激光熔覆高铬铁基合金的组织形成机制及对显微硬度的影响

焊     接     学     报

TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION

Vol.40(7):114 − 120

July     2019

激光熔覆高铬铁基合金的组织形成机制及对

显微硬度的影响

尹    燕，    潘存良，    赵    超，    张瑞华，    屈岳波

1

1

1

2,3

2,3

(1. 兰州理工大学 省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点试验室，兰州　730050；

2. 中国钢研科技集团有限公司，北京　100081；3. 阳江市五金刀剪产业技术研究院，阳江　529533)

摘    要： 采用2 kW光纤碟片激光器在3Cr13不锈钢刀具表面进行同轴送粉激光熔覆高铬铁基合金，以提高刀刃的硬度.通过SEM,EDS,EPMA,XRD分析了熔覆层的显微组织及相组成，采用显微硬度仪进行了硬度测试. 结果表明，在凝固的过程中，成分过冷和散热速度的不同，组织大致分为枝晶区、细晶共晶区、粗晶区三个区域，各区域内均分布有(Fe, Cr)7C3，可增加熔覆层的硬度和耐磨性. 由于各区域内晶粒的大小不同，使得熔覆层内硬度呈阶梯分布. Ni元素的加入，促进熔覆层中基体奥氏体化，在刀具使用过程中可对高硬度的碳化物起韧性缓冲作用，从而保证了熔覆层的综合力学性能.

关键词： 激光熔覆；铁基合金；显微组织；显微硬度

中图分类号：TG 401           文献标识码：A           doi：10.12073/j.hjxb.2019400192

0    序　　言

厨刀与日常生活息息相关，而随着人们对生活品质的要求不断提高，对厨刀的性能要求也越来越高. 目前国内的刀具主要采用传统的加工技术，比如热处理、锻打、复合层刀刃等. 这些技术可以保证一定的韧性和耐磨性，但是很难满足高端刀具的性能要求

[1-2]

体相的高硬度铁基熔覆层，熔覆层平均硬度约为775 HV，未发现裂纹缺陷. 通过向铁基粉末中添加Mo，Cr等强碳化物元素，并添加弱碳化物Co，Ni元素来提高C元素的活度系数，从而在枝晶生成阶段有大量碳化物增强相析出，稳定了熔覆层凝固过程中C元素的浓度.

文中采用激光同轴送粉熔覆技术在3Cr13不锈钢刀具刀刃处熔覆高铬铁基粉末，分析了凝固过程中熔覆层的组织演变及其对刀刃性能的影响.

. 而激光熔覆技术是近年发展起来的

一种高效的表面改性技术，根据工件服役要求，在工件表面添置特殊性能材料，通过高能激光束，使其与工件表层一起熔化接着迅速凝固，获得稀释率小和工件表面形成良好冶金结合的熔覆层. 不仅改善了基体表面的强度、耐腐蚀、抗氧化等性能，而且又节约了大量贵重合金元素，大大降低了生产成本

[3-4]

1    试验方法

试验所用的基体材料为3Cr13 马氏体不锈钢，厨刀的长度为130 mm，厚度为2.8 mm. 熔覆合金粉末为铁基合金，化学成分见表1. 粉末粒度为47~120 μm，使用前必须烘干，烘干时间为2 h，温度为150 ℃.  

.

[5]

尹燕等人通过在3Cr13刀具上熔覆40%316L +60%WC硬质合金混合粉末，平均显微硬度约为900 HV，是基体的2.3倍左右，大大提高了刀刃的硬度. 李林起等人设计了一种枝晶间为韧性奥氏

收稿日期：2018 − 02 − 19

基金项目：增材制造粉末真空气雾化及设备开发(2017003)；阳江市五金

刀剪产业技术研究院新型研发机构初创期建设补助(611229498090)；阳江市高功率激光应用实验室有限公司新型研发机构初创期建设补助(809099997119)

[6]

表 1 Fe基粉末的化学成分(质量分数，%)

