第35卷第7期 中国激光 Vol 35. No. 7 2008年7月 CHINESE JOU RNAL OF LASERS Jly,2008 文章编号:02587025(2008)07108304 激光熔注法制备wC颗粒增强金属基复合材料层 刘德健陈彦宾李福泉李俐群 (哈尔滨工业大学现代焊接生产技术国家重点实验室,黑龙江哈尔滨15001 摘要采用激光熔注(LMD技术在Q235钢表面制备WC颗粒增强的金属基复合材料(MMC)层。在激光熔注工 艺特性和熔注层宏观特征分析的基础上,采用Ⅹ射线衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)对激光熔注层微观组织结构进 行了分析。结果表明,WC颗粒注入到熔池的整个深度和宽度范围内,并且在熔注层中的分布比较均匀。WC颗粒 的加入改变了熔池的化学成分,熔注层中出现了新相Fe3W3C。在熔注层上部存在较多FeW3C枝晶和少量枝晶 间共晶,在熔注层下部枝晶数量减少,共晶数量明显增多。激光熔注层中不同WC颗粒周围反应层的尺寸和形貌 存在很大差别。WC颗粒注入位置是决定反应层尺寸的重要因素 关键词激光技术;金属基复合材料;激光熔注;微观组织结构 中图分类号TN249TG665文献标识码A doi10.3788/CJL20083507.1083 wC Particulate Reinforced Metal Matrix Composites Layers Produced by laser melt Injection Liu Dejian Chen Y anbin Li Fuquan Li Liqun (State Key Labor atory of A du anced Welding Prod uction Technology arbin Institute of Technology, H arbin, Heilongjiang 150001. China) aser melt injed ion( LMI)was used to produce wC particulate reinforced metal matrix composites MMC layer, the M MC layer was studied by X-ray diffraction(XR D) and scanning elect ron m icroscopy (SEM) n (MMC lay Q235 steel. Based on the analy sis of the LM I process characteristic and the macrostructure of results sho w that WC particles can be injected into the whole region of the melted pool and distribut e uniformly in theMMClayer. New phase of Fe W,C is observed in the MM C layer due to the injection of WC partides. The microstrucure of the M MC layer is quite complicated and can roughly be div ide into two regions: the top part and the bottom part. The m icrostructure in the top part is chara erized by many Fey W3C dendrites surrounded by few interdendrite eutectics. In the bottom, the amount of Fe, WaC dendrites decreases w hile eutectics increase obvio usly The size and morpho logy of reaction layers around different wC particles inside the MMC layer ex hibit obw ious difference. Moreover, the particle injection position plays a critical role in the thickness of the reaction layer Key words laser technique; met al matrix oo mposites; laser melt injed ion; microstructure 1引言 强颗粒的烧损。研究者试图从优化工艺或减小熔覆 目前,在金属表面制备颗粒增强金属基复合材层厚度等方面来解决这些问题但这些尝试没有取 料(MMC的方法有很多如激光熔覆、热喷涂、堆焊得预期结果 等。激光熔覆由于具有效率高、精度高、热输入低等 种新的激光表面处理技术一激光熔注 优点被认为是一种理想的方法,引起了广泛的关(LMD技术由 Ayers等提出。