РезюмеСлои сплава Stellite6 на основе кобальта были получены на подложке из нержавеющей стали 316L методом лазерной наплавки с подачей проволоки. Были проанализированы формирование, степень разбавления, микроструктура, химический состав, микротвердость и износостойкость наплавленных слоев. Результаты показывают, что двухслойный процесс лазерной наплавки обеспечивает оптимальное формирование наплавленного слоя со степенью разбавления ниже 5%, при этом степень разбавления является равномерной. Микроструктура наплавленного слоя представляет собой субэвтектическую структуру, состоящую из дендритного твердого раствора, обогащенного кобальтом, и сетчатых эвтектических карбидов, причем концентрация сетчатых карбидов в верхнем слое выше, чем в нижнем. Двухслойный процесс наплавки приводит к ступенчатому увеличению твердости в вертикальном направлении наплавленного слоя, которая стабилизируется после достижения толщины 1.8 мм. Горизонтальная микротвердость наплавленного слоя вблизи поверхности относительно равномерна и колеблется от 450 HV до 550 HV. Двухслойное напыление демонстрирует превосходную износостойкость: коэффициент трения составляет 0.37, а потеря массы снижается на 53.9% по сравнению с исходным материалом. Механизм износа при двухслойном напылении изменяется от адгезионного износа подложки к абразивному износу.

Нержавеющая сталь 316L — это нержавеющая сталь с добавлением Mo к 18Cr-8Ni, что улучшает ее стойкость к питтинговой коррозии в среде Cl- и обеспечивает превосходные механические свойства. Она широко используется в энергетической, химической и других областях для производства трубопроводов и конструкционных элементов в агрессивных средах, таких как высокие температуры, высокое давление и коррозия [1-2]. Для повышения износостойкости и коррозионной стойкости 316L обычно необходимо наносить на ее поверхность функциональный слой с превосходными характеристиками [3].

Распространенным методом обработки поверхности является химическое хромирование, однако этот метод серьезно загрязняет окружающую среду, а качество покрытия нестабильно. Покрытие и подложка не связаны металлургически, и существует риск отслоения покрытия при длительном использовании при высоких температурах [4]. Сплавы на основе кобальта (стеллитовые сплавы) обладают высокой прочностью, твердостью, износостойкостью и коррозионной стойкостью как при комнатной, так и при высоких температурах, и являются идеальными износостойкими и коррозионностойкими материалами для слоев нержавеющей стали 316L в суровых условиях [5]. В настоящее время для формирования металлургической связи между сплавами на основе кобальта и подложкой для получения сплавного слоя с превосходными характеристиками обычно используются аргонодуговая сварка, плазмодуговая сварка и другие методы наплавки или напыления. Санкарапандиан и др. [6] использовали аргонодуговую сварку для наплавки сплава Stellite6 на подложку A36. Чем больше карбидов в слое сплава Stellite6, тем эффективнее становится износостойкость подложки. Однако сплавы на основе кобальта обычно значительно отличаются по своим характеристикам от подложки. Энергия дуговой наплавки велика и рассеяна, что легко приводит к высокой степени разбавления покрытия и большей склонности к растрескиванию [7]. Кислородно-ацетиленовое пламенное напыление используется для подготовки покрытий, поскольку температура в центре пламени ниже, чем у электрической дуги, степень разбавления легко контролируется, а доступность оборудования хорошая. Сунь Делин [8] использовал процесс порошкового напыления кислородно-ацетиленовым пламенем для нанесения покрытия на поверхность полых тонкостенных роликов. Благодаря строгому контролю процесса, предварительному нагреву, медленному охлаждению и другим мерам было получено покрытие с хорошими формообразующими свойствами и отличными характеристиками. Костель-Релу и др. [9] использовали кислородно-ацетиленовое пламенное напыление композитного покрытия NiCrBSi/WC-12Co на поверхность нержавеющей стали для повышения стойкости подложки к кавитационной коррозии. Однако этот метод является ручным, и существуют проблемы, такие как строгий контроль температуры во время процесса напыления, высокая трудоемкость и нестабильное качество покрытия из-за человеческого фактора.