Table 1 Chemical composition of Fe-based powder

C3.5

Si3.20

B1.80

Ni4.40

Cr32.80

Fe含量

试验采用的激光器为德国通快公司的TruDisk2002激光器，激光熔覆配套送粉器为RC-PGF-D-

第 7 期尹    燕，等：激光熔覆高铬铁基合金的组织形成机制及对显微硬度的影响

115

2同轴送粉器送粉，所用的送粉气体和保护气体均为氩气，氩气纯度不小于99.9%. 激光熔覆前先用砂纸打磨表面，去除待熔覆表面的氧化膜，使表面露出金属光泽，然后用丙酮擦拭表面，去除表面油污 . 优化后的激光熔覆工艺参数见表2.

表 2 优化后的激光熔覆工艺参数

Table 2 Parameters of laser cladding

功率离焦量熔覆速率

送粉速率

保护气流量

P/WΔf/mmv/(mm·min–1

)

v–1

m/(g·min)

Q/(L·min–1

)

1 800

15

350

15

0.5

将上述所得熔覆层用线切割机沿垂直于扫描方向切取10 mm×10 mm的试样，沿试样厚度方向制备金相试样；采用4%酒精溶液腐蚀30 s，利用扫描电子显微镜SEM和EDS分析熔覆层组织及其成分；使用EPMA-1600电子探针分析仪对熔覆层部分区域面分析；采用X射线衍射仪对熔覆层进行相分析；运用HDX-1000型显微硬度计进行显微硬度测试，加载载荷为200 g，加载时间为10 s；沿截面厚度方向每隔0.1 mm测量3次，取其算术平均值.

2    试验结果与分析

2.1 显微组织分析2.1.1   热影响区的组织

图1所示为熔覆层热影响区组织形态的SEM形貌. 其中图1a为熔覆层热影响区低倍显微组织. 因为在激光熔覆过程中，粉末吸收了大部分激光能量，剩余很小一部分激光照射到基体上，使基体发生微熔，使得热影响区的少量晶粒粗化，但没有明显的过热组织. 图1b为热影响区高倍显微组织. 从图中可见板条状马氏体组织，该晶粒之间一般以小角晶界相间. 相邻马氏体之间有薄壳状的残余奥氏体，也很稳定. 而晶界处有白亮色碳化物析出[5]

，由于基体受热时，晶界会成为原子快速扩散的通道，并容易引起原子偏聚，因此碳原子就会容易与Fe，Cr化合而弥散分布于晶界处.

2.1.2   熔合线附近组织分析

图2所示为熔合线附近组织形态的SEM形貌. 从图中可以明显的看到一条分界线，即熔合线. 当熔合区附近熔池金属开始结晶时，基体晶

热影响区基体10 μm(a) 熔覆层热影响区 (低倍)碳化物板条状马氏体10 μm (b) 显微组织 (高倍)图 1 热影响区组织形态的SEM形貌Fig. 1 Microstructure of the HAZ of the coatings

粒作为现成表面向熔覆层中成长，但是，长大趋势各不相同，有的晶粒严重长大，一直可以长大到熔覆层中，有的晶粒却长大到半途而停止. 激光熔覆是一个快速加热冷却的过程，晶粒长大的区域很小. 在这种生长机制下，使得熔覆层和基体材料彼此渗透，互相融合产生过渡区，而且该区域组织中无气孔、裂纹等缺陷，形成了良好的冶金结合 

.

