0 引言

模切装备是通过模切机的刀辊刀刃在压切机构的压力作用下, 将材料轧压成所需要的形状, 广泛应用于包装、医药、服装、纺织等行业。目前国内的刀辊以整体高速钢减材制造模式为主, 存在严重的材料浪费, 成本高, 而且高速钢本身加工难度大, 体积大热处理难以控制, 刀具性能的一致性差, 质量很难保证。模切装备中刀辊属于耗费品, 长寿命和低成本是模切刀具的追求目标, 刀具寿命和成本主要由制造材料和制造工艺所决定。目前国外已开始引入增材制造等精益工艺技术, 并取得良好效果。但国内这方面研究还处于初期, 需要通过理论和应用研究实现技术突破。激光熔覆作为一种成熟的表面修复与增材制造技术, 在低成本的钢材上制备具有优良性能的合金材料, 目前在航空、电力、船舶、冶金、医学等行业中得到广泛应用^[1-4]。40Cr是一种广泛使用于机械制造业的合金结构钢, 具备较好的低温冲击韧性、良好的淬透性和优良的综合力学性能, 适用于承受弯曲、扭转、拉压、冲击等复杂应力的部件, 如连杆、齿轮和曲轴等, 但作为刀具材料使用时, 难以满足高温硬度、红硬性和冷脆性等性能要求^[5-8]。利用激光熔覆技术在低成本的40Cr钢材上制备具有特殊性能的合金熔覆层, 作为刀辊刃口, 既保留40Cr基体的韧性, 同时节省贵重金属材料, 降低生产成本, 具有重大的工业意义。

文献[9]在40Cr钢表面熔覆不同成分配比的WC/Co50粉末, 熔覆层与基材形成良好的冶金结合, 最大显微硬度位于涂层次表面且为基体的1.93倍。文献[10]在40Cr钢表面熔覆铁基合金粉末, 熔覆层组织均匀致密, 硬质相弥散分布于熔覆层中使硬度得到改善。文献[11]在40Cr基体表面熔覆镍基合金, 得到组织致密、无裂纹的熔覆层, 镍基固溶体和铬碳化合物大大增强熔覆层的硬度, 为采用激光熔覆技术修复模具提供理论依据。文献[12]利用光内送粉技术在曲面基体上熔覆Fe313金属粉末, 实现在各倾角处获得组织致密的熔覆层, 为实现金属零部件曲面修复提供新方法。文献[13]在低碳钢上熔覆不同铌含量的高速钢粉末, 铌含量的增加使沿晶界的碳化物含量降低, 增强熔覆层表面的弹性应变, 使其具有优异的韧性和耐腐蚀性。文献[14]在曲面的合金轴上熔覆磷青铜粉末, 证明可以利用激光熔覆技术在曲面合金轴上选区制备磷青铜熔覆层。目前已在40Cr基体上进行多种材料的激光熔覆性能研究, 并在不同基体上实现曲面的激光熔覆, 但缺少在40Cr曲面基体上激光熔覆W6Mo5Cr4V2的详细工艺参数^[15-19]。在激光熔覆过程中, 残余应力是影响熔覆层成形控制的主要因素, 通过研究获得最小残余应力的工艺参数, 并要求熔覆层与基体形成良好的冶金结合且没有缺陷, 防止刀刃在使用过程中发生崩刃, 同时要考虑刀辊刃口的硬度达到60HRC以上, 满足刀具在一般常温下的硬度要求。由于模切机的刀辊为圆柱形, 故本研究在40Cr曲面基体上激光熔覆W6Mo5Cr4V2, 以熔覆层的残余应力、显微组织和显微硬度作为评价指标获得最优的熔覆参数, 为模切机刀辊刀刃的增材制造技术提供理论指导。

