激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層組織及摩擦磨損性能

張磊，陳小明, 3，蘇建灝，張凱，諶寬，趙堅

激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層組織及摩擦磨損性能

張磊1, 2，陳小明1, 2, 3，蘇建灝1，張凱1，諶寬1, 2，趙堅1, 2

(1. 水利部產(chǎn)品質量標準研究所 浙江省水利水電裝備表面工程技術研究重點實驗室，杭州 310012；2. 水利部杭州機械設計研究所 水利機械及其再制造技術浙江省工程實驗室，杭州 310012；3. 北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室，北京 100083)

采用同軸送粉激光熔覆技術在45#鋼基材表面制備Fe-Mo-V-C合金涂層。采用X射線衍射儀(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)、能譜儀(EDS)等測試分析手段表征涂層的物相組成、組織形貌和元素分布。采用維氏硬度計和干滑動摩擦磨損試驗機測試涂層顯微硬度和摩擦磨損性能，并分析其摩擦磨損機理。結果表明：激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層的主要物相成分為α-Fe相與(α-Fe,Ni)、Fe4V、Fe9.7Mo0.3等鐵基合金相，VC、V8C7、VB、Fe3C等金屬間化合物相，以及鐵基金屬相與滲碳體組成的共晶組織；涂層致密均勻，細小的硬質顆粒在金屬基體中呈均勻、彌散、密集分布。當熔覆功率為1 600 W時，涂層平均顯微硬度達1 020 HV0.2，其耐磨性是基材的14倍。VC等硬質顆粒的“彌散強化”賦予涂層高硬度，在磨損過程中起到“扎釘”和“抗磨骨架”作用，大幅提高了鐵基涂層的耐磨性。

激光熔覆；Fe-Mo-V-C合金；涂層；顯微組織；摩擦磨損

磨損是機械部件在服役過程中主要的失效形式之一，尤其是工程機械、水利機械、交通機械等裝備的關鍵部件在工作中存在高載荷、沖擊、疲勞等復雜高強度工況，加速了材料磨損和部件失效，導致使用壽命大大縮短[1]。近年來激光熔覆技術的發(fā)展為金屬零部件的表面強化和再制造帶來新的手段，如激光熔覆鐵基、鎳基、鈷基合金涂層等[2]。其中，激光熔覆鐵基合金涂層由于與構件基材諸如鑄鐵、碳鋼、合金鋼等材料的主要成分相近，因而與之冶金結合性好且開裂敏感性較低，同時因成本較低而受到表面技術領域的廣泛關注。為進一步提高涂層硬度和耐磨性，學界普遍通過引入陶瓷相以獲得硬質相強化涂層，如WC、SiC、Cr3C2、TiC等[3?6]。然而上述硬質相與基體普遍存在潤濕性差、顆粒較大、分布不均勻等不足[7]，引起涂層脆性大、韌性不足和應力集中，導致高裂紋敏感性，尤其是在沖擊環(huán)境下易開裂。

釩(V)是一種強碳化物形成元素，VC具有硬度高、耐磨損、熔點高、熱力學穩(wěn)定性好及與基體相容性好等優(yōu)點，是理想的陶瓷增強相[7]。近年來，一些學者在激光熔覆VC改性鐵基涂層方面開展了研究。王曉榮等[8]利用激光熔覆將鈦鐵、釩鐵、鉻鐵與石墨原位反應制備了Fe-Ti-V-Cr-C合金耐磨涂層, TiC-VC和Cr7C3硬質相可提高涂層的硬度和耐磨性，但當鉻鐵加入量達到15%時涂層硬開裂，硬度止于700 HV0.3以下。宗琳等[9]研究了不同Ti含量的Fe-Ti-V-C系合金激光熔覆層的組織和硬度，發(fā)現(xiàn)Ti含量在14.7%時，(Ti,V)C含量及涂層硬度最高。張偉等[10]研究了不同原料配比和工藝參數(shù)下激光熔覆原位生成VC-Fe3C/ Fe-Ni涂層的組織與性能，表明涂層開裂敏感性受石墨含量影響較大。目前相關研究多采用原位生成VC，其涂層組織與性能受粉末配方和工藝控制影響較大，尤其是涂層中硬質相均勻性與涂層硬度的穩(wěn)定性有待改善，難以滿足實際應用需求。針對原位生成VC的不足，利用預合金化的VC改性鐵基合金粉末并通過激光熔覆制備涂層，可有效提高涂層組織成分的均勻性，因此相關工藝參數(shù)與組織性能調控研究對于VC增強鐵基合金涂層的應用具有重要意義，然而目前相關研究報道較少?；诖?，本研究選取預合金化Fe- Mo-V-C粉末和45#鋼分別作為涂層材料和基材，通過同軸送粉激光熔覆技術在基材表面制備Fe-Mo-V-C合金涂層，研究不同激光功率下涂層的組織成分和顯微硬度，并對比研究基材與涂層的摩擦磨損性能，以期為激光熔覆鐵基耐磨涂層的研究與應用提供有益 參考。