树枝晶熔覆层胞状晶平面晶熔合线热影响区 10 μm图 2 熔合线附近组织形态的SEM形貌 

Fig. 2 Morphology of the fusion line

图2中可以看出，熔合线附近的组织主要由平面晶、胞状晶和树枝晶组成. 根据金属凝固理论[7]

，在凝固前期，液相的温度梯度（G）很大，不与实际的温度线（T）相交，不出现成分过冷现象，此时凝固

116焊    接    学    报第 40 卷

过程所释放的热量全部向基体散去，使结晶界面以平面晶的形态向前推移；随着凝固过程的进行，温度梯度与实际结晶温度有少量的相交，此时出现较小的成分过冷，便出现了胞状晶；当成分过冷进一步增大，温度梯度与实际结晶温度大面积相交时，界面中形成凸起部分并且能够深入液体内部，凸起部分同时会向周围排溶质，于是横向也会产生成分过冷，此时便出现了树枝晶，即图3a为熔合线附近明显的树枝晶组织. 在体心立方和面心立方的金属晶体中，枝晶的生长与其晶胞位向有关，一般沿着〈100〉方向生长，因此，树枝晶沿温度梯度最大的〈100〉方向择优生长，形成和热流方向相反的枝晶组织[8]

.

区域 A区域 B10 μm(a) 熔覆层树枝晶 (低倍)DEFC一次碳化物10 μm (b) 显微组织 (高倍)图 3 熔覆层树枝晶形态的SEM照片

Fig. 3 Morphology of the dendrite of cladding layer

图3所示为熔覆层中树枝晶形态的SEM形貌. 对图3b熔覆层树枝晶高倍显微组织从C到D进行了EDS线分析，其结果如图4所示.在树枝晶的形成过程中，Cr元素不断向枝晶外扩散，而Fe，Ni元素在枝晶中富集. 在图4的E，F处，Ni，C元素含量陡降，而Fe，Cr元素含量基本不变. 这主要由于在激光熔覆过程中极少数粉末还未来得及熔化，就堆积在熔覆层中，在后期的打磨过程中形成了图3b中E所示的“微型

空洞”. 而F处是由于在二次枝晶臂的晶界处析出物质溶解于王水，产生了图3b中F所示的“ 

浅沟”.

600Cr度)强s500p对c(400 相I300200800Fe度)700强sp对c600( 相I 500400180B度)160强sp140对c( 相I 12010018080Ni度)140强sp对c(100 相I 60EF25020200C度)强sp150对c( 相I100 50F0E02468101214 扫描距离 d/μm图 4 熔覆层CD段成分分布曲线

Fig. 4 Cladding layer CD component composition curve

图5为枝晶区碳化物形成示意图. 在凝固开始阶段，温度达到T1时，部分α固溶体首先在液相中析出. 这一阶段，为了达到平衡凝固，Fe，Cr等合金

元素从固液界面到液相中发生了明显的偏析，但是

在液相中扩散和混合所需的时间不足以使元素均匀分布，从而引起了非平衡凝固，其形成过程如图5a.图5b显示了下一阶段，随着温度下降，达到T2，液相中的化学成分满足一次碳化物的形成条件时，一次碳化物(图3b所示)依附于α固溶体形核长大.图5c显示了下一阶段，随着凝固的进行，当温度为T[9]

E时，L→α + (Fe, Cr)7C3，依附于一次碳化物形成α固溶体和碳化物(Fe, Cr)7C3相间的层片状共

C*C*C*0CC0α 固溶体一次层片状碳化物共晶组织 (a) T1 阶段(b) T2 阶段(c) TE 阶段图 5 枝晶区碳化物形成示意图

Fig. 5 Schematic diagram of the formation of carbides

in dendrite area

第 7 期尹    燕，等：激光熔覆高铬铁基合金的组织形成机制及对显微硬度的影响

117

晶组织，直至液相消耗殆尽[9]

.

图6为熔覆层的XRD谱. 结合XRD谱分析该铁基粉末中的C元素和Fe，Cr元素结合生成M7C3，由于激光熔覆属于快冷过程，形成的碳化物不能转变为平衡状态下M10]

23C[6

. 枝晶中主要

以Fe-Cr-Ni固溶体的形式存在，在提高熔覆层强度的同时，又保持良好的塑韧性，有助于改善铁基熔覆层的耐腐蚀性能[9]

. 枝晶外主要以M7C3等碳合物组成，有助于提高了熔覆层的硬度和耐磨性 

.

