0.   序言

316L奥氏体不锈钢作为一种低碳合金钢，被广泛用作工程构件，该类零件长期在交变载荷及恶劣环境下服役时，由于表面磨损和疲劳损伤，极易造成零件失效^[1].通常情况下对受损构件的处理都采用直接报废换新的方式，造成了材料的极大浪费.Inconel 718合金具有良好的室温/高温强度、优异的抗氧化性、抗疲劳性及耐磨、耐蚀性能^[2]，通过在零件表面制备Inconel 718涂层，可对传统工程构件进行强化改性或增材修复，进而延长构件服役寿命，减少材料和能源消耗，具有重要的学术价值和经济意义.

激光熔覆技术作为一种先进的表面加工技术，可以获得热影响区小、冶金结合强度高、具有耐磨耐蚀等良好物理化学性能的熔覆层^[3].按照熔覆材料类型，激光熔覆技术可分为预置铺粉或同步送粉的激光熔粉熔覆技术和同步送丝的激光熔丝沉积技术^[4].近年来，众多学者对激光熔粉熔覆技术开展了大量的研究并取得了一系列的研究成果.张杰等人^[5]采用激光熔覆技术在轧制态Inconel 718合金表面制备了Inconel 718涂层，对比研究了涂层在室温和高温环境下的耐磨性能，研究表明Inconel 718涂层在600 ℃时的显微硬度和磨损率分别为室温状态下的72%和25%.王涛等人^[6]在A3钢表面制备了Inconel 718涂层，研究了激光扫描速度对涂层耐磨性能的影响，指出当扫描速度为14 mm/s时，涂层磨损质量仅为0.02114 mg/m，耐磨性能最好.李栋等人^[7]通过改变激光熔覆过程中的送粉气体，将Inconel718熔覆层的硬度由287 HV0.2提高到了306 HV0.2.贾晓慧等人^[8]对比分析了激光熔覆Inconel 718涂层和WC/Inconel 718复合涂层的微观组织和耐磨性能.发现在Inconel 718涂层中加入WC颗粒能够细化涂层的微观组织，提升涂层显微硬度，WC/Inconel 718复合涂层的磨损率为Inconel 718涂层的65.3%.吴军等人^[9]在Inconel 718涂层中添加了TiC颗粒，将涂层的显微硬度由297 HV0.2提升到了408 HV0.2，摩擦系数由0.3402降至0.2628，磨损率从35.15 × 10⁻⁴ g/(N·m)减小到了5.96 × 10⁻⁴ g/(N·m).

然而，金属粉材制备工艺复杂、材料利用率低、废粉回收利用困难，激光熔粉制备涂层的生产成本往往较高^[10].与粉末熔覆相比，基于金属丝材的激光熔覆技术材料利用率接近100%、工作环境更加清洁、熔覆层气孔和裂纹率更低，被认为是一种更具成本效益的表面改性工艺^[11].但由于焊丝对激光的反射率较高，焊丝熔化速率低，传统的激光熔丝沉积技术无法满足大尺寸构件表面改性和增材修复的应用需求.激光热丝沉积技术在送丝导嘴和基材之间额外加装了电源对焊丝进行预热，可降低焊丝熔化对激光热量的依赖，提升焊丝熔化速率和激光扫描速度，在大型构件表面改性和修复领域具有广阔应用前景^[12].

为了探索激光热丝沉积技术在表面改性领域的工艺可行性，本文采用激光热丝沉积技术在316L不锈钢表面制备了Inconel 718熔覆层，对熔覆层的微观组织、相组成和耐磨性能进行了系统研究.本文的研究结果将为激光热丝沉积技术在实际工业领域的应用推广提供理论指导和工程经验.

1.   试验方法

1.1   试验材料

试验所用基材为316L不锈钢，其中管材的直径为60 mm、长为1000 mm，板材的尺寸为300 mm(长) × 200 mm(宽) × 10 mm(厚).熔覆耗材为直径1.2 mm的ERNiFeCr-2焊丝，基材和焊丝的化学成分如表1所示.

表  1  基材和焊丝化学成分(质量分数，wt%)

Table  1.  Chemical compositions of substrate and filler wire

材料	C	Ni	Cr	Mo	Fe	Nb	Al	Ti	Co	Cu	Mn	Si
316L	0.016	10.11	16.32	2.06	余量	-	-	-	-	0.03	1.11	0.51
ERNiFeCr-2	<0.08	51.55	19.87	3.56	余量	4.92	0.63	1.09	<1	-	<0.35	<0.015

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1.2   激光热丝沉积系统

激光热丝沉积试验系统如图1所示，该装置由热源供给系统、焊丝预热及送进系统、四轴联动运动机构、气保护系统和高速摄像采集系统5个基本部分组成.