Лазерная наплавка — это метод обработки поверхности, при котором лазер быстро расплавляет наплавляемый материал на поверхности подложки, а затем быстро затвердевает его, образуя высокоэффективный функциональный слой, который формирует металлургическую связь с подложкой [10]. Лазерная наплавка обладает преимуществами концентрированной энергии, низкой степени разбавления, хороших характеристик наплавляемого слоя и простоты автоматизации. Кроме того, диаметр пятна может достигать менее 1 мм, а контроль более точен по сравнению с другими методами обработки поверхности [11]. Солтанипур и др. [12] исследовали влияние параметров процесса лазерной наплавки на микроструктуру порошкового наплавляемого слоя Stellite6 на подложке из нержавеющей стали X19CrMoNbVN11-1. Увеличение мощности лазера привело к увеличению количества ячеистых кристаллов на границе наплавляемого слоя и равноосных кристаллов на поверхности. Путем оптимизации параметров процесса был получен хорошо сплавленный и бездефектный наплавляемый слой. Максимилиан и др. [13] лазерная наплавка порошка сплава Stellite6 на поверхность серого чугуна и изучение влияния мощности лазера на степень разбавления, геометрию и твердость наплавленного слоя. Они обнаружили, что меньшая мощность приводит к более тонкой структуре и большему количеству карбидов, таким образом получая покрытие с более высокой твердостью. Ван Вэйдун и др. [14] провели многопроходную лазерную наплавку порошка сплава Stellite6 на поверхность штамповой стали H13 и обнаружили, что многопроходный наплавленный слой имеет более высокую твердость, чем однослойный наплавленный слой, и его продольные колебания твердости были больше, но это не повлияло на общую тенденцию изменения твердости. В конечном итоге, лазерная наплавка увеличила микротвердость и эффективно улучшила свойства поверхности.

Леунда и др. [15] использовали лазерную наплавку для получения слоев NiCr-WC на ​​внутренней стенке деталей с двойным цилиндрическим отверстием. Путем оптимизации параметров процесса подложка была предварительно нагрета до 350 °C, и был добавлен промежуточный буферный слой для уменьшения склонности к растрескиванию наплавленного слоя. Коэффициент использования наплавленного материала был улучшен за счет использования порошков неправильной формы, и в итоге был получен хорошо сформированный и превосходный наплавленный слой на внутренней стенке двойного цилиндрического отверстия длиной 300 мм и внутренним диаметром 110 мм. Чжу Миндун и др. [16] выполнили лазерную наплавку порошком сплава Stellite6 плоскости нержавеющей стали 304LN и внутренней стенки небольшого отверстия. Путем оптимизации параметров процесса плоскостной лазерной наплавки был получен слой наплавки с низким коэффициентом разбавления и без дефектов. Результаты испытаний на износ и коррозию показали, что лазерная наплавка улучшает износостойкость и коррозионную стойкость поверхности и внутренней стенки небольшого отверстия. В настоящее время исследования лазерной наплавки сплавов на основе кобальта в основном сосредоточены на порошковых материалах. Однако лазерная наплавка порошковых материалов имеет проблемы низкой эффективности использования материала и высокого загрязнения. Кроме того, разрывы в порошковых материалах легко приводят к воздействию лазера на подложку, вызывая большие термические напряжения. Для предотвращения трещин, деформаций и других проблем требуются определенные меры контроля температуры. Однако, благодаря лучшей связи между проволокой и лазером, меньшему контролю температуры и коэффициенту использования материала, близкому к 100%, эта технология получила широкое распространение [17]. Таким образом, в данной работе с помощью лазерной наплавки с подачей проволоки на подложку из нержавеющей стали 316L нанесено покрытие из кобальтового сплава Stellite6 толщиной 3 мм, изучено влияние процесса лазерной наплавки на степень разбавления и качество формирования наплавленного слоя, проанализировано влияние процесса наплавки на структуру и характеристики, а также представлена ​​экспериментальная основа для повышения износостойкости и срока службы поверхности нержавеющей стали 316L.

1 Экспериментальные материалы и методы

• Материалы для лазерной наплавки

Для испытаний была выбрана подложка размером 30 мм × 30 мм × 10 мм, материалом подложки являлась нержавеющая сталь 316L. В качестве материала покрытия использовалась сварочная проволока Stellite6 диаметром приблизительно 1.2 мм. Химический состав материала подложки и материала покрытия показан в таблице 1.