1 實驗

熔覆粉末材料采用Fe-Mo-V-C合金粉末(Metco 1030A)，粒度為53~150 μm?；w為45#鋼，粉末和基材主要化學成分如表1所列。將待熔覆基材表面磨削加工至粗糙度0.5 μm以下，在酒精中超聲波清洗去除污垢。激光熔覆前將粉末和基材置于烘箱中進行預熱處理。

采用德國LASERLINE公司LDF4000型光纖耦合半導體激光器和德國KUKA機器人制備涂層試樣，采用同軸送粉和多道搭接熔覆工藝。工藝參數(shù)如下：基材預熱溫度150 ℃，激光功率分別為1 400，1 600，1 800，2 000，2 200，2 400和2 600 W，掃描線速度10 mm/s，光斑直徑5 mm，搭接率40%，送粉速率0.5 r/min。采用荷蘭帕納科X′Pert Powder型X射線粉末衍射儀測定涂層的物相組成。將涂層橫截面磨拋后用4%硝酸酒精溶液腐蝕，采用德國ZEISS SUPRA55型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察截面組織形貌，采用附帶的能譜儀進行成分分析。采用德國BRUKER公司UMT Tribo Lab型摩擦磨損試驗機，進行線性往復式干滑動摩擦磨損試驗，對磨材料為Φ6.35 mm的Si3N4圓球，載荷為25 N，頻率為5 Hz，往復單程為10 mm，試驗時間為120 min。試驗結束后采用SEM觀察磨損表面微觀形貌，并采用美國Rtec UP型三維輪廓儀測試涂層磨損體積，根據(jù)下式計算涂層磨損率：

式中：f為體積磨損率，mm3/(N?m)；為磨損體積，mm3；為法向載荷，N；為滑動總位移，m。

表1 合金粉末和基材成分

2 結果與討論

2.1 物相成分

圖1所示為不同激光功率下的Fe-Mo-V-C熔覆層的XRD譜圖?？梢姴煌β氏碌耐繉覺RD譜圖基本一致，其物相成分無較大差異。分析可知，熔覆層的主要物相成分有α-Fe、(α-Fe, Ni)、Fe9.7Mo0.3、Fe4V等金屬及合金相，以及VC、V8C7、VB、Fe3C等金屬間化合物相。

圖1 不同激光功率下Fe-Mo-V-C合金熔覆層的XRD譜圖

2.2 組織形貌

當激光功率低于1 600 W時涂層易開裂，因此選擇1 600 W及以上功率制備的未開裂涂層對其組織形貌進行表征分析。圖2為激光熔覆Fe-Mo-V-C涂層中不同部位組織的微觀形貌。圖2(a)為1 600 W涂層整體組織形貌，可以看出熔覆層組織均勻致密，無孔隙、微觀裂紋等缺陷。圖2(b)為高倍下1 600 W涂層與基材界面的微觀組織形貌，可見涂層與基材界面清晰，呈良好的冶金結合。圖2(c)為高倍下1 600 W涂層截面的微觀形貌，可見熔覆層橫截面主要包括3種組織：彌散分布的細小粒狀或花瓣狀顆粒、周圍金屬基體胞狀組織和細小層片狀組織。

圖2(d)~(f)分別為不同激光功率下的熔覆層截面在高倍下的組織形貌?？梢娸^低功率1 600 W下涂層中彌散的顆粒呈細小且規(guī)則的球粒狀(1~2 μm)，金屬基體胞狀晶粒細??；隨激光功率提高，顆粒尺寸增大，形狀逐漸演變?yōu)榛ò隊畈②呌诓灰?guī)則化，同時基體組織晶粒尺寸變大；當功率提高至2 400 W時，顆粒為較大的不規(guī)則的多角狀(3~4 μm)，基體晶粒較為粗大。