图  1  激光热丝沉积实验系统

Figure  1.  Experimental system of laser metal deposition with hot wire.

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沉积热源由德国Laserline公司生产的IPG光纤激光器提供，光纤芯径为600 μm，波长为976 nm，最大输出功率为4 kW，最小光斑直径为3 mm.采用自主设计开发的JRS-400送丝机构将焊丝送进熔池，使用Panasonic公司生产的YC-400TX4电源对焊丝进行预热，预热电压保持5 V恒定，预热电流为0-300 A且稳定可调.四轴联动行走机构可实现激光头在x、y、z三个方向上的高速运动，还可让装卡在法兰盘上的棒状基材转动.为了防止熔覆层被氧化和形成气孔等缺陷，分别从激光头和送丝嘴导入两路氩气对熔池和高温焊丝进行保护.为了观察焊丝预热、熔化和传输过程，采用Phantom VEO710高速摄像机对热丝沉积过程进行实时采集.

1.3   Inconel 718熔覆层制备

使用砂纸和丙酮去除316L不锈钢基材表面的氧化层和油污后进行激光热丝沉积工艺试验，优化的工艺参数如表2所示.

表  2  试验工艺参数

Table  2.  Experimental process parameters

工艺参数	数值
激光功率PL/W	4000
扫描速度Vs/(m‧min−1)	3.5
送丝速度Vf/(m‧min−1)	5.5
热丝电流I/A	150
离焦量l/mm	0
保护气流量Ar/(L‧min−1)	20
送丝角度θ/(°)	45°
相邻层道激光偏移量Δx/mm	1.25

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试验过程中的焊丝沉积速率$\varphi $(单位：kg·h⁻¹)由公式(1)表示：

式中：$\rho $为焊丝密度(8.26 × 10³ kg·m⁻³)，$D$为焊丝直径(1.2 × 10⁻³ m)，${V_f}$为送丝速度(单位：m·min⁻¹).

沉积过程中消耗的线能量${Q_L}$(单位：kJ·m⁻¹)由公式(2)表示：

式中：${P_L}$为激光功率(单位：W)；$U$为预热电源电压(单位：V)；$I$为焊丝预热电流(单位：A)；${V_S}$为扫描速度(单位：m·min⁻¹).

1.4   微观组织与性能检测

沉积试验完成后，采用线切割将熔覆层切成10 mm × 10 mm × 5mm的金相试样，将试样待测面用砂纸和金刚石抛光剂研磨抛光后，在王水中电解腐蚀(直流电源, 6 V, 5 s).采用光学显微镜(Optical Microscope, OM)和扫描电镜(Scanning Electron Microscope, SEM)对熔覆层的微观组织进行观察；通过X射线衍射(X-ray diffraction, XRD)和能谱分析仪(Energy dispersive spectrometer, EDS)对熔覆层的相组成及元素分布进行分析.采用HXD-1000数字显微硬度计对熔覆层的显微硬度进行测试，测试过程中的压头载荷为1000 g，加载时间为15 s，相邻测量点间距为0.2 mm，每个试样沿相同路径重复测量3次取平均值.将涂层和基材切割成20 mm × 20 mm × 5 mm的块体，抛光处理后在室温、干滑动条件下，使用HT-1000球-盘式摩擦实验机测试涂层和基材的耐磨性能，摩擦对偶为直径6 mm的Si₃N₄陶瓷小球，磨痕直径为6 mm，摩擦试验中的静态载荷为10 N，试验持续进行30分钟；试验后利用高精度电子天平称量磨损试样的质量损失，采用扫描电镜观察磨损试样表面形貌，分析磨损机制.

2.   试验结果与讨论

2.1   沉积过程及成形特征

图2为Inconel 718熔覆层的制备过程和表面形貌.如图2a所示，在316L不锈钢规则曲面上制备Inconel 718涂层时采用了后置送丝方式，激光束、焊丝和沉积层道位于同一平面内，沿着沉积方向看焊丝位于激光束的后方.由图2c可知，在316L不锈钢平面上制备Inconel 718涂层时采用了旁置送丝方式，焊丝不在激光束和沉积层道形成的平面内，焊丝送进方向与沉积方向垂直.无论是在平面上还是在曲面上进行沉积试验，焊丝端部始终与熔池接触，形成了预热电流的闭合回路，确保了电阻热对焊丝充分加热.同时，焊丝在电阻预热、激光热量和熔池热传导的作用下完全熔化，液态金属与熔池接触后形成了稳定的液桥传输过程.由图2b和图2d可知，采用激光热丝沉积技术制备的Inconel 718熔覆层表面平整、连续，无未熔合、开裂等缺陷.