• Метод лазерной наплавки

В эксперименте использовался волоконный лазер YLS-4000, номинальный диаметр пятна составлял 200 мкм. В процессе наплавки для управления движением использовался шестиосевой промышленный робот MOTOMAN NX100, а для обеспечения соосного перемещения сварочной проволоки и лазера использовалось зажимное устройство для сварочной проволоки. Метод подачи проволоки — боковая подача. Перед наплавкой поверхность подложки полировали и очищали безводным этанолом для удаления примесей, таких как поверхностная оксидная пленка и масло. В процессе наплавки использовалась «дугообразная» траектория для выполнения многослойной наплавки на поверхности подложки. Толщина наплавленного слоя составляла 3 мм, и для достижения равномерной толщины на краю подложки наносился дополнительный слой, чтобы предотвратить обрушение расплавленной ванны. Для обсуждения в эксперименте были выбраны несколько репрезентативных групп параметров процесса наплавки с подачей лазерной проволоки, с учетом трех факторов: мощности лазера, скорости подачи проволоки и количества слоев наплавки. Конкретный план испытаний представлен в таблице 2. Остальные параметры процесса наплавки: степень перекрытия 50%, использование 99.9% чистого аргона в качестве защитного газа для коаксиальных соединений и расход газа 20 л/мин.

• Метод обнаружения

Из оболочки, расположенной вблизи середины и края, методом проволочной резки были вырезаны два блочных образца размером 5.5 мм × 4 мм × 10 мм, и элементы оболочки были количественно проанализированы с помощью портативного рентгенофлуоресцентного спектрометра ThermoScientific Niton XL5 Plus (XRF). В качестве объекта был взят Fe, степень разбавления рассчитывалась по формуле (1).

Где: слой ω

(Fe) — содержание железа в плакирующем слое; ω — базовое значение.

(Fe) — содержание железа в основном материале 316L, которое после рентгенофлуоресцентного анализа принимается за постоянную величину 71.329%; ω — материал

(Fe) — это содержание железа в материале оболочки.

Для резки проволоки использовалась технология резки проволоки, позволяющая получить 10 дюймов размером 12 мм × 10 дюймов.

Срезы размером 2 мм × 2 мм из поперечного сечения облицовочного слоя. После вставки срезы сначала пошагово полировали наждачной бумагой с зернистостью от 150 до 3000, а затем механически полировали до зеркального блеска с помощью абразива 2.5 мм.

Алмазная паста с размером частиц μm. Коррозионный раствор, приготовленный из 5 г

CuSO4

+50 мл HCl + 50 мл H2

О использовался для абразивной обработки

Образец выдерживали в течение 10 секунд, затем промывали спиртом и высушивали для получения металлографического образца. Макроскопическую морфологию поперечного сечения плакирующего слоя наблюдали с помощью стереоскопического микроскопа.

Макроскопический увеличитель AOSVI. Для наблюдения микроструктуры каждой микрообласти плакирующего слоя использовался инвертированный металлографический микроскоп ICX41, а для наблюдения микроструктуры при большем увеличении — настольный сканирующий электронный микроскоп (СЭМ) TM4000Plus. Для анализа методом линейного и точечного сканирования использовался спектр EDS. Для измерения микротвердости плакирующего слоя в продольном направлении и на расстоянии 0.5 мм от поверхности в поперечном направлении использовался микротвердомер Виккерса HV-1000TPTA. Параметры измерения твердости: нагрузка 500 г и время выдержки 10 с. Для проведения испытаний на сухое трение и износ подложки и плакирующего слоя при комнатной температуре использовался прибор для измерения трения и износа MFT-5000. Режим трения – шарик-диск, в качестве партнера по трению использовался керамический шарик из Si3N4 диаметром 6.35 мм, а условия испытания на трение были следующими: нагрузка 35 Н, скорость 300 об/мин, время износа 30 мин, радиус износа 4.5 мм. До и после износа для измерения увеличения и уменьшения веса использовались прецизионные весы (точность 0.1 мг). Морфология поверхности образца после износа наблюдалась с помощью лазерного сканирующего микроскопа OLS51003D, а микроскопическая морфология износа – с помощью сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) и энергодисперсионной спектроскопии (ЭДС).