激光熔注是指 注-。但是,激光熔覆技术制备颗粒增强金属基采用高功率密度的激光束在金属表面形成熔池,同 复合材料层存在两个主要问题:熔覆层的开裂和增时将增强颗粒直接注入到熔池中在熔池快速冷却 过程中,注入颗粒来不及熔化而被冻结”在熔池中, 收稿日期:2007-08-30;收到修改稿日期:20071-25 作者简介:刘德健(1978-),男,黑龙江人,博士研究生,主要从事激光表面强化方面研究。Email:liudjo@hi.edhu.cn 导师简介:陈彦宾(1962-),男,教授,博士生导师,主要从事激光加工理论与应用方面的研究 Email:chenyb@@hit.edu.cn S1994-2012chinaAcademicjOurnalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cnki.net
文章编号: 0258- 7025( 2008) 07-1083- 04 激光熔注法制备 WC颗粒增强金属基复合材料层 刘德健 陈彦宾 李福泉 李俐群 ( 哈尔滨工业大学现代焊接生产技术国家重点实验室, 黑龙江 哈尔滨 15001) 摘要 采用激光熔注( LMI) 技术在 Q235 钢表面制备 WC 颗粒增强的金属基复合材料( MMC) 层。在激光熔注工 艺特性和熔注层宏观特征分析的基础上, 采用 X 射线衍射( XRD) 和扫描电镜( SEM) 对激光熔注层微观组织结构进 行了分析。结果表明, WC 颗粒注入到熔池的整个深度和宽度范围内, 并且在熔注层中的分布比较均匀。WC 颗粒 的加入改变了熔池的化学成分, 熔注层中出现了新相 Fe3 W3 C。在熔注层上部存在较多 Fe3 W3 C 枝晶和少量枝晶 间共晶, 在熔注层下部枝晶数量减少, 共晶数量明显增多。激光熔注层中不同 WC 颗粒周围反应层的尺寸和形貌 存在很大差别。WC 颗粒注入位置是决定反应层尺寸的重要因素。 关键词 激光技术; 金属基复合材料; 激光熔注; 微观组织结构 中图分类号 TN 249; TG 665 文献标识码 A do i: 10. 3788/ CJL20083507. 1083 WC Particulate Reinforced Metal Matrix Composites Layers Produced by Laser Melt Injection Liu Dejian Chen Yanbin Li Fuquan Li Liqun ( S tate K ey Labor ator y of A dv anced Welding P rod uction T echnology , H ar bin I nstitute of Technology , H ar bin, H eilongj iang 150001, China) Abstract Laser melt inject ion ( LMI) w as used t o pro duce WC pa rticulate reinfo rced metal matrix compo sites ( MM C) lay ers on Q235 steel. Based on the analy sis o f the LM I pr ocess cha racteristic and the macr ostr ucture of the MMC lay er, the M MC layer was studied by X- r ay diffr action ( XRD) and scanning elect ron m icroscopy ( SEM) . The results show that WC particles can be injected into the who le r egion of the melted po ol and distribut e unifo rmly in the MM C layer. New phase of Fe3 W3 C is obser ved in the MM C layer due to the injection of WC particles. The micro str uctur e o f the M MC layer is quite complicated and can r oughly be div ided into tw o r egio ns: the to p part and the bottom pa rt. The m icrostr ucture in the to p part is char act erized by many Fe3 W3 C dendrites surrounded by few interdendrite eutectics. In the bottom, the amount o f Fe3 W3C dendrites decreases w hile eutectics incr ease obvio usly. The size and mor pho log y o f