图  2  Inconel 718熔覆层制备过程及表面形貌

Figure  2.  Preparation processes and morphologies of Inconel 718 coatings. (a)-(b) curved surface cladding; (c)-(d) flat surface cladding.

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Inconel 718熔覆层的截面形貌如图3所示.图3a为横截面形貌，由图可知，Inconel 718涂层中相邻层道间的界线清晰可见，单个沉积层道的宽度约为1.3 mm；沉积层表面高度差约100 μm，说明激光热丝沉积Inconel 718熔覆层表面仅需微量的切削或研磨加工即可满足使用要求.图3b为纵截面形貌，由图可知Inconel 718熔覆层的厚度约为1 mm.熔覆层与基材之间、相邻沉积层道之间冶金结合良好，无气孔、裂纹等微观缺陷.

图  3  Inconel 718熔覆层截面形貌

Figure  3.  Cross-sectional morphologies of Inconel 718 coatings. (a) transverse section; (b) longitudinal section

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2.2   焊丝沉积速率与线能量

将优化的沉积工艺参数代入式(1)和式(2)计算可知，激光热丝沉积Inconel 718过程中的焊丝沉积速率为3.1 kg/h，沉积过程中的线能量为81.4 kJ/m.图4汇总了其它表面改性工艺在制备Inconel 718合金过程中的材料沉积速率和消耗的线能量.由图可知，基于相对较低的热输入，传统的激光熔覆技术，如laser engineered net shaping (LENS)^[13-15]，Laser direct energy deposition (LDED)^[16-18]和Laser metal deposition (LMD)^{[16, 19]}在制备Inconel 718合金时的材料沉积速率通常低于2 kg/h.相比之下，电弧的能量远高于激光，焊丝熔化速度更快，因此传统的电弧增材制造技术(Wire arc additive manufacturing, WAAM)^[20-23]具有更高的材料沉积速率.激光热丝沉积过程中，焊丝对电阻热的吸收率远高于对激光的吸收率，因此对焊丝预热可显著提升焊丝沉积速率.此外，对焊丝进行预热降低了焊丝熔化对激光热和熔池热传导的依赖，沉积过程中只需在基材表面形成微熔池，减小了激光功率和激光在基材表面的辐照时间，增大了激光扫描速度，因此沉积过程中的线能量降低.综上所述，采用激光热丝沉积技术制备Inconel 718涂层时，焊丝沉积速率基本可以达到电弧堆焊工艺水平，但能耗保持在相对较低水平.

图  4  不同工艺制备Inconel 718合金时的材料沉积速率和线能量

Figure  4.  Material deposition rate and line energy for preparing Inconel 718 alloy using different processes

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2.3   微观组织与相组成分析

图5为Inconel 718熔覆层在光镜下的微观组织.由于激光热丝沉积过程中的线能量较小，熔池冷却速度快，因此Inconel 718熔覆层的微观组织具有典型的快速凝固特征，由大量的柱状枝晶构成^[24].柱状枝晶的生长方向由散热方向或温度梯度减小的方向决定，在多道沉积过程中熔池中的大部分热量通过基材竖直向下传递，少部分热量沿着熔池边界和已凝固的熔覆层向外传导.因此，如图5a和图5c所示，在沉积层底部区域，柱状枝晶垂直于基材表面竖直向上生长；在层道交界处，由于联生结晶机制，柱状枝晶垂直于层道界线向熔池中心延伸^[25].此外，激光热丝沉积过程中激光扫描速度较快，熔池被拉长，在熔池上部表层区域，温度梯度方向发生改变，大部分热量被引导到熔池后部已凝固的熔覆层中.因此，如图5b所示，在熔覆层横截面上部区域观察到竖直柱状晶向水平柱状晶的转变^[26]；在相应的熔覆层纵截面的中上部区域，观察到的是柱状晶呈等轴状的截面，如图5d所示.

