Y2O3含量對38CrMoAl鋼表面激光合金化WC/Ni金屬陶瓷組織與性能的影響

韓立影，王存山，馮 巧

(1大連理工大學(xué) 三束材料改性教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 大連 116024； 2遼寧科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，遼寧 鞍山 114051)

Y2O3含量對38CrMoAl鋼表面激光合金化WC/Ni金屬陶瓷組織與性能的影響

韓立影1,2，王存山1，馮 巧1

(1大連理工大學(xué) 三束材料改性教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 大連 116024； 2遼寧科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，遼寧 鞍山 114051)

采用激光合金化技術(shù)，在38CrMoAl鋼表面制備不同Y2O3含量的WC/Ni合金化層。利用X射線衍射儀(XRD)、掃描電鏡(SEM)、電子探針(EPMA)、顯微硬度計和摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)，系統(tǒng)研究合金化層的相組成、顯微組織、顯微硬度及摩擦磨損性能隨Y2O3含量的變化規(guī)律。結(jié)果表明：不同Y2O3含量的合金化層皆是由γ-(Fe,Ni) 、基體馬氏體、M3C及WC相組成，其中納米WC顆粒主要分布在合金化層上部的枝晶間，而微米WC顆粒則分布于合金化層底部邊緣區(qū)，且在顆粒邊緣形成有明顯的外延生長層。隨著Y2O3含量的增加，具有亞共晶形貌特征的凝固組織逐漸細(xì)化，γ-(Fe,Ni)和M3C數(shù)量增多，基體馬氏體數(shù)量略有減少。但當(dāng)Y2O3含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)超過1.0%時，凝固組織開始有所粗化。隨Y2O3含量增加，合金化層硬度呈先增后降、摩擦因數(shù)和磨損失重呈先減后增的變化趨勢。當(dāng)Y2O3含量為1.0%時，合金化層硬度(781HV0.2)最高，為基體的2.4倍；摩擦因數(shù)和磨損失重最小，分別為基體的17%和8.9%。

激光合金化；WC/Ni；Y2O3；顯微組織；性能

激光表面合金化技術(shù)是在高能量激光束的照射下，使基體材料表面一薄層與所加入的合金化元素快速熔融、擴(kuò)散、凝固，在短時間內(nèi)即可獲得目標(biāo)化學(xué)成分和性能的改性層[1-3]。該技術(shù)具有工藝簡單、成本低、加熱效率高、合金化元素利用率高、所得合金化層成分均勻等優(yōu)點(diǎn)[4,5]。利用該技術(shù)可在一些價格低廉，表面性能不夠優(yōu)越的母材表面制備出耐磨損、耐疲勞、耐腐蝕的表面合金化層，從而大幅度提高材料使用壽命，具有可觀的經(jīng)濟(jì)效益，因此該技術(shù)已引起人們廣泛關(guān)注[6]。目前激光合金化研究的材料體系包括金屬及金屬陶瓷，其中金屬陶瓷顆粒由于其特殊的結(jié)合相而不易氧化分解，從而使合金化層具備了高硬度、耐磨等特點(diǎn)[7-9]。Sun等在球墨鑄鐵表面激光合金化B4C，WC，TiC 及 Cr2C3混合粉末，所得合金化層的耐磨性約為基體的1.6倍[10]。Yan在球墨鑄鐵表面激光合金化TiC及Cr2C3混合粉末，所得合金化層較基體硬度和耐磨性顯著增加[11]。但陶瓷顆粒與基體金屬的熱物性參數(shù)差異較大，相容性較差，界面會因形成不良反應(yīng)物而使強(qiáng)度和韌性降低，易使合金化層出現(xiàn)細(xì)小裂紋與孔洞，在重載荷作用下，陶瓷顆粒有可能剝離金屬基體[12]。而Y2O3具有細(xì)化晶粒、微合金化、改善晶界狀態(tài)、減少內(nèi)應(yīng)力及抑制柱狀晶生長等作用。Li等研究結(jié)果表明Y2O3可起到非均質(zhì)形核、降低熔池溫度、阻礙晶粒長大、細(xì)化組織、改善強(qiáng)度和塑性、減少內(nèi)應(yīng)力的作用[13-15]。吳岸琪等在40Cr鋼表面激光合金化Mo+Y2O3復(fù)合粉末[3]，譚友宏等在60CrMnMo鋼表面激光合金化WC-B4C-Y2O3復(fù)合粉末[16]，結(jié)果表明適量Y2O3可明顯改善合金化層組織和性能，并降低裂紋敏感性。但這些研究主要側(cè)重于工藝層面上，對于Y2O3細(xì)化機(jī)制的主控因素，以及硬質(zhì)顆粒相的分布特征等問題缺乏必要的研究。為此，本工作以不同Y2O3含量的WC/Ni粉末對38CrMoAl調(diào)質(zhì)鋼進(jìn)行激光表面合金化處理，系統(tǒng)研究了Y2O3含量對合金化層組織及性能的影響，并對Y2O3細(xì)化組織機(jī)制及WC溶解和分布進(jìn)行系統(tǒng)研究。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