reactio n lay ers aro und differ ent WC pa rticles inside the MMC la yer ex hibit o bv ious differ ence. Mor eo ver, the particle injection position plays a critical r ole in the thickness o f the r eaction la yer. Key words laser technique; met al matrix compo sites; laser melt inject ion; micr ostr ucture 收稿日期: 2007- 08- 30; 收到修改稿日期: 2007- 11- 25 作者简介: 刘德健( 1978 ) , 男, 黑龙江人, 博士研究生, 主要从事激光表面强化方面研究。E-mail: liudj@ hit. edu. cn 导师简介: 陈彦宾( 1962 ) , 男, 教授, 博士生导师, 主要从事激光加工理论与应用方面的研究。 E-mail: chenyb@ hit. edu. cn 1 引 言 目前, 在金属表面制备颗粒增强金属基复合材 料( M M C) 的方法有很多, 如激光熔覆、热喷涂、堆焊 等。激光熔覆由于具有效率高、精度高、热输入低等 优点被认为是一种理想的方法, 引起了广泛的关 注[ 1~ 3] 。但是, 激光熔覆技术制备颗粒增强金属基 复合材料层存在两个主要问题: 熔覆层的开裂和增 强颗粒的烧损。研究者试图从优化工艺或减小熔覆 层厚度等方面来解决这些问题, 但这些尝试没有取 得预期结果。 一种新的激光表面处理技术 激光熔注 ( LM I) 技术, 由 Ayers 等 [ 4~ 7] 提出。激光熔注是指 采用高功率密度的激光束在金属表面形成熔池, 同 时将增强颗粒直接注入到熔池中, 在熔池快速冷却 过程中, 注入颗粒来不及熔化而被 冻结在熔池中, 第 35 卷 第 7 期 2008 年 7 月 中 国 激 光 CHIN ESE JOU RNA L OF LA SERS Vo l. 35, No. 7 July, 2008
35卷 从而形成颗粒增强金属基复合材料层的过程1 末的加热作用,实验采用负离焦,激光束加工斑点尺 激光熔注技术发展初期是在真空条件下进行寸为3.5m 的,实验设备复杂,实验难度较大。近年来,由于激 将激光熔注试样沿着横截面和纵截面切开,做 光表面处理技术和同步送粉技术的发展,激光熔注成金相试样,采用D/ masrI12kW旋转阳极X射 技术得到迅速发展。200年, Reeling等采用激线衍射(XRD)仪和S4700型扫描电镜(SEM)对激 光熔注技术在预热铝合金表面注入SC颗粒,研究光熔注层微观组织结构进行分析。 了预热温度和氧化膜对熔注过程的影响。2002年 reeling等采用激光熔注技术在T+6A4V表3实验结果与分析 面注入WC颗粒制备金属基复合材料层,对WC颗3.1激光熔注工艺特性 粒与金属基体界面反应机制进行了研究。在此基础 激光熔注过程与同步送粉式激光熔覆过程极为 上,Ps等采用激光熔注技术在T+6A+4V表面相似。激光熔注工艺与激光熔覆工艺最大差别在于 制备了SiC颗粒梯度分布的金属基复合材料层,通激光熔注过程中要严格控制粉末的熔化。工艺上的 过对粉末注入位置的控制,实现了增强颗粒的梯度差异导致结果的不同。由于将增强颗粒注入到基体 分布。目前激光熔注基体材料的选择主要集中在的熔池中,激光熔注层和基体之间的化学成分呈平 钛、铝等高比强度材料,而关于碳钢作为基体材料的缓过渡,从而避免了激光熔覆工艺出现的熔覆层与 研究较少。本文采用激光熔注技术,在Q235钢表基体之间由于化学成分剧烈变化而导致熔覆层开裂 面注入WC颗粒制备金属基复合材料层。在分析倾向大的问题。另外,由于激光熔注控制粉末的熔 Q235钢激光熔注工艺特性的基础上,对激光熔注层化,能够降低激光熔注层中脆性相的数量和增强颗 以及wC/Q235钢界面反应层的微观组织结构进行粒与金属基体反应层的尺寸。通过分析不同工艺参 研究 数下熔注层宏观成形以及横截面形貌来获得合适的 工艺参数较为理想的工艺参数范围是:激光功率密 2实验材料及方法 度P=291~364W/mm2,扫描速度n=0.3 激光熔注实验采用铸造WC陶瓷粉末作为注0.6m/min,送粉速度m=85-135mg/s 入材料,平均尺寸为80ψm,呈不规则多边形状,由 3.2激光熔注层宏观特征 WC和W2C两相组成。基体材料为正火态Q235 图2为熔注层横截面背散射(BSE)形貌。WC 钢,试样尺寸为5mm×40mm×150mm 颗粒在熔注层表层数量较少而在熔注层底部数量较 激光熔注实验系统包括D-HI-T5000型5kW 多,但整体上分布比较均匀,未出现明显团聚或沉底 横流CO2激光器、四轴CNC数控系统、平面工作台现象。 和PEL-1A型送粉器。激光熔注示意图如图1所 示。WC粉末由熔池中后部注入,注入方向与激光 扫描方向相同,与基体表面的角度为55。WC粉末 先被送入送粉喷嘴的气粉分离器,大部分载粉气由 气粉分离器上部出口溢出,而粉末被送入熔池中,实 图2激光熔注层横截面背散射形貌 验过程中采用同轴氩气保护。