10 000Fe-Cr-Ni9 000M7C3)sp8 000c( I7 000 度强6 0005 000相对4 0003 0002 00020406080100 衍射角 2θ/(°)图 6 熔覆层的XRD谱

Fig. 6 XRD spectrum of the cladding layer

2.1.3   熔覆层中部的组织分析

图7所示为熔覆层中部组织形态的SEM形貌. 在熔覆层中部，即树枝晶生长结束，如图7a，出现了棒状共晶，为了进一步探究该区域组织的变化原因，进行了EPMA面分析，图8为熔覆层区域B元素面分布. Cr元素被排挤在树枝晶外部区域，而Fe元素富集于枝晶内部和枝晶生长前沿，Ni，B，C元素分布的相对均匀，没有明显的富集.

由于C与Fe的相互作用能大于Ni与C,Ni的加入使C在熔覆层中受到的相互作用能减小，降低了C的溶解度，有效碳浓度增大，进而导致C的活度系数增大，有利于与Cr发生作用生成碳化物，从而减少了多余C元素的富集[6]

. 凝固过程中由于Fe元素在树枝晶前沿富集，而Cr元素在枝晶前沿分布均匀，并且在熔覆层中部散热速度较慢，液相中的温度梯度较小，发生了共晶反应L→Fe-Cr-Ni固溶体+M[11]

7C3，且 (Fe,

Cr)7C3相的体积分数小于1/π，因此α相(Fe-Cr-Ni固溶体)以棒状共晶出现

[11]

，它沿Fe元素扩散

方向生长. 随后Fe元素的慢慢扩散均匀，α相的

棒状共晶1 μm(a) 棒状共晶片状共晶1 μm (b) 片状共晶图 7 熔覆层中部组织形态的SEM形貌

Fig. 7 Microstructure of the structure in the middle of

the cladding layer

体积分数下降为1/π ~ 1/2，又出现了层片状的共晶组织

[12]

. 而此时没有明显的散热方向，此时各

个方向散热均匀，所以出现了图7b细小的片状共晶组织.

2.1.4   熔覆层顶部的组织分析

图9为熔覆层顶部组织形态的SEM形貌. 在熔覆层顶部，伴随着与空气的热交换速率增大，出现了明显的散热方向性. 在液态金属凝固的过程中，晶粒生长有明显的方向，即沿着散热方向生长，出现了长条状的粗大晶粒.主要因为在熔覆层顶部温度快速提高，传热方向为顶部到基体，因而熔池温度场从顶部到基体依次下降. 由于激光熔覆的凝固速度很快，内部冷却速度比顶部更快，所以顶部熔池冷却时间长，形成了长条状粗大晶粒[13]

. 而且

此时主要与空气发生热交换，因此晶粒的生长方向

变得杂乱.

2.2 熔覆层的显微硬度分析

图10为从熔覆层到基体的显微硬度曲线，从图中可以看出，硬度分布呈5个区域.其中a区为基体区域，平均硬度大约为430 HV0.2；b区为热影响区，其硬度介于基体与熔覆层之间，一方面由于很小一部分激光照射到基体上发生了微熔，使

118

焊    接    学    报

100928578715750423528211470第 40 卷

B(a) 区域 B 显微组织1513121110987654321045 μm质量分数 w (%)Cr(b) Cr 元素分布45 μmB(c) B 元素分布45 μm2018171514121198754210质量分数 w (%)质量分数 w (%)Ni(d) Ni 元素分布45 μm10093867972655851443730281693Fe(e) Fe 元素分布45 μm40373431282522191714118520质量分数 w (%)质量分数 w (%)C(f) C 元素分布45 μm 

图 8 熔覆层区域B元素面分布

Fig. 8 Region B element surface distribution of cladding layer

得热影响区的少量晶粒粗化，另一方面是由稀释作用造成；c区为枝晶区，其平均硬度为780 HV0.2；d区为晶粒细化区，其平均硬度为810 HV0.2，形成的晶粒细小，其硬度最高；e区为晶粒粗大区，平均硬度为750 HV0.2，该区冷却时间长，形成的晶粒更为粗大，形成长条状晶粒，其硬度略微下降.