1 试验材料与方法 1.1 试验材料

模切机工作示意图如图 1所示, 模切机刀辊刀刃质量的好坏直接影响生产效率和生产成本等, 改善刀辊刀刃的质量对模切装备的高效使用具有重大意义^[20]。

熔覆基体选取40Cr, 具有良好的综合力学性能, 满足模切机刀具辊体的工作条件。熔覆粉末选取常用的刀具材料高速钢W6Mo5Cr4V2, 满足模切机刀辊刀刃的工作条件, 规格150~300目。熔覆粉末化学成分见表 1。

1.2 试验方法

试验设备采用IPG YLS-3000型高功率光纤激光熔覆系统, 由FANUC M-710ic/50型六轴工业机器人携带激光头进行激光熔覆, 配有气流式同轴送粉器送粉, 保护气体和送粉气体均为氩气, 光斑直径为3 mm。综合考虑曲率半径、熔覆轨迹、搭接率、激光功率等参数对熔覆层性能的影响, 因熔覆轨迹只有两个水平, 故采用混合水平的正交试验表L₁₈(2×3⁷), 正交试验表如表 2所示。

根据正交试验表设计的试验参数进行激光熔覆试验, 熔覆前使用丙酮对基体进行清洗, 并使用真空干燥机对粉末进行干燥。使用PROTO残余应力测试仪分别检测距熔覆起点和终点10 mm处的残余应力, 其参数设置为:放射靶Cu靶, hkl平面211, 对称型面BCC, Bragg角163.48°, 泊松比0.28, 弹性模量213.64 GPa。按设定尺寸对熔覆样件进行电火花线切割, 并制成金相试样进行研磨抛光。将磨抛样件在质量温度为4%硝酸酒精溶液中侵蚀25 s, 使用HITACHI TM3030Plus型扫描电镜对侵蚀样件进行显微组织观察。使用MVA 402TS型显微硬度计对侵蚀样件从熔覆层上部开始进行显微硬度检测, 以0.2 mm的间距沿着直线向下打点, 直至硬度值稳定, 其参数设置为:载荷4.9 N, 保荷时间10 s。激光熔覆前后对比图见图 2。

2 结果与分析 2.1 残余应力分析

残余应力检测结果见表 3。

2.1.1 直观分析

利用正交试验结果直观分析法得出残余应力的直观分析结果见表 4, 作出残余应力趋势图见图 3。K_i为任一列上水平号为i时所对应的试验结果之和, k_i为算术平均值, R为极差。

从表 4残余应力的直观分析结果可以看出, 影响残余应力大小的因素主次顺序为:保护气流量>搭接率>扫描速度>激光功率>曲率半径>熔覆轨迹。由图 3残余应力趋势图知, 当熔覆轨迹为周向, 激光功率1 800 W, 扫描速度10 m/s, 保护气流量400 g/min, 曲率半径60 mm, 搭接率30%时, 残余应力值最小。

激光熔覆是一个快速熔融和快速凝固的过程, 熔覆过程中熔覆层与基体之间的温度差是产生残余应力的主要原因。从图 3残余应力趋势图可以看出, 残余应力值随着激光功率和扫描速度的增大而减小。随着激光功率和扫描速度的增大, 熔融粉末消耗的热量减少, 使熔覆层与基体之间的温度差降低, 残余应力值减小。熔覆层与基体之间属于冶金结合, 不同金属材料的热膨胀系数是不一样的, 熔覆层在瞬间凝固时会受到基体的抑制, 产生残余应力。当熔覆轨迹为周向时, 基体所受热量较多, 降低了熔覆层与基体之间的热膨胀性能差异, 产生较小的残余应力。

2.1.2 方差分析

(1) 计算离差平方和

所有试验值的总和$T = \sum\limits_{i = 1}^{18} {{y_i}} $, 其中y_i为各次测出的残余应力, $ P = \frac{{{T^2}}}{n}$, 其中n为总试验次数。

各因素引起的离差平方和(A代表熔覆轨迹; B代表激光功率; C代表扫描速度; D代表保护气流量; E代表曲率半径; F代表搭接率), 因素A为两水平, 故${\rm SS}_j = \frac{1}{n}{\left( {{K_1} - {K_2}} \right)^2}$, 其余因素均为三水平, 故$ {\rm SS}_j = \frac{3}{n}\left( {\sum\limits_{i = 1}^3 {K{i^2}} } \right) - P$。