为了降低激光束对粉 ig 2 BSE micrograph of the crosssection of the MMC layer produced by LMI 为了分析WC颗粒在熔注层整体分布情况, beam scanni 将熔注层沿着平行于基体表面磨平、抛光后进行 direction 扫描电镜观察。图3为熔注层水平面局部区域 WC颗粒分布背散射形貌。可以看出,WC颗粒在 ubstrate 熔注层水平面均匀分布,说明激光熔注工艺具有较 好的稳定性 图1激光熔注过程示意图 增强颗粒的含量是影响复合材料性能的重要因 t he LMI proces 素,为了对熔注层内部WC颗粒分布进行定量分 994-2012ChinaAcademicJOurnalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cnki.net
从而形成颗粒增强金属基复合材料层的过程 [ 8] 。 激光熔注技术发展初期是在真空条件下进行 的, 实验设备复杂, 实验难度较大。近年来, 由于激 光表面处理技术和同步送粉技术的发展, 激光熔注 技术得到迅速发展。2000 年, Vreeling 等 [ 9] 采用激 光熔注技术在预热铝合金表面注入 SiC 颗粒, 研究 了预热温度和氧化膜对熔注过程的影响。2002 年, Vreeling 等[ 10] 采用激光熔注技术在 T-i 6A-l 4V 表 面注入 WC 颗粒制备金属基复合材料层, 对 WC 颗 粒与金属基体界面反应机制进行了研究。在此基础 上, Pei 等[ 11] 采用激光熔注技术在 T-i 6A-l 4V 表面 制备了 SiC 颗粒梯度分布的金属基复合材料层, 通 过对粉末注入位置的控制, 实现了增强颗粒的梯度 分布。目前, 激光熔注基体材料的选择主要集中在 钛、铝等高比强度材料, 而关于碳钢作为基体材料的 研究较少。本文采用激光熔注技术, 在 Q235 钢表 面注入 WC 颗粒制备金属基复合材料层。在分析 Q235 钢激光熔注工艺特性的基础上, 对激光熔注层 以及 WC/ Q235 钢界面反应层的微观组织结构进行 研究。 2 实验材料及方法 激光熔注实验采用铸造 W C 陶瓷粉末作为注 入材料, 平均尺寸为80 m, 呈不规则多边形状, 由 WC 和 W2C 两相组成。基体材料为正火态 Q235 钢, 试样尺寸为5 mm 40 mm 150 mm。 图 1 激光熔注过程示意图 Fig . 1 Schematic diag ram of t he LMI pro cess 激光熔注实验系统包括 DL-HL-T5000 型 5kW 横流 CO2 激光器、四轴 CN C 数控系统、平面工作台 和 PEL-1A 型送粉器。激光熔注示意图如图 1 所 示。WC 粉末由熔池中后部注入, 注入方向与激光 扫描方向相同, 与基体表面的角度为 55。WC 粉末 先被送入送粉喷嘴的气粉分离器, 大部分载粉气由 气粉分离器上部出口溢出, 而粉末被送入熔池中, 实 验过程中采用同轴氩气保护。为了降低激光束对粉 末的加热作用, 实验采用负离焦, 激光束加工斑点尺 寸为3. 5 mm。 将激光熔注试样沿着横截面和纵截面切开, 做 成金相试样, 采用 D/ max-rB 12 kW旋转阳极 X 射 线衍射( XRD) 仪和 S4700 型扫描电镜( SEM ) 对激 光熔注层微观组织结构进行分析。 3 实验结果与分析 3. 1 激光熔注工艺特性 激光熔注过程与同步送粉式激光熔覆过程极为 相似。激光熔注工艺与激光熔覆工艺最大差别在于 激光熔注过程中要严格控制粉末的熔化。工艺上的 差异导致结果的不同。由于将增强颗粒注入到基体 的熔池中, 激光熔注层和基体之间的化学成分呈平 缓过渡, 从而避免了激光熔覆工艺出现的熔覆层与 基体之间由于化学成分剧烈变化而导致熔覆层开裂 倾向大的问题。另外, 由于激光熔注控制粉末的熔 化, 能够降低激光熔注层中脆性相的数量和增强颗 粒与金属基体反应层的尺寸。通过分析不同工艺参 数下熔注层宏观成形以及横截面形貌来获得合适的 工艺参数, 较为理想的工艺参数范围是: 激光功率密 度 P = 291 ~ 364 W/ mm 2 , 扫描速度 v = 0. 3 ~ 0. 6 m/ min, 送粉速度 m = 85~ 135 mg / s。 3. 2 激光熔注层宏观特征 图 2 为熔注层横截面背散射( BSE ) 形貌。WC 颗粒在熔注层表层数量较少而在熔注层底部数量较 多, 但整体上分布比较均匀, 未出现明显团聚或沉底 现象。 图 2 激光熔注层横截面背散射形貌 Fig. 2 BSE micr og raph o f the cr oss- section of the MMC layer pr oduced by LMI 为了分析 WC 颗粒在熔注层整体分布情况, 将熔注层沿着平行于基体表面磨平、抛光后进行 扫描电镜观察。图 3 为熔注层水平面局部区域 WC 颗粒分布背散射形貌。可以看出, WC 颗粒在 熔注层水平面均匀分布, 说明激光熔注工艺具有较 好的稳定性。 增强颗粒的含量是影响复合材料性能的重要因 素, 为了对熔注层内部 WC 颗粒分布进行定量分 1084 中 国 激 光 35 卷