選取尺寸為15mm×15mm×10mm的調(diào)質(zhì)態(tài)38CrMoAl鋼為基體材料，其化學(xué)成分如表1所示。選用粒度為45～180μm的Ni包WC(WC/Ni)粉體為合金化基質(zhì)材料，其化學(xué)成分為5.1～5.5C，11.0～13.0Ni，其余為W，其形貌如圖1所示。選取粒度為45～180μm的Y2O3為添加劑，其添加量分別為0%，0.5%，1.0%和1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)。首先將充分混合的合金化粉體預(yù)涂敷于基材表面(預(yù)置厚度約為0.3mm)。然后采用5kW橫流CO2激光器在不同的工藝參數(shù)下進(jìn)行激光合金化，得到最佳的工藝參數(shù)：激光功率為2.3kW，光斑直徑為4mm，搭接率為50%，掃描速率為4mm/s。

表1 38CrMoAl鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖1 WC/Ni粉末顆粒形貌圖Fig.1 Morphology of WC/Ni powder particles

利用XRD-6000型X射線衍射儀(Cu靶，掃描速率4(°)/min)、JSM-5600LV型掃描電子顯微鏡和EPMA-1600型電子探針對試樣的顯微組織、物相、磨損形貌進(jìn)行分析；利用HV-1000A型顯微硬度計測試試樣橫截面硬度，所加載荷為1.96N，加載時間為15s，沿合金化層的橫截面由表及里進(jìn)行測量，步長為0.1mm，每個步長測量3次，取其算術(shù)平均值；在Ms-1試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，采用環(huán)塊干滑動磨損方式，下試樣為尺寸10mm×10mm×15mm合金化樣品，上試樣為φ40mm×10mm的GCr15圓環(huán)，所施加的法向載荷為100N，摩擦力矩為15N·m，轉(zhuǎn)速為90r/min，磨損時間為30min。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖2所示為添加1.0%Y2O3合金化層的X射線衍射圖譜。由圖2可見，其主要是由γ-(Fe,Ni)、基體馬氏體、M3C和WC相所組成。

圖2 1.0%Y2O3合金化層的X射線衍射圖譜Fig.2 X-ray diffraction pattern of the layer containing 1.0%Y2O3