试验误差的离差平方和$ {\rm{S}}{{\rm{S}}_e} = \sum\limits_{i = 1}^2 {{\rm{S}}{{\rm{S}}_{空列}}} $。

(2) 自由度df_A=r-1=1, df_B=df_C=df_D=df_E=df_F=r-1=2, $ {\rm{d}}{{\rm{f}}_e} = \sum\limits_{i = 1}^2 {{\rm{d}}{{\rm{f}}_{(空列)}}}=4 $

(3) 计算平均离差平方和(均方) ${\rm{M}}{{\rm{S}}_j} = \frac{{{\rm{S}}{{\rm{S}}_j}}}{{{\rm{d}}{{\rm{f}}_j}}} $, $ {\rm{M}}{{\rm{S}}_e} = \frac{{{\rm{S}}{{\rm{S}}_e}}}{{{\rm{d}}{{\rm{f}}_e}}}$

(4) 计算F值${F_j} = \frac{{{\rm{M}}{{\rm{S}}_j}}}{{{\rm{M}}{{\rm{S}}_e}}} $

(5) 显著性检验

查得临界值F_0.05(1, 4)=7.71, F_0.01(1, 4)=21.2, F_0.05(2, 4)=6.94, F_0.01(2, 4)=18.00, 所以对于给定显著水平α=0.01, 保护气流量对试验结果有非常显著的影响, 其它因素对试验结果的影响不显著。将分析结果列于方差分析表中见表 5。

保护气流量的大小决定了单位时间内送粉量, 在激光功率一定的情况下, 单位时间内的送粉量直接影响吸收热量。随着保护气流量的改变, 完全熔融粉末消耗的热量随之变化, 导致基体吸收热量不同, 保护气流量大时熔融粉末消耗的热量增多。由于熔覆过程中熔覆层与基体之间的温度差是残余应力产生的主要原因, 故保护气流量对残余应力有非常显著的影响。

2.2 显微组织分析

选取熔覆层残余应力较小的14号和18号样件进行显微组织分析研究。图 4为残余应力最小的14号样件熔覆层放大40倍横截面整体形貌图, 可以看出有明显的熔覆层和热影响区, 形成良好的冶金结合。对上述18个样件分别进行显微组织的SEM照片拍摄和EDS成分分析, 每个样件选取熔覆层顶部、熔覆层中部、熔覆层底部、结合区进行SEM照片拍摄, 选取熔覆层顶部、熔覆层底部和热影响区进行EDS成分分析。图 5和图 6分别为其中18号样件熔覆层不同部位的显微组织SEM照片和熔覆层不同部位的EDS成分分析。

由图 5可以看出, 从熔覆层顶部到结合区, 结晶形态由平面晶向树状晶发展, 结合区有明显的互溶, 组织均匀致密。分析其原因, 由于粉末在高能激光束的照射下迅速熔融凝固, 符合材料快速熔融和快速凝固的机理, 组织形态主要由熔池凝固过程中固液界面处的温度梯度W与凝固速度v的比值控制^[21]。在凝固的过程中, 熔池与基体接触, W很大, v很小, 导致W/v趋于无穷大, 分界处结晶速度慢, 其组织以树状晶向外延附生。随着液-固界面的推进, 温度梯度逐渐变小, 结晶速度变大, W/v减小。在材料成分不变的情况下, 熔覆层组织有随着W/v的减小从树状晶向平面晶转变的趋势。