為進一步探明涂層的組織成分，選取1600 W功率制備的涂層中3個組織區(qū)域進行EDS分析，結果如表2所列。可見I區(qū)域含大量V、C、B，結合XRD分析可知其主要成分為VC、V8C7、VB等硬質相；II區(qū)域主要元素為Fe，同時有較高含量的C，根據(jù)XRD中α-Fe峰判斷其主要成分應為鐵素體組織，固溶了一定量的Mo、Ni、V等合金元素，同時含有Fe9.7Mo0.3、Fe4V等鐵基金屬間化合物。III區(qū)域較II區(qū)域Fe含量降低而C含量升高，同時Mo含量較高，結合其層片狀特征推斷該組織應是α-Fe、Fe9.7Mo0.3等金屬相與滲碳體(Fe3C)混合組成的共晶組織[11?12]。顯然，上述組織中II區(qū)域組織是涂層的金屬基體，III區(qū)域組織是硬脆共晶組織，I區(qū)域組織是涂層的彌散顆粒相。

圖2 不同激光功率下Fe-Mo-V-C合金熔覆層截面微觀組織SEM圖

(a) Cross-section morphology of coating at 1 600 W; (b) Interface morphology of coating at 1 600 W; (c) Middle morphology of coating at 1 600 W; (d) High magnification morphology at 1 600 W; (e) High magnification morphology at 2 000 W; (f) High magnification morphology at 2 400 W

表2 能譜成分分析(質量分數(shù)，%)

圖3為1 600 W下熔覆層局部區(qū)域元素分布圖。可見圖中彌散的顆粒區(qū)域V含量較高，而相應區(qū)域Fe、Mo元素含量較低，進一步證明了VC等硬質顆粒在組織中呈彌散分布。

2.3 顯微硬度

圖4所示為激光熔覆層沿截面方向的硬度分布圖。由圖可見，熔覆層從表面向基材方向上的硬度呈階梯狀分布，涂層區(qū)域整體保持較高且穩(wěn)定的硬度值，表明涂層組織成分具有較高的均勻性；在與基材結合處硬度發(fā)生陡降，然后逐漸降至基材硬度值，說明基材對熔覆層稀釋率較低。對比不同功率下熔覆層的平均硬度，1 600，2 000和2 400 W下熔覆層硬度分別達1 023.7，1 005.8和962.5 HV0.2，為45#鋼基材的3.41倍、3.35倍和3.21倍。熔覆層平均硬度隨熔覆功率的升高而下降，同時涂層厚度增加。

熔覆層顯微硬度與其組織成分密切相關。熔覆層中細小的VC、V8C7、VB等硬質顆粒在金屬基體組織中呈均勻、彌散、密集分布，起彌散強化作用[13]；細小的硬脆共晶組織在金屬基體中呈層片狀分布，提高了涂層的硬度和強度[10]；Mo、Ni、V等合金元素固溶于α-Fe中對金屬基體起到固溶強化作用[14?16]；同時，激光熔覆快速凝固的特點可抑制金屬基體晶粒長大，起到細晶強化作用。因此，上述多種強化共同作用使得激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層具有高硬度和高強度。隨著激光功率提高，由圖2(d)~2(f)可見熔覆層中硬質顆粒的尺寸增大，而球形度和彌散均勻性降低，其彌散強化作用降低；同時熔池溫度和熔池深度也隨激光功率提高而增加，造成熔覆層冷卻速度降低，結晶過冷度減小，液態(tài)金屬形核率降低而晶粒長大速度升高，因此，金屬基體組織晶粒趨于粗化[17]，細晶強化作用減小，導致熔覆層硬度隨激光功率提高而降低。此外，由于高功率熱輸入使得熔池加深且熔化的粉末增加，涂層厚度增加[18]。