圖3所示為上述合金化層橫截面的SEM形貌。按照組織差異，整個合金化層可分為合金化區(qū)、界面結(jié)合區(qū)、熱影響區(qū)和基體4個亞層區(qū)。由圖3(a)可見，合金化區(qū)表面組織具有典型的亞共晶形貌特征，是由樹枝晶及分布其間的共晶組織組成。EPMA分析表明，枝晶內(nèi)除含有Fe，Cr和C元素外，尚含有一定化學(xué)計量比的W和Ni元素，且C含量較原始基體有明顯增加，其具體化學(xué)成分為Fe93.17Cr1.04C1.95W2.80Ni1.04(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)。而共晶組織中的平均C含量達(dá)到3.05%。這意味著在激光熔覆過程中WC/Ni發(fā)生了溶解。結(jié)合XRD的定量分析，可初步判斷樹枝晶主要為γ-(Fe,Ni)相，枝晶間的共晶組織則主要是由γ-(Fe,Ni)和M3C型碳化物組成?？赏茰y合金化層在非平衡凝固過程中的組織演化過程為：首先是WC/Ni顆粒發(fā)生溶解，使其周圍的液相成分由亞共析成分向亞共晶成分偏移，隨著凝固溫度的降低，開始析出γ-(Fe,Ni)樹枝晶；當(dāng)凝固溫度達(dá)到共晶轉(zhuǎn)變溫度時，剩余液相發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，形成γ-(Fe,Ni)+M3C共晶組織；在隨后固態(tài)急速冷卻過程中，先析出γ-(Fe,Ni)和共晶γ-(Fe,Ni)，本應(yīng)發(fā)生馬氏體相變，但因W，Ni對γ-(Fe,Ni)的穩(wěn)定作用，使發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的Ms點(diǎn)降低，這在一定程度上抑制了馬氏體相變的發(fā)生，致使室溫組織中含有大量的殘留奧氏體相。隨著離表面距離的增加，由于凝固速率的降低和溫度梯度的增加，樹枝晶主桿逐漸變長，二次枝晶臂發(fā)展越加充分(圖3(b))，在合金化層與基體之間的界面結(jié)合區(qū)出現(xiàn)了具有定向生長特征的粗大柱狀晶(圖3(c))。而在與界面結(jié)合區(qū)相鄰的熱影響區(qū)，因其受熱溫度高于奧氏體相變溫度，快速冷卻后形成了細(xì)小的板條、針狀馬氏體和少量的殘留奧氏體組織(圖3(d))，且受徑向溫度梯度分布的影響，其組織隨著離表面距離的增加而逐漸過渡至原始回火組織。

圖4為合金化區(qū)背散射電子像和元素的面分布圖譜。由圖4可以看出，硬質(zhì)WC相的大小、數(shù)量和分布是決定合金化層組織和性能的重要因素。在SEM背散射電子原子序數(shù)襯度成像下，發(fā)現(xiàn)位于合金化上部的枝晶間分布有納米尺寸的白亮顆粒相(圖4(a))。進(jìn)一步EPMA面成分分析表明，這些納米顆粒主要含有W和C兩種元素(圖4(b)和4(c))。結(jié)合XRD分析，可以判斷其為WC相。納米WC的形成可能與以下兩個過程有關(guān)：一是在激光合金化過程中原始WC顆粒發(fā)生了溶解，并固溶于奧氏體初晶內(nèi)。隨著凝固過程的進(jìn)行，W，C元素在奧氏體初晶中固溶度降低，將從枝晶內(nèi)排出一部分W，C原子至晶間區(qū)，最終形成了納米WC顆粒；另一個過程是原始WC顆粒在激光合金化過程中直接溶解至納米尺寸，并在體積力、黏滯阻力和分子力的綜合作用下，被凝固的奧氏體初晶推移至晶間區(qū)。

圖3 Y2O3含量為1.0%時WC/Ni合金化層橫截面組織形貌 (a)合金化區(qū)表面；(b)合金化區(qū)中部；(c)界面結(jié)合區(qū)；(d)熱影響區(qū)Fig.3 Cross-section morphology of the layer containing 1.0%Y2O3 (a)surface of the alloying zone；(b)middle zone of the alloying zone；(c)interface；(d)heat-affected zone

圖4 合金化區(qū)背散射電子像和元素的面分布 (a)背散射電子像；(b)C元素面分布；(c)W元素面分布Fig.4 Back scattered electron image and element area distribution of alloying layer(a)back scattered electron image;(b)area distribution of C element;(c)area distribution of W element