7期 刘德健等:激光熔注法制备WC颗粒增强金属基复合材料层 图3激光熔注层水平面扫描电镜形貌 Fig 3 SEM m icrogra ph of the plane view of the MMC layer produced by LMI 析,采用计算机软件对复合材料层各个截面的背散 射照片进行图像处理来计算复合材料层中WC的 含量。结果表明,熔注层中WC的体积分数为25% 36% 3.3激光熔注层微观组织结构 图5激光熔注层WC颗粒间基体背散射形貌 图4为激光熔注层ⅹ射线衍射图谱。可以看 (a)上部;(b)下部 Fig 5 BSE m icrographs of the mat rix 出,熔注层中除了原有的WC,W2C和±Fe等相外, 出现了M6C(FeW3GFeW2C)和W等新相。这是 in jected particles in the MMC layer.( a)top part bo ttom part 由于在激光熔注过程中WC颗粒的加入,改变了熔而直接被注入到熔池中,而有一部分WC颗粒则不 池的化学成分,进而使熔注层结构发生较大变化。 可避免地受到激光束的加热作用 受到激光東作用的wC颗粒,可能全部熔化, 也可能只有表层发生熔化。对于表层熔化的WC 颗粒,在穿越液态熔池表面时,由于受到熔池表面张 800 力的作用,固态WC颗粒表层的液态WC与其分 离,留在熔池的上部而固态WC颗粒将穿越到熔 400} 池更深的位置。液态WC的熔入使熔池上部出现 较多处于过共晶成分的区域。这些区域在熔池冷却 2°) 过程中,先共晶相FeWC首先从熔池中析出,由于 熔池上部温度较高,所以先共晶相Fe3W3C可以在 图4激光熔注层Ⅹ射线衍射图谱 液相中自由长大成树枝晶,当熔池成分到达共晶成 Fig. 4 XRD spectrum of the MMC layer 根据组织特征的不同激光熔注层大致可以分时将发生共晶转变,过多的先共品相会对随后的 分为上下两部分。在熔注层的上部存在较多的共晶反应起到抑制作用。这就是熔注层上部存 枝晶和少量枝晶间共品,属于过共晶组织如图5在较多的Fe3WC枝晶和少量枝晶间共晶的原因 (a)所示。熔注层的下部枝晶数量减少,存在较多 未受到激光束加热作用的WC颗粒,被注入到 共晶,如图5(b)所示。这些枝晶由W,Fe和C元熔池中时仍然保持固态。由于WC的熔点很高 素组成,而且W和Fe元素的含量接近(原子数分 (2875℃),WC颗粒在熔池中运动时不会发生大量 数分别为247%和26.6%),说明枝晶为Few3C熔化,但会发生部分分解随后发生FeW3C的形核 而不是Fe4W2C。 与长大。由于熔池上部温度较高,加上WC颗粒的 出现上述现象的原因除了激光熔注过程中熔池运动,会在熔注层上部形成较多的反应产物 温度场和凝固特点等因素外,主要由注入到熔池中FeWC。当WC颗粒停止下来后,WC颗粒的分解 WC颗粒的状态决定。由激光熔注过程可知,注入会导致反应层的形成 到熔池中的WC颗粒,一部分未受到激光束的加热 反应层是wC颗粒与基体间的过渡区域,是决 定复合材料层性能的关键。激光熔注层中不同WC o1994-2012ChinaAcademicJournalElectronicpUblishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cno.et
图 3 激光熔注层水平面扫描电镜形貌 Fig . 3 SEM m icrog ra ph of the plane view of the MMC layer pr oduced by LMI 析, 采用计算机软件对复合材料层各个截面的背散 射照片进行图像处理来计算复合材料层中 W C 的 含量。结果表明, 熔注层中 WC 的体积分数为25% ~ 36%。 3. 3 激光熔注层微观组织结构 图 4 为激光熔注层 X 射线衍射图谱。可以看 出, 熔注层中除了原有的 WC, W2 C 和 -Fe 等相外, 出现了 M6C( Fe3 W3C-Fe4 W2C) 和 W 等新相。这是 由于在激光熔注过程中, WC 颗粒的加入, 改变了熔 池的化学成分, 进而使熔注层结构发生较大变化。 图 4 激光熔注层 X 射线衍射图谱 Fig. 4 XRD spectrum of the MMC layer 根据组织特征的不同, 激光熔注层大致可以 分为上下两部分。在熔注层的上部, 存在较多的 枝晶和少量枝晶间共晶, 属于过共晶组织, 如图 5 ( a) 所示。熔注层的下部枝晶数量减少, 存在较多 共晶, 如图 5( b) 所示。这些枝晶由 W, Fe 和 C 元 素组成, 而且 W 和 Fe 元素的含量接近( 原子数分 数分别为24. 7% 和26. 6%) , 说明枝晶为 Fe3W3C 而不是 Fe4W2C。 出现上述现象的原因除了激光熔注过程中熔池 温度场和凝固特点等因素外, 主要由注入到熔池中 WC 颗粒的状态决定。