2 Экспериментальные результаты и обсуждение

2.1 Макроморфологический анализ плакирующего слоя

На рисунке 1 показаны результаты исследования макроскопической морфологии поперечного сечения и степени разбавления слоев наплавки, полученных лазерной подачей проволоки при различных процессах. Сравнивая Схему 1 и Схему 2, можно заметить, что степень разбавления двух слоев наплавки значительно ниже, чем одного слоя. Разница в степени разбавления между краевым и средним положениями слоя наплавки в Схеме 2 невелика, что указывает на то, что двухслойный процесс наплавки способствует равномерности степени разбавления. Толщина второго слоя в среднем положении слоя наплавки в Схеме 2 меньше, тогда как толщина второго слоя на краевом положении больше. Это объясняется тем, что при достижении лазерной наплавкой краевого положения и высокой мощности лазера температура слоя наплавки при низкой скорости подачи проволоки накапливается слишком высоко, что приводит к схлопыванию расплавленной ванны и чрезмерному плавлению первого слоя. Из линий плавления на схемах 1 и 2 также видно, что ближе к краю расплавляется больше основного материала, что также связано с накоплением температуры.

Сравнивая Схему 2 и Схему 3, можно заметить, что при снижении мощности лазера с 3200 Вт до 2600 Вт и увеличении скорости подачи проволоки с 40 мм/с до 55 мм/с, степень разбавления плакирующего слоя в Схеме 3 значительно снижается, а разница в степени разбавления между краем и серединой становится меньше и более равномерной. Линия сплавления в Схеме 3 более прямая, чем в Схеме 2, что указывает на меньший эффект накопления температуры и меньшее расплавление подложки по краям. Толщина второго слоя в Схеме 3 также более равномерна по краям и в середине, что также указывает на меньший эффект накопления температуры. С учетом степени разбавления и формирования плакирующего слоя, Схема 3 определена как оптимальный параметр процесса лазерной наплавки с подачей проволоки.

2.2 Микроструктура плакирующего слоя

Микроструктура наплавленного слоя для каждой технологической схемы была исследована, как показано на рисунке 2. Видно, что микроструктуры наплавленных слоев, полученных лазерной подачей проволоки, для всех трех технологических схем схожи и представляют собой доэвтектические структуры, состоящие из белой дендритной структуры и серо-черной межзеренной сетчатой ​​структуры. От основания наплавленного слоя к его вершине серо-черная межзеренная структура постепенно увеличивается, а белая дендритная структура постепенно уменьшается. Это явление более очевидно в структуре схемы 3, поскольку в ней используется меньшая мощность лазера и более высокая скорость подачи проволоки, что приводит к более низкой степени разбавления. От основания наплавленного слоя к его вершине морфология зерен условно разделена на четыре области: область плоского кристалла, область ячеистого и столбчатого кристалла, область дендритов и область равноосного кристалла.

В нижнем слое облицовочного материала наблюдается явная граница раздела между облицовочным слоем и подложкой, а именно линия сплавления, что указывает на хорошее металлургическое соединение облицовочного слоя и подложки. На линии сплавления расплавленный материал находится в непосредственном контакте с подложкой, температурный градиент (G) на границе раздела твердое тело-жидкость велик, скорость затвердевания (R) мала, а отношение G/R велико, что приводит к росту кристаллов облицовочного слоя в виде плоских кристаллов. По мере продвижения границы раздела твердое тело-жидкость вверх от основания, тепло постепенно накапливается, температурный градиент уменьшается, а скорость затвердевания увеличивается, то есть отношение G/R уменьшается, что приводит к образованию очень узкой зоны переохлаждения состава на передней границе раздела твердое тело-жидкость. Кристаллы растут вдоль направления с наиболее высокой скоростью охлаждения, а другие направления роста подавляются, что приводит к образованию выпуклостей, ячеистых и столбчатых кристаллов.

