差异与涂层内层间结合力有关, 这也从侧面说明高速电弧喷涂FeNiCrAl涂层内部呈一定的层状结构.利用式(2)计算得到的不同载荷下高速电弧喷涂FeNiCrAl涂层的断裂韧性如表 2所示.可知, 高速电弧喷涂FeNiCrAl涂层的平均断裂韧性为1.20MPa·m^1/2.

图 6(Fig. 6)

图 6 激光重熔处理前后FeNiCrAl涂层压痕的SEM形貌 Fig.6 Indentation SEM morphologies of FeNiCrAl coating before and after laser remelting (a)—2.94N, 激光重熔前；(b)—4.9N, 激光重熔前; (c)—9.8N, 激光重熔前；(d)—2.94N, 激光重熔后; (e)—4.9N, 激光重熔后；(f)—9.8N, 激光重熔后.

表 2(Table 2)

表 2 不同载荷下高速电弧喷涂FeNiCrAl涂层的断裂韧性 Table 2 Fracture toughness of FeNiCrAl coating by high-speed arc spraying under different loads P/N a/μm c/μm c/a KIC/(MPa·m1/2) 2.94 19.486 — — — 4.9 25.343 48.725 1.9 1.12 9.8 37.755 70.474 1.9 1.28

表 2 不同载荷下高速电弧喷涂FeNiCrAl涂层的断裂韧性 Table 2 Fracture toughness of FeNiCrAl coating by high-speed arc spraying under different loads

重熔处理后, 涂层在载荷为2.94~9.8N时, 压痕对角线方向均没有观察到显微裂纹, 因此其断裂韧性比高速电弧喷涂层有显著提高.

1) 激光重熔处理后, FeNiCrAl涂层片层状堆叠结构得到消除, 组织结构变得均匀、致密, 孔隙显著减少, 元素分布均匀, 涂层与基体元素相互扩散形成冶金结合, 重熔后, 涂层在重结晶过程中生成了Fe-Cr，[Fe, Ni]固溶体和高硬质相碳化物NiC_x.

2) 激光重熔处理后, 涂层的平均显微硬度为7.79GPa, 约是基体硬度(2.5GPa)的3倍, 约是高速电弧喷涂层硬度(6.0GPa)的1.3倍.高速电弧喷涂层显微硬度值沿其厚度方向变化波动范围较大, 而重熔处理后涂层显微硬度较稳定.

3) 采用压痕法评价激光重熔前后FeNiCrAl涂层的断裂韧性.激光重熔处理后, 当加载载荷在2.94~9.8N的范围变化时, 涂层压痕对角线方向均没有观察到显微裂纹, 其断裂韧性比高速电弧喷涂层有显著提高.