图11为熔覆层显微硬度测试压痕SEM形貌.

从图看出测试时熔覆层无明显裂纹萌生，压痕四角及棱边光滑，说明熔覆层具备良好的韧性. 熔覆层性能优异的主要原因是各区域内均分布有M7C3，可增加熔覆层的硬度和耐磨性；Ni元素的加入，促进熔覆层中基体的奥氏体化，使基体的韧性增加，在刀具使用过程中可对高硬度的碳化物起韧性缓冲作用，从而保证了熔覆层的综合力学性能.

第 7 期

尹    燕，等：激光熔覆高铬铁基合金的组织形成机制及对显微硬度的影响

119

800显微硬度 H (HV)700600500400fd熔覆层c热影响区ba基体 10 μm00.51.0 图 9 熔覆层顶部组织形态的SEM形貌

1.52.0距离 d/mm2.53.0Fig. 9 Microstructure of the structure in the top of the

coatings

图 10 熔覆层显微硬度分布

Fig. 10 Microhardness distribution of coatings

10 μm(a) 热影响区(b) 枝晶区10 μm10 μm10 μm(d) 粗晶区 

(c) 细晶共晶区图 11 熔覆层显微硬度测试压痕SEM形貌

Fig. 11 SEM micrograph showing mico-hardness indentation morphology of coatings

3    结　　论

(1)采用优化的激光熔覆工艺参数，在3Cr13不锈钢刀具表面形成了形貌良好、无裂纹和气孔的熔覆层.

(2)由于冷却速度和散热的原因，熔覆层的组织分为三个区域：枝晶区、细晶共晶区、粗晶区，使得熔覆层硬度呈阶梯分布.

(3)熔覆层的显微硬度在750 HV0.2 ~ 850 HV0.2之间波动，平均硬度为800 HV0.2，是基体的1.9倍左右，从而大大提高了刀刃的硬度.

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120焊    接    学    报第 40 卷

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第一作者简介：尹燕，女，1973年出生，博士，教授. 主要研究方向为高效率焊接及先进的激光加工技术. 发表论文30余篇. Email：yinyan@lut.cn

VITRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION2019, Vol. 40, No. 7

alloy wires during solidification was L→L+γ→L+γ+MC→L+γ+MC+Laves→γ+MC+Laves.

Key words: nickel alloy；solidification；segregation

Research on microstructure and mechanical properties ofhigh strength Al-Mg alloy fabricated by double-wire andgas tungsten arc additive manufacturing process HEJie， FENG Yuehai， ZHANG Lin， ZHAN Bin (NanjingUniversity of Science and Technology, Nanjing 210094,China). pp 109-113

Abstract: A new gas tungsten arc additive manufa-cturing process, with two homogeneous aluminum magnesiumalloy wires synchronously feeding into same molten pool, wasperformed to manufacture high strength aluminum magnesiumalloy component. Straight wall specimens were deposited bytraditional single wire feeding and double-wire feeding gastungsten arc additive manufacturing process, respectively. Thedifference in appearance size measurements, opticalmicroscope, mechanical properties of the specimens werecomparative studied in details. The results show the depositionrate of the double wire feeding mode is 2.08 times of the singlewire feeding. The double wire feeding mode achieves finergrain. Moreover, the ultimate tensile strength of the doublewire feeding mode reaches 71% of the 7A52 aluminummagnesium alloy. Compared with the single-wire feeding. thelongitudinal ultimate tensile strength improved by 7% and thelongitudinal elongation improved by 5% as well.