由激光熔注过程可知, 注入 到熔池中的 WC 颗粒, 一部分未受到激光束的加热 图 5 激光熔注层 WC 颗粒间基体背散射形貌 ( a) 上部; ( b) 下部 Fig. 5 BSE m icrog ra phs of t he mat rix between the injected particles in the MMC la yer. ( a) to p part; ( b) bo ttom part 而直接被注入到熔池中, 而有一部分 WC 颗粒则不 可避免地受到激光束的加热作用。 受到激光束作用的 WC 颗粒, 可能全部熔化, 也可能只有表层发生熔化。对于表层熔化的 WC 颗粒, 在穿越液态熔池表面时, 由于受到熔池表面张 力的作用, 固态 WC 颗粒表层的液态 WC 与其分 离, 留在熔池的上部, 而固态 WC 颗粒将穿越到熔 池更深的位置。液态 WC 的熔入使熔池上部出现 较多处于过共晶成分的区域。这些区域在熔池冷却 过程中, 先共晶相 Fe3 W3C 首先从熔池中析出, 由于 熔池上部温度较高, 所以先共晶相 Fe3W3C 可以在 液相中自由长大成树枝晶, 当熔池成分到达共晶成 分时将发生共晶转变。过多的先共晶相会对随后的 共晶反应起到抑制作用 [ 12] 。这就是熔注层上部存 在较多的 Fe3W3C 枝晶和少量枝晶间共晶的原因。 未受到激光束加热作用的 WC 颗粒, 被注入到 熔池中时仍然保持固态。由于 WC 的熔点很高 ( 2875 ) , WC 颗粒在熔池中运动时不会发生大量 熔化, 但会发生部分分解, 随后发生 Fe3W3 C 的形核 与长大。由于熔池上部温度较高, 加上 WC 颗粒的 运动, 会在 熔注 层 上部 形成 较 多的 反 应产 物 Fe3 W3 C。当 WC 颗粒停止下来后, WC 颗粒的分解 会导致反应层的形成。 反应层是 WC 颗粒与基体间的过渡区域, 是决 定复合材料层性能的关键。激光熔注层中不同 WC 1085 7 期 刘德健 等: 激光熔注法制备 WC 颗粒增强金属基复合材料层
35卷 颗粒周围反应层的尺寸和形貌存在很大差异。图6颗粒增强金属基复合材料层,WC颗粒在复合材料 是被反应层包围的WC颗粒背散射形貌 层中分布比较均匀。 根据能谱分析(EDS)结果以及Ⅹ射线衍射结 2)激光熔注层不同区域组织形貌存在很大差 果可知,WC颗粒周围反应层为Fe3W3C。反应层别,大致可分为上下两部分。熔注层上部是 是由固态WC颗粒与液态Fe反应生成的,反应层FeW3C枝晶和枝晶间共晶,熔注层下部枝晶数量 的尺寸是由反应时间和反应温度决定的。熔注减少,存在较多共晶。 层中不同WC颗粒反应层尺寸差异主要是由于WC 3)激光熔注层中不同WC颗粒周围反应层的 颗粒在熔池中的温度和停留时间不同造成的。 尺寸和形貌存在很大差别。WC颗粒的注入位置是 当WC颗粒从激光束中心区域注入到熔池中决定反应层尺寸的重要因素。 时,此处熔池的温度最高,粘度最低,WC颗粒可以 注入到熔池较深的区域。由于这些颗粒经过激光束 参考文献 的加热,具有较高的温度,从而促进反应层的形成,1 Wang Wenli, Chao M ing ju, Wang Dong sheng d a 因此这些WC颗粒将会形成较厚的反应层。此外, Investigat ion on imm sit u synthes is of T aC particulate reinforced N+ based compos ite coatings by laser cladding [J]. Chinese J 由于在熔池中穿越了较长距离,WC颗粒与熔池的 Laser s,2007,34(2):277~28 反应时间较长,也就导致较厚反应层的产生。 王文丽,晁明举,王东升等.原位生成TsC颗粒增强镍基激光 熔覆层[].中国激光2007,34(2):27 Li Mingxi, He Yizhu, Sun Guoxiong. AlO, nan cryst al line/ N+based alloy composite coat ing s produced by laser cladding [J]. Chinese J. L 200431(9):1149~1152 李明喜,何宜柱,孙国雄纳米Al2O3/Ni基合金复合材料激光 熔覆层组织.中国激光,2004,31(9):1149~1152 3 Yao Jianhua, Zhang Wei. Nicoated nan Ak O composite 2006,33(5):705~708 姚建华,张伟.激光熔覆镍包纳米氧化铝[J.中国激光 (b) sur faces by laser melt injection [J]. Thin Solid Films, 5 D. Avers. M odi fication of m et al surfaces by the laser melk 6 J. D. Ayers, R.J. Schaefer, W.P. Robey. A laser processin g technique for im proving the wear resistance of metals [J].J 7 R. J. Schaefer, J. D. Ayers, T. R. Tucker. Surface 图6激光熔注层中WC颗粒的背散射形貌 United State Patent. 