图  5  Inconel 718熔覆层OM图像

Figure  5.  Microscope images of Inconel 718 cladding layer. (a)-(b) transverse section; (c)-(d) longitudinal section

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图6为Inconel 718熔覆层横、纵截面的SEM图像.与之前在光镜下观察到的微观组织保持一致，Inconel 718熔覆层在扫描电镜下的微观组织由熔合线上侧很窄的胞状晶区(见图6a和图6c)，和熔覆层中上部大面积的柱状枝晶区(见图6b和图6d)构成.值得注意的是，柱状树枝晶在扫描电镜下呈深灰色连续基体，但在柱状晶间区域观察到大量的亮白色沉淀.在沉积层中部和底部区域，析出物尺寸较小，呈“岛状”和“颗粒状”弥散分布(见图6a和图6c)；在沉积层上部区域，析出物尺寸较大，呈“链状”分布(见图6b和图6d)，说明在激光热丝沉积Inconel 718熔池凝固过程中有二次相析出.

图  6  Inconel 718熔覆层SEM图像

Figure  6.  SEM images of Inconel 718 cladding layer. (a)-(b) transverse section; (c)-(d) longitudinal section

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为了确定激光热丝沉积Inconel 718熔覆层中的相组成，对Inconel 718熔覆层试样进行了X射线衍射分析，分析结果如图7所示.由图可知Inconel 718熔覆层中频谱峰值出现在2θ = 43.5°，50.7°，74.6°，90.5°和95.8°处，说明激光热丝沉积Inconel 718熔覆层中的基础相为γ-Ni相^[27].由于析出物的尺寸太小，也可能析出物对应的衍射峰和γ-Ni主峰重叠，通过XRD未能检测到二次相的存在.

图  7  Inconel 718熔覆层XRD分析结果

Figure  7.  XRD results of Inconel 718 cladding layer

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对Inconel 718熔覆层晶间析出物的元素组成进一步进行了能谱分析，图8为EDS面扫结果.由图可知，与灰色基体(γ-Ni)相比，晶间亮白色析出物中富含Mo和Nb元素，而Ni和Cr元素的含量相对贫乏，说明Inconel 718熔覆层晶间区域的亮白色析出物为Laves相^[28].

图  8  Inconel 718熔覆层晶间析出物元素分布

Figure  8.  Elemental distribution of intergranular precipitates in Inconel 718 cladding layer.

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杨浩等人^[29]指出，Inconel 718合金的凝固始于\$$L \to L + \gamma $的转变，同时由于Mo和Nb等合金元素的平衡分配系数较低，熔池凝固过程中这些合金元素会向液相扩散，在固、液界面前沿形成富Nb、Mo的元素富集层.随着熔池温度的降低，随后发生$L \to \gamma + MC + Laves$共晶反应，生成大量γ/Laves和少量γ/MC共晶化合物，因此Laves相通常是激光熔覆/增材制备Inconel 718合金晶间区域存在的二次相.

2.4   显微硬度

沿着图3中“AB”和“CD”路径对Inconel 718熔覆层和316L基材的显微硬度进行了测量，结果如图9所示.由图可知，Inconel 718熔覆层横、纵截面从顶部到底部的显微硬度在258.7 HV1-278.4 HV1之间均匀变化，硬度平均值为268.89 HV1.316L不锈钢基材的显微硬度介于190.7 HV1-209.2 HV1，平均值为196.28 HV1.熔合线下侧的部分基材由于受到激光高温淬火处理，同时熔覆层中Mo等合金元素向下扩散，导致该区域的硬度值明显增大.上述研究表明，Inconel 718熔覆层的显微硬度比基材的显微硬度高37%.秦明军等人^[30]在304不锈钢表面制备了Inconel 625熔覆层，得出了类似的研究结果.激光热丝沉积工艺减小了沉积过程中的线能量，加快了熔池冷却速率，细化了合金中的微观组织，细晶强化效果增强.另一方面，熔池凝固速度加快削弱了Nb和Mo等合金元素向晶间区域的偏析程度，更多的强化元素被基体相截留，增强了基体相的固溶强化效应^[31].此外，激光热丝沉积Inconel 718沉积层中柱状树枝晶晶间区域的硬脆Laves相尺寸较小，合金变形过程中能够随着基体一起运动.基于上述综合原因，激光热丝沉积Inconel 718熔覆层具有较高的硬度，Meng等人^[32]研究发现，激光增材制备的Inconel 718合金的显微硬度甚至会高于锻造Inconel 718合金.