Key words: double-wire feeding；gas tungsten arc；high strength aluminum magnesium alloy；additive manufac-turing

Formation mechanism of microstructure of laser claddinghigh chromium Fe-based alloy and its effect onmicrohardness YIN Yan1

， PAN Cunliang1

， ZHAOChao1

， ZHANG Ruihua2,3

， QU Yuebo2,3

(1. State KeyLaboratory of Advanced Processing and Recycling ofNonferrous Metals, Lanzhou University of Technology,Lanzhou 730050, China；2. China Iron & Steel ResearchInstitute Group, Beijing 100081, China；3. Yangjiang Knif-Seissor Hardware Research Institution of Industry Technology,Yangjiang 529533, China). pp 114-120

Abstract: A high chromium iron-base alloy with thecoaxial powder laser coating is implemented on the surface ofthe 3Cr13 stainless steel blade by using 2 kW fibre-optical disclaser to improve the hardness of the blade. SEM, EDS, EPMAand XRD are used to analyze the microstructure of the claddinglayer and the microhardness is tested. The results show that thecladding layer is well-formed and metallurgically bonded withthe substrate without defects such as cracks, porosity and soon. With the change of the heat dissipation and theconstitutional supercooling, microstructure can be roughlydivided into three regions: dendritic region, eutectic fine grain

region and coarse grain region. The carbides of (Fe,Cr)7C3 isdistributed in each region to increase the hardness and abrasionresistance of the cladding layer. As the size of the grain in eachregion is different, the hardness of the cladding layer isdifferently distributed. While, the addition of Ni elementpromotes the austenization of the matrix in the cladding layer.It can play a role in the toughness of the carbides with highhardness during the use of the knife. Thus, the comprehensivemechanical properties of the cladding layer are obtained.

Key words: laser cladding；Fe-based alloy；micro-structure

；microhardness

All-position plasma arc welding process for thick TC4 tubeand mechanical properties of welded joints GUOChunfu1

， LIU Boyan1,2

， DONG Chunlin1

， YI Jianglong1

(1.Guangdong Provincial Key Laboratory of Advanced WeldingTechnology, Guangdong Welding Institute (China-UkraineE.O. Paton Institute of Welding), Guangzhou 510650, China；2. Shenyang University of Technology, Shenyang 110870,China). pp 121-126

Abstract: A new plasma arc welding process for thick-walled TC4 titanium alloy tube was investigated. All-positionhigh-quality welding joints of titanium alloy were achievedthrough parameters optimization. The microstructure, fracturemorphology and microhardness of the welded joints at orderedlocations were characterized by optical microscopy, scanningelectron microscopy and micro Vickers hardness tester. Theresults reflected that the microstructure of the weld metal andthe heat-affected zone of the characteristic joint were mainlycomposed of basket-shaped α' phase, needle-like α phase andcoarse β phase. The tensile fractures of specimens wasoccurred at base metal, revealing well tensile properties. Thefracture morphology of the impact specimens was ductilefracture. The hardness of weld metal and heat affected zoneswas higher than that of base metal, respectively.

Key words: titanium alloy tube；plasma arc welding；all position welding

；microstructure；mechanical propertie

Effects of WC and Al2O3 on the microstructure and erosionwear resistance of FeAlCoCrCuTi0.4 high-entropy alloycoating by argon arc cladding DONG Shizhi1

， MENGXu1

， MA Zhuang1,2

， ZHAO Yuechao3

(1. Liaoning TechnicalUniversity, Fuxin 123000, China；2. Liaoning Institute ofScience and Technology, Benxi 117300, China；3. YantaiNanshan University, Longkou 265713, China). pp 127-132

Abstract: FeAlCoCrCuTi0.4, WC/Al2O3-FeAlCoCrCuTi0.4 high-entropy alloy (HEA) coating had been cladded bymeans of argon arc cladding. The effects of WC and Al2O3 onmicrostructure and properties of FeAlCoCrCuTi0.4 highentropy alloy coatings were investigated by means of XRD,SEM, EDS, hardness testing and erosion wear testing. Theresults show that the alloy coating prepared by argon arc