圖5為WC顆粒的分布，線成分分析及其周圍組織形貌圖。由圖5可見，除分布于枝晶間納米WC顆粒外，在合金化區(qū)底部邊緣區(qū)尚可發(fā)現(xiàn)一些尺寸較大的WC顆粒(圖5(a))。在高倍視場下對WC顆粒進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，在其邊緣形成了外延生長層(圖5(b))。EPMA點(diǎn)成分分析表明，外延生長層內(nèi)除W和C外，還發(fā)現(xiàn)有Fe，Ni等元素的存在，其平均化學(xué)成分為W44.48C2.45Fe51.16Ni0.94Cr0.97。這意味著WC顆粒界面附近有元素互擴(kuò)散現(xiàn)象的發(fā)生。EPMA線成分分析進(jìn)一步證實(shí)了這種現(xiàn)象的發(fā)生。如圖5(b)所示，由于WC顆粒對激光高的吸收率而導(dǎo)致其界面能的提高和原子活性的增強(qiáng)，在WC顆粒周圍出現(xiàn)了明顯的擴(kuò)散帶，且隨著離WC距離的增加，元素W，C的含量逐漸降低，元素Fe，Ni的含量則逐漸增加。這種擴(kuò)散帶的形成為WC顆粒與基體之間發(fā)生化學(xué)反應(yīng)形成外延生長層創(chuàng)造了有利條件，而隨著外延生長層的形成與生長，勢必會導(dǎo)致WC顆粒發(fā)生溶解。此外，通過與原始WC顆粒形貌進(jìn)行對比可以推斷，除上述擴(kuò)散反應(yīng)溶解外，WC發(fā)生溶解的另一種可能機(jī)制為尖角-均勻溶解。根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相顆粒的溶解度與曲率半徑有關(guān)，由于WC的尖角處的曲率半徑更小，使得與尖角處接觸的基體中含有更高的碳濃度，將引起C從尖角處向曲率半徑大的低C區(qū)擴(kuò)散，為了維持界面平衡，WC尖角處將發(fā)生溶解而釋放更多的C，如此往復(fù)，最終使得尖角處的曲率半徑逐漸增大，使WC由不規(guī)則多邊形變?yōu)闄E球狀。正是由于上述兩種機(jī)制相輔相成的作用，導(dǎo)致高熔點(diǎn)WC顆粒在很短的激光作用下發(fā)生溶解。WC顆粒的溶解不僅使其自身形態(tài)發(fā)生變化，也使顆粒間的凝固組織發(fā)生了相應(yīng)的改變。通過對圖5(c)中顆粒周圍的白亮樹枝晶進(jìn)行多處選區(qū)EPMA點(diǎn)成分分析發(fā)現(xiàn)，這些樹枝晶的化學(xué)成分與顆粒外延生長層的成分十分相近(見表2)。由此可以判斷，這些樹枝晶的形成是在外延生長層生長過程中，由于其局部區(qū)域發(fā)生重熔后與顆粒脫離，或在合金熔體對流作用下發(fā)生破碎后漂移到顆粒周圍的液相區(qū)作為籽晶而生長成為樹枝晶。

圖5 WC顆粒的分布(a)、線成分分析(b)及其周圍組織形貌(c)Fig.5 Distribution (a), line composition analysis (b), and surrounding microstructure morphology (c) of WC particles

ElementMeasuringpoint1234C2．452．442．472．23Fe51．1751．3951．2851．63Ni0．940．991．021．15W44．4744．1644．2344．11Cr0．971．021．000．88

2.2 Y2O3含量對合金化層顯微組織的影響

圖6所示為不同Y2O3含量合金化層的X射線衍射圖譜。由圖6可見，Y2O3含量的變化并未改變合金化層的組成相，合金仍是由γ-(Fe,Ni)、基體馬氏體、M3C和WC相所組成。但利用參比強(qiáng)度法進(jìn)一步定量分析表明，隨Y2O3含量的增加，組織中γ-(Fe,Ni)和 M3C的相對含量逐漸增多，基體馬氏體和WC的相對含量則逐漸減少。這一變化趨勢主要是由于Y2O3有促進(jìn)WC/Ni顆粒分解的作用，而這種作用勢必會增加顆粒周圍液相中W，C和Ni元素的含量。這一方面將導(dǎo)致液相成分向共晶成分偏移，增加共晶M3C相的含量，另一方面會增加W，C和Ni元素在奧氏體中的固溶量，進(jìn)而降低馬氏體相變的Ms點(diǎn)，提高組織中殘留奧氏體的含量。