由图 6可以看出, 从熔覆层顶部到底部除Fe元素的质量分数从77.309%增加到81.775%外, 其他元素的质量分数相差不大, 说明该区域主要是熔覆粉末的重熔结晶, 并在熔覆层底部融入少量的基体材料; 熔覆层与热影响区成分差别较大, Fe元素的质量分数增加到91.405%, W、Mo等元素的质量分数明显降低, 热影响区出现基体中所没有的元素, 如W的质量分数为4.330%, Mo的质量分数为0.451%等, 说明该区域是在高能激光束的作用下熔覆粉末与基体材料进行的重熔结晶。根据熔覆层不同位置Fe、W等元素的质量分数的变化, 可以看出熔覆层与基体之间发生元素的扩散, 同时说明熔覆层与基体实现良好的冶金结合, 满足模切机刀辊刀刃的制造要求。

2.3 显微硬度分析

根据检测结果, 以熔覆层最低点为原点, 熔覆层顶部为正方向, 作出显微硬度折线图如图 7所示。从图 7可以看出, 从基体到熔覆层顶部其显微硬度呈阶梯状增长式分布, 熔覆层的显微硬度最高, 为基体的3~4倍, 其次是热影响区。热影响区的显微硬度明显高于基体, 是由于激光熔覆过程中, 有部分热量被熔池附近的基体吸收, 相当于对其进行一次热处理, 使显微硬度得到明显提升, 最高可达基体的2倍以上。

18组样件熔覆层的显微硬度平均值见表 6, 根据维氏硬度和洛氏硬度的转换关系知, 熔覆层的显微硬度平均值均在60HRC以上, 满足刀具材料在常温下的硬度要求。

分析维氏硬度在700 HV以下的6号和14号试样, 由EDS成分分析知, 其熔覆层顶部的Fe元素的质量分数分别高达85.351%和87.257%, 研究其工艺参数发现, 当激光功率足以使合金粉末完全熔融时, 扫描速度太大会导致熔覆在单位基体上的合金粉末过少, 熔覆层所含合金成分变少, 以致基体材料融入更多, 导致硬度下降。同时验证了残余应力的研究分析, 由于单位基体面积上合金粉末量减少, 基体吸收热量增加, 减小了基体与熔覆层之间的温度差, 14号样件所产生的残余应力是最小的。

利用正交试验结果直观分析法得出显微硬度的直观分析结果见表 7。从表 7可知, 影响显微硬度大小的因素主次顺序为:保护气流量>搭接率>扫描速度>曲率半径>激光功率>熔覆轨迹, 得到最大显微硬度的最优参数为:熔覆轨迹轴向, 激光功率1 000 W, 扫描速度6 m/s, 保护气流量800 g/min, 曲率半径∞, 搭接率40%。显微硬度在800 HV以上的试件, 搭接率均为40%, 说明多道搭接熔覆时, 后一道熔覆会对前一道已快冷的熔覆层进行热处理, 可以显著提高其显微硬度。激光熔覆过程中高速钢粉末W6Mo5Cr4V2的快速熔融凝固, 得到晶粒细小且组织致密的熔覆层, 满足模切机的刀辊刀刃制造技术的要求。

3 结论

(1) 残余应力随着激光功率和扫描速度的增大而减小。各因素对残余应力的影响主次顺序为:保护气流量>搭接率>扫描速度>激光功率>曲率半径>熔覆轨迹, 其中保护气流量对试验结果有非常显著的影响。当熔覆轨迹为周向, 激光功率1 800 W, 扫描速度10 m/s, 保护气流量400 g/min, 曲率半径60 mm, 搭接率30%时, 残余应力最小。

(2) 当残余应力满足成形要求时, 从熔覆层顶部到结合区的结晶形态由平面晶向树状晶发展, 结合区有明显的互溶, 组织均匀致密。根据熔覆层不同位置Fe、W等元素质量分数的变化, 说明熔覆层与基体之间发生了元素的扩散, 熔覆层与基体实现了良好的冶金结合, 满足模切机刀辊刀刃的制造要求。

(3) 显微硬度从基体到熔覆层顶部呈阶梯状增长式分布, 熔覆层的显微硬度平均值都在60HRC以上, 为基体的3~4倍, 满足模切机刀辊刀刃的硬度要求。

综上所述, 利用激光熔覆技术以40Cr为刀辊基体增材制造W6Mo5Cr4V2刀刃是可行的。