1981. 10. 4299860 (a)WC颗粒;(b)WCFe界面 8 J. H. Abboud. D. R. F. West. Microst ruct ure of titanium injected w ith SiC particles by laser process ing [J.J. Mate Fig 6 BSE micrographs of the WC particle in the M MC layer. (a)wCpart icle:(b)WC/ Fe interface 9 J. A. Reeling, V. Ocelik, Y. T. Pei et al.. Laser melt injection in alum inum alloys: on the role of the oxide skin 当WC颗粒从激光束后部位置注入到熔池中 leta mater..2000,48(17):4225~4233 时,由于很少或未受到激光束的加热,WC颗粒具有10.A. V reeling,V.oclk,J.T.M. De howson.T6A+4 较低的温度,加上熔池后部的温度较低,导致WC strengthened by laser melt injection of W Cp particles [JI Mater.,2002,50(19):4913~4924 颗粒的反应层较薄。另外,由于这个区域熔池温度11Y.T.PeiV.Ol,⊥.Th.M. De h osso,Sic,/TiAl4V 低,wC颗粒所遇到的熔池凝固前沿位于熔池较高 funct . Icta mater.2002,50(8):2035~2051 的位置,wC颗粒在熔池中运动了较短距离就被“冻12M. Ri abk ina Fishm ar,E. Rabk in,P. Levin e al. Laser 结在熔注层的上部WC颗粒与熔池的反应时间较P时 Inc ionally graded tungsten cAb2(1 ide coatings on M2 highspeed tool steel J). Mat. Sci 短,也就导致WC颗粒具有较薄的反应层。 06~114 4结论 I)激光熔注技术可以在Q235钢表面制备WC 994-2012ChinaAcademicJOurnalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp:// kinet
颗粒周围反应层的尺寸和形貌存在很大差异。图 6 是被反应层包围的 WC 颗粒背散射形貌。 根据能谱分析( EDS) 结果以及 X 射线衍射结 果可知, WC 颗粒周围反应层为 Fe3W3C。反应层 是由固态 WC 颗粒与液态 Fe 反应生成的, 反应层 的尺寸是由反应时间和反应温度决定的[ 11] 。熔注 层中不同 WC 颗粒反应层尺寸差异主要是由于 WC 颗粒在熔池中的温度和停留时间不同造成的。 当 WC 颗粒从激光束中心区域注入到熔池中 时, 此处熔池的温度最高, 粘度最低, WC 颗粒可以 注入到熔池较深的区域。由于这些颗粒经过激光束 的加热, 具有较高的温度, 从而促进反应层的形成, 因此这些 WC 颗粒将会形成较厚的反应层。此外, 由于在熔池中穿越了较长距离, WC 颗粒与熔池的 反应时间较长, 也就导致较厚反应层的产生。 图 6 激光熔注层中 WC 颗粒的背散射形貌 ( a) WC 颗粒; ( b) WC/ Fe 界面 Fig . 6 BSE microg raphs of the WC particle in the M MC layer. ( a) WC part icle; ( b) WC/ Fe interface 当 WC 颗粒从激光束后部位置注入到熔池中 时, 由于很少或未受到激光束的加热, WC 颗粒具有 较低的温度, 加上熔池后部的温度较低, 导致 WC 颗粒的反应层较薄。另外, 由于这个区域熔池温度 低, W C 颗粒所遇到的熔池凝固前沿位于熔池较高 的位置, WC 颗粒在熔池中运动了较短距离就被 冻 结在熔注层的上部, WC 颗粒与熔池的反应时间较 短, 也就导致 WC 颗粒具有较薄的反应层。 4 结 论 1) 激光熔注技术可以在 Q 235 钢表面制备 WC 颗粒增强金属基复合材料层, WC 颗粒在复合材料 层中分布比较均匀。 2) 激光熔注层不同区域组织形貌存在很大差 别, 大 致 可 分 为 上下 两 部 分。熔 注层 上 部 是 Fe3 W3 C 枝晶和枝晶间共晶, 熔注层下部枝晶数量 减少, 存在较多共晶。 3) 激光熔注层中不同 WC 颗粒周围反应层的 尺寸和形貌存在很大差别。WC 颗粒的注入位置是 决定反应层尺寸的重要因素。 参 考 文 献 1 Wang Wenli, Chao Ming ju, Wang Dong shen g et al . . Investigation on in- situ s ynthesis of T aC particulat e r einf orced N-i bas ed comp osit e coatings b y laser cladding [ J] . Chinese J . Laser s, 2007, 34( 2) : 277~ 282 王文丽, 晁明举, 王东升 等. 