В середине плакирующего слоя граница раздела твердой и жидкой фаз смещается дальше к центру плакирующего слоя, отношение G/R дополнительно уменьшается, и кристаллическая структура постепенно изменяется от крупных столбчатых кристаллов к столбчатым дендритам, которые в основном состоят из крупных первичных дендритов и тонких вторичных дендритов. Направление роста дендритов зависит от направления теплового потока и кристаллографической ориентации. При наплавке второго слоя его термический цикл воздействует на поверхность первого слоя, вызывая его частичное расплавление и проявление характеристик сокристаллизации со вторым плакирующим слоем, что приводит к росту его зерен. Сравнивая рисунки 2 (a2), (b2) и (c2), можно заметить, что более низкая мощность лазера и более высокая скорость подачи проволоки в схеме 3 приводят к более выраженной серо-черной межзеренной структуре; а разница в размере зерен между вторым и первым слоями становится более очевидной, с большим количеством дендритов. Более высокотемпературный термический цикл при наплавке второго слоя приводит к росту зерен первого слоя, в то время как меньшая мощность лазера и более высокая скорость подачи проволоки приводят к образованию мелких зерен второго слоя.

Верхняя часть облицовочного слоя находится в непосредственном контакте с воздухом, что обуславливает более высокую скорость теплопередачи, более высокую скорость затвердевания, очень малое отношение G/R, а кристаллы в основном представляют собой мелкие ненаправленные дендриты и равноосные кристаллы. Сравнивая рисунки 2 (a3), (b3) и (c3), можно заметить, что на схеме 3 наблюдается больше серо-черных межзеренных структур, и эти структуры явно более мелкие из-за низкой мощности лазера и высокой скорости подачи проволоки.

Распределение элементов в слое лазерной проволоки в продольном направлении при оптимальном процессе по схеме 3 было исследовано, и результаты показаны на рисунке 3. Видно, что от подложки к слою наплавки содержание элемента Co увеличивается, а содержание элемента Fe уменьшается. Содержание элементов изменяется ступенчато, при этом место изменения находится на линии сплавления и между первым и вторым слоями, что указывает на хорошее сплавление слоя наплавки с подложкой, а двухслойное наплавление способствует снижению степени разбавления верхнего слоя. При схеме 3 лазер и сварочная проволока хорошо соединены, и при наплавке последний слой меньше плавит предыдущий.

Микроструктура наплавленного слоя, полученного лазерной проволокой в ​​оптимальном процессе по схеме 3, была исследована с помощью СЭМ, как показано на рисунке 4. Видно, что микроструктура наплавленного слоя, полученного лазером на Stellite6, представляет собой типичную доэвтектическую структуру, состоящую из дендритной проэвтектической структуры (А) и сетчатой ​​эвтектической структуры (В). Эвтектическая структура в нижней части наплавленного слоя менее скелетообразная, в то время как эвтектическая структура в верхней части наплавленного слоя более сетчатая, что согласуется со структурными характеристиками, наблюдаемыми под оптическим микроскопом. Типичные структурные области (А и В) наплавленного слоя были дополнительно исследованы. Результаты показаны в таблице 3. Дендритная проэвтектическая структура (А) содержит больше элементов Co и представляет собой твердый раствор, обогащенный Co. Сетчатая эвтектическая структура (В) содержит больше элементов C, Cr и W. Предполагается, что это в основном эвтектические карбиды Cr и W. Ху Сиюнь [18] также сообщил, что структура лазерного наплавочного слоя Stellite6 представляет собой проэвтектический твердый раствор и эвтектические карбиды, что аналогично ситуации в данной статье. По сравнению с нижней частью наплавочного слоя, верхняя часть наплавочного слоя имеет более выраженное распределение эвтектических карбидов, что указывает на то, что двухслойный процесс наплавки способствует увеличению содержания карбидов в верхнем слое за счет снижения степени разбавления.