圖6 不同Y2O3含量合金化層X射線衍射圖譜Fig.6 X-ray diffraction patterns of the alloying layers containing different Y2O3 contents

不同Y2O3含量合金化層典型的組織形貌如圖7所示。由圖7可見，不同Y2O3含量合金化層皆呈現(xiàn)出亞共晶組織形貌特征。隨著Y2O3含量的增加，合金化層的組織逐漸細(xì)化，共晶組織的數(shù)量逐漸增多。但當(dāng)Y2O3含量超過1.0%時，合金化層的顯微組織開始略有粗化，且樹枝晶的生長取向性降低。這一實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)Y2O3含量在一定閾值內(nèi)，其有明顯細(xì)化合金化層組織作用。

Y2O3具有細(xì)化晶粒作用主要基于以下3個方面：(1)Y2O3作為表面活性物質(zhì)，由于吸附效應(yīng)易聚集在晶界表面，降低了臨界形核功；(2)Y2O3的平衡分配系數(shù)很小，其在液相中可完全溶解，但在固相中的溶解度極小，當(dāng)液相金屬凝固時，Y2O3將富集在正在生長的晶粒前沿，阻礙其長大，起到細(xì)化晶粒的作用[3]；(3)未熔化的Y2O3可作為非均質(zhì)形核的核心，提高形核率[17]。而Y2O3能否作為非均質(zhì)形核的核心主要與二維點(diǎn)陣錯配度相關(guān)，根據(jù)二維點(diǎn)陣錯配度公式[18]：

(1)

式中：(hkl)s為基底的一個低指數(shù)面；[uvw]s為(hkl)s上的一個低指數(shù)方向；(hkl)n為結(jié)晶相的一個低指數(shù)面；[uvw]n為(hkl)n上的一個低指數(shù)方向；d[uvw] s為沿[uvw]s的原子間距；d[uvw] n為沿[uvw]n的原子間距；θ為[uvw]s與[uvw]n間的夾角，在非均質(zhì)形核時，δ>12%的核心無效。通過計算(0001)Y2O3//(100)γ-Fe，(0001)Y2O3//(110)γ-Fe，(0001)Y2O3//(111)γ-Fe在1200℃的點(diǎn)陣錯配度分別為54.89%，38.11%及41.93%，錯配度均大于12%。這說明Y2O3作為非均質(zhì)形核的核心無效，由此可以判斷Y2O3細(xì)化組織主要是源于前兩種因素。另外，Y2O3有著凈化液相成分的作用，可與合金中的雜質(zhì)元素發(fā)生反應(yīng)，形成細(xì)小的稀土化合物，這些化合物成為非自發(fā)形核的核心，增加形核率，促進(jìn)晶粒細(xì)化。但過量Y2O3與雜質(zhì)元素形成的大量難熔化合物不易從熔池中上浮，勢必降低熔池中液態(tài)合金的流動性，使合金化層晶粒變得粗大[3]，因此，Y2O3含量應(yīng)控制在一定范圍內(nèi)。

2.3 Y2O3含量對合金化層顯微硬度的影響

圖8所示為不同Y2O3含量合金化層顯微硬度沿層深的分布曲線。由圖8可見，各合金化層顯微硬度沿層深的分布曲線皆呈現(xiàn)3個明顯的臺階，分別對應(yīng)合金化區(qū)、熱影響區(qū)和基體，其中合金化區(qū)因受固溶強(qiáng)化、共晶組織和馬氏體的形成、碳化物硬質(zhì)強(qiáng)化等機(jī)制的綜合作用，而具有最高的平均硬度值。但合金化區(qū)的硬度分布也非均勻的，由于晶粒由表及里的逐漸粗化，顯微硬度呈現(xiàn)出逐漸降低的變化趨勢。但在邊緣區(qū)因分布著顆粒較大的WC顆粒以及一些特殊碳化物，顯微硬度開始有所提高；在熱影響區(qū)，顯微硬度開始發(fā)生陡降，且隨著層深的增加，因由馬氏體組織逐漸向原始回火組織過渡，硬度也隨之進(jìn)一步降低。