图  9  Inconel 718熔覆层显微硬度分布

Figure  9.  Microhardness distribution of Inconel 718 cladding layer

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2.5   耐磨性能

Inconel 718熔覆层和316L不锈钢基材的摩擦系数曲线如图10所示.由图可知，Inconel 718熔覆层在摩擦磨损试验过程中没有发生明显的磨损失效，摩擦系数稳定在0.53左右.316L不锈钢基材经过短暂的磨合期后，摩擦系数在0.67左右变化，但波动明显.摩擦磨损试验后，采用高精度电子天平称量了不同试样的磨损质量损失，Inconel 718熔覆层的质量损失为0.517 × 10⁻³ g，占316L基材质量损失(2.164 × 10⁻³ g)的23.9%.通常情况下，磨损质量损失越小越有利于抑制合金表面微裂纹和微孔的形成，因此Inconel 718熔覆层的耐磨性能明显优于316L不锈钢基材.

图  10  Inconel 718熔覆层和316L不锈钢基材摩擦系数曲线

Figure  10.  Friction coefficient curves of Inconel 718 cladding layer and 316L substrate

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摩擦试样表面形貌能够反映合金的磨损失效机制，图11为Inconel 718熔覆层和316L不锈钢摩擦磨损试样表面的SEM图像.由图11a和图11c可知，Inconel 718涂层试样的磨损表面较为平整，而316L不锈钢表面出现了分层现象.图11b和图11d分别为Inconel 718熔覆层和316L不锈钢磨损表面局部区域的高倍SEM图像.由图11b可知，在Inconel 718熔覆层的磨损表面仅观察到了细微的划痕和少量的剥落及磨屑，磨损率较低.由图11d可知，316L不锈钢基材磨损表面主要由深沟槽、大块剥落组成，同时观察到严重的塑性变形，说明316L不锈钢基材表面发生了疲劳磨损失效.

图  11  Inconel 718熔覆层和和316L不锈钢磨损表面SEM图像

Figure  11.  SEM images of the worn surfaces of Inconel 718 coating and 316L substrate. (a)-(b) Inconel 718 cladding layer; (c)-(d) 316L substrate

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摩擦磨损试验过程中施加的静态载荷和Si₃N₄球的切向运动首先会在试样磨损轨迹表面形成应力集中，由于316L不锈钢基材显微硬度较低，难以抵抗摩擦过程中由应力集中引起的裂纹萌生倾向.随着摩擦磨损试验的进行，犁沟深度增大，应力集中加剧，合金表面发生塑性变形.同时，裂纹扩展到沟槽边缘导致部分合金脱离基体生成剥落，剥落的形成一方面使得局部应力卸载，造成摩擦系数波动；另一方面，大块的剥落和细碎的磨屑在摩擦过程中刮擦摩擦副，导致摩擦系数增大.因此，316L不锈钢基材的磨损机理为疲劳磨损、黏着磨损和磨粒磨损.与316L不锈钢相比，Inconel 718熔覆层显微硬度更高，承载能力更强，摩擦磨损试验中的摩擦系数更低，耐磨性能更好，因此在磨损表面只观察到了较浅的犁形沟槽，为典型的粘结磨损^{[33, 34]}.

3.   结论

采用激光热丝沉积技术在316L不锈钢表面高效制备了厚度为1 mm的Inconel 718涂层，沉积过程中线能量为81.4 kJ/m，焊丝沉积速率为3.1 kg/h.Inconel 718熔覆层与基材冶金结合良好，无气孔、裂纹等结构缺陷.对Inconel 718熔覆层的微观组织、相组成、显微硬度及耐磨性能进行了研究，得出以下主要结论：

(1)Inconel 718熔覆层微观组织具有典型的快速凝固特征，由大量的柱状树枝晶构成.柱状晶的生长方向与熔池散热方向有关，在熔覆层底部柱状晶竖直生长，在层道交界处柱状晶垂直于层道界线向熔覆层中心延伸，在熔覆层上部区域竖直柱状晶向水平柱状晶转变.γ-Ni相是Inconel 718熔覆层中的基础相，在柱状晶间区域观察到呈“链状”和“岛状”分布的Laves相.

(2)Inconel 718熔覆层的平均显微硬度为268.89 HV1，平均摩擦系数为0.53，磨损质量损失约0.517 × 10⁻³ g，磨损表面由细微的划痕和少量的剥落及磨屑构成，磨损机制为粘着磨损.

(3)Inconel 718熔覆层的显微硬度比316L基材高37%，磨损试验中的质量损失仅为316L基材的23.9%.激光热丝沉积技术为大尺寸构件表面强化改性和熔覆修复提供了高效的解决方案.