2.3 Характеристики облицовочного слоя

Твердость плакирующего слоя, питаемого лазерной проволокой, для каждой схемы была измерена в продольном и поперечном направлениях, результаты показаны на рисунке 5. Как видно из рисунка 5 (а), твердость подложки 316L составляет 180-230 HV, что значительно ниже твердости плакирующего слоя. Твердость подложки вблизи линии сплавления незначительно увеличивается. От подложки к плакирующему слою твердость значительно возрастает. В схемах 2 и 3 используется двухслойный процесс плакирования от основания к верху плакирующего слоя, и твердость демонстрирует ступенчатое увеличение. То есть, наблюдается значительное изменение твердости плакирующего слоя в области толщины 1.8-2 мм, что согласуется с тенденцией изменения элементов, показанной линейным сканированием EDS на рисунке 3, указывая на то, что двухслойный процесс плакирования может улучшить твердость верхней части плакирующего слоя за счет снижения степени разбавления. По сравнению со Схемой 2, Схема 3 имеет низкую мощность лазера и высокую скорость подачи проволоки. Твердость второго плакирующего слоя выше и составляет 450-550 HV. Верхняя часть плакирующего слоя Схемы 3 имеет больше эвтектических карбидных структур, распределенных в виде сетки, а также более тонкие дендриты и равноосные кристаллы, что способствует повышению его твердости. На рисунке 5 (b) показана равномерность твердости плакирующего слоя в поперечном направлении. Тенденция изменения твердости плакирующего слоя каждой схемы аналогична результатам испытаний продольной твердости. Поперечная твердость плакирующего слоя Схемы 3 находится в диапазоне от 450 до 550 HV, что свидетельствует о ее относительной равномерности. Твердость в центре плакирующего слоя немного выше, чем в области, расположенной вблизи краев. Это объясняется главным образом тем, что при плакировании до края происходит накопление тепла, что приводит к повышению температуры. При облицовке по краю расплавленной подложки количество расплавленного субстрата несколько больше, степень разбавления несколько выше, а зерна крупнее.

Испытания на трение и износ проводились на подложке из стали 316L и слое лазерной наплавки Stellite6 по схемам 1 и 3. Были сравнены и проанализированы характеристики трения и износа подложки, однослойной и двухслойной наплавки. Результаты показаны на рисунке 6. На рисунке 6 (а) показано, что коэффициенты трения всех трех образцов резко изменялись в начале, на стадии приработки. Это связано с наличием шероховатости поверхности и неровностей контактной поверхности на микроскопическом уровне, что приводило к значительным колебаниям коэффициента трения. Впоследствии коэффициент трения стремился к стабилизации, поскольку микроскопические выступы на контактной поверхности сглаживались [19]. На стадии стабильного износа коэффициент трения подложки из стали 316L составлял в среднем 0.47, что было выше, чем коэффициенты трения однослойной наплавки (0.37) и двухслойной наплавки (0.37). На рисунке 6 (b) сравнивается и анализируется потеря веса трех образцов до и после износа. Потеря веса подложки из стали 316L составляет 11.5 мг, в то время как потеря веса износостойкого слоя Stellite6 после нанесения одного слоя составляет 7.3 мг, что на 36.5% меньше, чем у подложки; потеря веса износостойкого слоя Stellite6 после нанесения двух слоев составляет 5.3 мг, что на 53.9% меньше, чем у подложки. Таким образом, слой лазерной наплавки Stellite6 может улучшить износостойкость подложки из стали 316L, а износостойкость двухслойного процесса наплавки лучше.

На рисунке 7 показана морфология следов износа трех образцов после фрикционного износа. На рисунках 7 (a), (d) и (g) видно, что след износа подложки из стали 316L широкий и глубокий; в то время как след износа слоя лазерной наплавки Stellite6 узкий и мелкий, и на макроскопическом уровне имеется небольшое количество борозд; след износа двухслойной наплавки уже и мельче, и на нем больше борозд. На рисунках 7 (c), (f) и (i) показаны поперечные морфологические профили следов износа трех образцов. Ширина износа подложки из стали 316L составляет 1380 мкм, а максимальная глубина износа — 41.5 мкм; в то время как ширина износа слоя наплавки составляет 867.5 мкм, что значительно меньше, чем у подложки, а максимальная глубина износа составляет 43.8 мкм, что эквивалентно подложке; Ширина износа двухслойного покрытия составляет 750 мкм, что является наименьшим показателем, а максимальная глубина износа — 29.0 мкм, что также является наименьшим показателем. Таким образом, слой лазерной наплавки Stellite6 может уменьшить ширину и глубину износа подложки из стали 316L, а двухслойный процесс наплавки может уменьшить их еще больше.