隨著Y2O3含量的增加，雖然組織中馬氏體含量略有減少，但受M3C數(shù)量增多、晶粒細(xì)化及共晶組織數(shù)量增加這些主控因素的影響，合金化區(qū)的平均顯微硬度逐漸增加；當(dāng)Y2O3含量為1.0%時，其硬度最高可達(dá)781HV0.2，為未添加Y2O3合金化層硬度的1.24倍，為基體硬度的2.4倍；當(dāng)Y2O3含量超過1.0%時，盡管共晶組織的數(shù)量進(jìn)一步增加，但硬質(zhì)WC數(shù)量的降低，以及晶粒尺寸的增加，致使合金化區(qū)的平均顯微硬度略有降低。

圖7 不同Y2O3含量合金化區(qū)典型的組織形貌 (a)0.0%Y2O3；(b)0.5%Y2O3；(c)1.0%Y2O3；(d)1.5%Y2O3Fig.7 Typical SEM morphologies of the alloying layers containing different Y2O3 contents(a)0.0%Y2O3；(b)0.5%Y2O3；(c)1.0%Y2O3；(d)1.5%Y2O3

圖8 不同Y2O3含量合金化層顯微硬度沿層深分布曲線Fig.8 Microhardness curves of the cross-section of the alloying layers containing different Y2O3 contents

2.4 Y2O3含量對合金化層摩擦磨損性能的影響

圖9所示為合金化層的摩擦因數(shù)和磨損失重隨Y2O3含量的變化曲線。由圖9可見，隨著Y2O3含量的增加，合金化層的摩擦因數(shù)和磨損失重呈現(xiàn)出先減后增的變化趨勢，即在Y2O3含量為1.0%時，合金化層具有最低的摩擦因數(shù)和磨損失重，其減摩性和耐磨性優(yōu)于其他Y2O3含量的合金。此時合金化層的摩擦因數(shù)(0.2915)和磨損失重(8×10-5g)分別為未添加Y2O3合金化層摩擦因數(shù)(0.309)和磨損失重(3×10-4g)的94%和27%，為基體摩擦因數(shù)(1.732)和磨損失重(9×10-4g)的17%和8.9%。

圖9 合金化層的摩擦因數(shù)和磨損失重隨Y2O3含量的變化曲線Fig.9 The influence of Y2O3 content on friction coefficient and wear mass loss of the alloying layers

為了進(jìn)一步分析產(chǎn)生上述變化的內(nèi)在機(jī)制，在掃描電鏡下對38CrMoAl 鋼及合金化層磨損表面的形貌進(jìn)行觀察(圖10)。由圖10可見，在干滑動摩擦磨損過程中，因受硬度較高的GCr15摩擦副反復(fù)的犁削作用，38CrMoAl 鋼及各合金化層磨損表面皆出現(xiàn)了表征磨粒磨損特征的犁溝。根據(jù)磨粒磨損與硬度間關(guān)系可知，在磨粒磨損中，硬度是最重要的一個參數(shù)，當(dāng)材料硬度增加時，其抗磨粒磨損能力提高[19]。

對于當(dāng)前體系而言，由于GCr15摩擦副硬度(810HV0.2)遠(yuǎn)高于調(diào)質(zhì)態(tài)38CrMoAl鋼硬度(325HV0.2)，在摩擦磨損過程中，38CrMoAl鋼反復(fù)受到磨粒磨損作用，因而其磨粒磨損程度最嚴(yán)重，其表面的犁溝寬而深(圖10(a))。隨著Y2O3含量的增加，由于晶粒細(xì)化、共晶組織數(shù)量增加及硬質(zhì)WC顆粒的共同作用，合金化層硬度(628～781HV0.2)逐漸增加，有效地增加了合金化層的抗磨粒磨損能力，其磨損表面的犁溝逐漸變得窄而淺(圖10(b)～(d))，相應(yīng)的合金化層的減摩性和耐磨性也隨之提高；當(dāng)Y2O3含量超過1.0%時，合金化層組織開始粗化，硬度降低，其抗磨粒磨損能力下降，這使得磨損表面的犁溝開始變得寬而深，減摩性和耐磨性隨之降低(圖10(e))。此外，合金化層內(nèi)的殘留奧氏體不僅能增加基體的韌性，而且在反復(fù)切變應(yīng)力作用下易誘發(fā)其發(fā)生馬氏體相變，這對進(jìn)一步提高合金化層的抗磨粒磨損能力有著積極的促進(jìn)作用[20]。