原位生成 T aC 颗粒增强镍基激光 熔覆层[ J] . 中国激光, 2007, 34( 2): 277~ 282 2 Li Mingxi, He Yizh u, Su n Guoxiong. Al2O3 nan ocryst alline/ N-i bas ed all oy composit e coating s produced by l as er claddin g [ J] . Ch inese J . L asers , 2004, 31( 9) : 1149~ 1152 李明喜, 何宜柱, 孙国雄. 纳米 Al2 O3 / Ni 基合金复合材料激光 熔覆层组织[ J] . 中国激光, 2004, 31( 9) : 1149~ 1152 3 Yao Jianhua, Zhang Wei. N-i coat ed nan o-Al2 O3 composit e coating prepar ed b y laser cl adding [ J] . Chinese J . L asers , 2006, 33( 5) : 705~ 708 姚建华, 张 伟. 激光熔覆镍包纳米氧化铝[ J] . 中国激光, 2006, 33( 5) : 705~ 708 4 J. D. Ayers, T . R. T uck er. Parti culat e-TiC-hardened steel sur faces by laser melt injection [ J] . Th in S olid Films, 1980, 73( 1) : 201~ 207 5 J. D. Ayers. M odification of m et al surf aces by the l as er m eltparticle inj ection process [ J] . Thin S olid F ilms , 1981, 84( 4 ) : 323~ 331 6 J. D. Ayers, R. J. Schaef er, W. P. Robey. A laser processin g t echnique f or im proving the w ear resist ance of metals [ J] . J . Met. , 1981, 33( 8) : 19~ 23 7 R. J. Schaef er, J. D. Ayers, T. R. T ucker. Su rface harden ing b y particl e injection in to laser m elt ed s urface [ P ] . Unit ed S tat e Pat ent, 1981, 10. 4299860 8 J. H . Abboud, D. R. F. West. Microstru cture of titanium inject ed w ith SiC particles by laser processing [ J] . J . Mater . Sci . L ett . , 1991, 10( 19) : 1149~ 1152 9 J. A. Vreeling, V. Ocelik, Y. T . Pei et al. . Laser melt injection in alum inum alloys: on th e role of the oxide s kin [ J] . Acta Ma ter . , 2000, 48( 17) : 4225~ 4233 10 J. A. Vreeling, V. Ocelik, J. T. M. De H osson. T-i 6A-l 4V strengthen ed by l as er melt inj ection of WCp particl es [ J] . Acta Mater . , 2002, 50( 19): 4913~ 4924 11 Y. T . Pei, V. Ocelik, J. Th . M. De H osson. SiCp / Ti6Al4V functionally graded mat erials p rodu ced by l as er melt injecti on [ J] . Acta Mater . , 2002, 50( 8) : 2035~ 2051 12 M. Ri abk ina-Fishm an, E. Rabk in, P. Levin et al. . Laser produced functionally graded tungst en car bide coatings on M2 high-sp eed t ool st eel [ J] . Mat. Sci. Eng . A , 2001, 302 ( 1 ) : 106~ 114 1086 中 国 激 光 35 卷