Для характеристики морфологии износа трех образцов дополнительно использовалась СЭМ, как показано на рисунке 8. На рисунке 8 (a), (c) и (e) видно, что бороздчатая структура лазерной наплавки Stellite6 более выражена, чем у подложки 316L. Край износа подложки 316L четко виден выдавленным и скопившимся из-за пластической деформации во время износа; явление выдавливания на краю износа наплавленного слоя менее выражено, и край износа наплавленного слоя относительно гладкий. Результаты линейного сканирования EDS показывают, что в месте износа подложки 316L наблюдается выступ в содержании O, что указывает на то, что тепло, выделяемое при трении и износе, вызвало его окисление, в то время как содержание O на поверхности износа наплавленного слоя и наплавленного слоя практически не изменяется, что указывает на небольшую степень окисления во время износа. При дальнейшем увеличении изображения износа, как показано на рисунке 8 (b), (d) и (f), на подложке из стали 316L можно наблюдать пластическую деформацию, растрескивание, отслоение материала и явление адгезионного износа с образованием продуктов износа. Это связано с тем, что матрица 316L относительно мягкая. Когда сила сдвига во время трения и износа превышает предел текучести 316L, матрица подвергается пластической деформации, образуя крошечные отверстия и микротрещины. По мере увеличения времени износа микротрещины расширяются, и матрица отслаивается слоями. На изображении износа можно наблюдать небольшое количество борозд, что указывает на то, что износ матрицы 316L в основном представляет собой адгезионный износ и небольшое количество абразивного износа. Ван и др. [20] также сообщали о подобных характеристиках износа нержавеющей стали 316L. Явление пластической деформации в процессе износа наплавленного слоя выражено слабо, в основном наблюдается большое количество бороздчатой ​​морфологии, что указывает на то, что форма износа преимущественно абразивная и незначительно адгезионная. Лазерная наплавка Stellite6 содержит твердый раствор Cr, W и других элементов, что повышает твердость и сопротивление деформации наплавленного слоя. Сетки эвтектических карбидов, существующие между зернами, действуют как твердые точки, дополнительно препятствуя деформации матрицы. Во время износа твердые карбиды частично отслаиваются из-за концентрации напряжений, образуя ямки. Отслоившиеся твердые частицы действуют как абразивы, вызывая образование бороздчатой ​​морфологии в наплавленном слое. Морфология износа двух наплавленных слоев аналогична морфологии одного наплавленного слоя. Явление пластической деформации дополнительно снижено, и форма износа соответствует форме износа одного наплавленного слоя.

Заключение 3

• Сплав Stellite6 был нанесен на поверхность нержавеющей стали 316L методом двухслойной лазерной наплавки проволокой. Путем регулирования параметров процесса удалось получить наплавленный слой толщиной около 3 мм с хорошей структурой и без дефектов, таких как включения и трещины. Степень разбавления в центре и по краям наплавленного слоя относительно равномерна и составляет менее 5%.
• Микроструктура наплавленного слоя, полученного методом лазерной проволочной подачи, представляет собой доэвтектическую структуру, а именно, дендритный твердый раствор, обогащенный кобальтом, и сетку эвтектических карбидов хрома и вольфрама. Эвтектических карбидов меньше в нижней части наплавленного слоя и больше в верхней. Меньшая мощность лазера и более высокая скорость подачи проволоки приводят к образованию большего количества сетевых эвтектических карбидов в верхней части наплавленного слоя. (3) От подложки к первому наплавленному слою, а затем ко второму наплавленному слою твердость наплавленного слоя, полученного методом лазерной проволочной подачи Stellite6, ступенчато увеличивается в продольном направлении и, наконец, стабилизируется после достижения толщины 1.8 мм; твердость наплавленного слоя относительно равномерна в поперечном направлении вблизи поверхности, варьируясь от 450 до 550 HV, при этом твердость в центре немного выше, чем на краю, что связано с накоплением тепла во время наплавки. (4) Износостойкость наплавленного слоя, питающего лазерную проволоку, оценивалась с помощью испытаний на трение и износ. Результаты показывают, что режим износа наплавленного слоя изменяется от адгезионного износа подложки 316L к абразивному износу из-за наличия твердого раствора Cr, W и других элементов, а также большого количества твердых карбидов в сетчатой ​​структуре, что значительно повышает износостойкость подложки. Коэффициент трения наплавленной поверхности с двумя слоями наплавления составляет 0.37, а потеря веса снижается на 53.9% по сравнению с подложкой.