3 結(jié)論

(1)不同Y2O3含量激光合金化層主要是由γ-(Fe,Ni)、基體馬氏體、M3C和WC相所組成。隨著Y2O3含量的增加，具有亞共晶組織形貌特征的凝固組織逐漸細(xì)化，γ-(Fe,Ni)和M3C數(shù)量增加，馬氏體數(shù)量減少；而當(dāng)Y2O3含量超過1.0%時，凝固組織略有粗化。

(2)在合金化層表面和中部區(qū)域的枝晶間分布有納米WC顆粒，而在合金化層的底部邊緣則分布著一些微米級WC顆粒，且在其邊緣存在有明顯的外延生長層。

(3)隨著Y2O3含量的增加，合金化層顯微硬度呈現(xiàn)出先增后減的變化趨勢，而摩擦因數(shù)和磨損失重則呈相反的變化趨勢。當(dāng)Y2O3含量為1.0%時，合金化層硬度(781HV0.2)最高，為基體的2.4倍；摩擦因數(shù)和磨損失重最小，分別為基體的17%和8.9%。

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(本文責(zé)編：楊 雪)

Influence of Y2O3Content on Microstructure and Properties of Laser Alloying WC/Ni Metal Ceramic on 38CrMoAl Steel

HAN Li-ying1,2,WANG Cun-shan1,FENG Qiao1

(1 Key Laboratory of Materials Modification by Laser,Ion and Electron Beams (Ministry of Education),Dalian University of Technology,Dalian 116024,Liaoning,China;2 School of Materials and Metallurgy,University of Science and Technology Liaoning,Anshan 114051,Liaoning,China)

WC/Ni reinforced layers with different Y2O3contents were fabricated on the surface of 38CrMoAl steel by laser alloying. The influence of Y2O3content on the phase composition, microstructure, microhardness and tribological performance of the alloying layers were investigatedviaX-ray diffraction, scanning electron microscopy, electron microprobe, Vickers hardness tester and friction wear testing machine. The results show that the alloying layers with different Y2O3contents all consist of γ-(Fe,Ni), martensite matrix, M3C, and WC phases. Nano-WC particles are mainly distributed between the dendrites in the top of the alloying layers, while the micro-scale WC particles with epitaxial growth layers are observed in the bottom of alloying layers. With the increase of Y2O3content, the solidified microstructure with hypoeutectic morphology gradually refines, the number of the γ-(Fe,Ni) and M3C increases, and the number of martensite matrix decreases slightly. When Y2O3content (mass fraction, the same below) is more than 1.0%, the solidified microstructure slightly coarsens. With the increase of Y2O3content, the hardness of the alloying layers increases first and then decreases; the friction coefficient and the wear mass loss exhibit the opposite trend. When the Y2O3content is 1.0%, the hardness of the alloying layer is the highest, which is 2.4 times of hardness of matrix; the friction coefficient and the wear mass loss are the lowest, which are 17% and 8.9% of the matrix respectively.

laser alloying;WC/Ni;Y2O3;microstructure;property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000926

TG162.21

A

1001-4381(2017)03-0080-08

中航工業(yè)產(chǎn)學(xué)研專項項目(CXY2012DG35)

2015-06-30；

2016-12-12

王存山(1963-)，男，副教授，博士，從事激光表面改性方面的研究，聯(lián)系地址：遼寧省大連市甘井子區(qū)凌工路2號大連理工大學(xué)鑄造中心410室(116024)，E-mail：laser@dlut.edu.cn