圖3 激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層截面微觀組織元素面分布

(a) SEM image; (b) Fe; (c) Mo; (d) V; (e) Ni; (f) C

圖4 不同激光功率下Fe-Mo-V-C合金熔覆層截面顯微硬度分布曲線

2.4 摩擦磨損性能

圖5所示為基體及不同功率下制備的Fe-Mo-V-C熔覆層的摩擦因數(shù)曲線及磨損率。從摩擦因數(shù)曲線可見，基材在摩擦開始后迅速達到穩(wěn)定摩擦階段，而熔覆層均表現(xiàn)為摩擦開始后摩擦因數(shù)逐漸升高并伴有較大幅度的起伏，在約20 min后逐漸達到穩(wěn)定摩擦階段。對比不同功率下熔覆層摩擦因數(shù)，1 600，2 000和2400W下熔覆層平均摩擦因數(shù)分別為0.703 2，0.726 8和0.747 6，均低于基材摩擦因數(shù)0.786 6。從圖5中磨損率對比可見，不同激光功率下熔覆層的磨損率顯著低于基材，1600W制備的涂層磨損率為1.24×10?6mm3?N?1?m?1，是基材的1/14，表明涂層耐磨性是基材的14倍。激光熔覆層的平均摩擦因數(shù)和磨損率隨激光功率提高而升高，其變化趨勢與圖4中的硬度變化趨勢一致。上述結果表明，激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層的高硬度使其耐磨性得到大幅提高。

圖5 不同激光功率下Fe-Mo-V-C合金熔覆層與基材摩擦因數(shù)曲線及磨損率

為研究激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層摩擦磨損機制，選取1 600 W下熔覆層摩擦磨損試樣進行表征分析。圖6為干滑動摩擦磨損后的涂層表面SEM圖。圖6(a)和6(b)可以看出涂層上磨痕窄且淺，磨損面未見明顯的犁溝。圖6(c)可見涂層磨損面上分布的大量凸起硬質相顆粒，周圍存在深色的轉移材料以及轉移后形成的凹坑。圖6(d)為高倍下的磨損面微觀形貌，可見硬質相顆粒緊密鑲嵌于發(fā)生塑性變形的金屬基體中，未見明顯剝落痕跡，可見硬質顆粒與基體具有良好的潤濕性和結合性。

分析可知，在摩擦磨損過程中，金屬基體在硬質摩擦球作用下被切削、剪斷和轉移發(fā)生凹陷，而鑲嵌在金屬基體中的硬質相硬質顆粒形成“微凸體”，阻礙了磨粒在金屬基體表面的后續(xù)切削運動或改變磨粒運動方向[19]，有效抵抗了對偶材料對涂層的犁削效應，因此VC等硬質相起到“釘扎”和“抗磨骨架”作 用[20]，從而有效提高了涂層的耐磨性能。

3 結論

1) 激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層主要物相成分為α-Fe相與(α-Fe,Ni)、Fe4V、Fe9.7Mo0.3等鐵基合金相，VC、V8C7、VB、Fe3C等金屬間化合物相，以及鐵基金屬相與滲碳體組成的共晶組織。熔覆層組織均勻致密，與基材呈良好的冶金結合，細小的粒狀或花瓣狀VC等硬質顆粒在組織中呈彌散、均勻、密集分布。

圖6 激光熔覆Fe-Mo-V-C合金涂層摩擦磨損后表面SEM形貌

2) 涂層硬度及耐磨性隨激光功率提高而降低，當熔覆功率為1.6 kW時，熔覆層平均顯微硬度達1 020 HV0.2，耐磨性為45#鋼基材的14倍。VC等硬質顆粒的“彌散強化”賦予涂層高硬度，并在磨損過程中起到“扎釘”和“抗磨骨架”作用，大幅提高了鐵基涂層耐磨性。

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Microstructure and frictional wear performance of Fe-Mo-V-C alloy coating prepared by laser cladding

ZHANG Lei1, 2, CHEN Xiaoming1, 2, 3, SU Jianhao1, ZHANG Kai1, CHEN Kuan1, 2, ZHAO Jian1, 2

(1. Key Laboratory of Research on Hydraulic and Hydro-Power Equipment Surface Engineering Technology of Zhejiang Province, Standard & Quality Control Research Institute Ministry of Water Resources.P.R.C, Hangzhou 310012, China; 2. Water Machinery and Remanufacturing Technology Engineering Laboratory of Zhejiang Province, Hangzhou Machine Design & Research Institute Ministry of Water Resources.P.R.C, Hangzhou 310012, China; 3. State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Fe-Mo-V-C alloy coatings were prepared on the 45#steel by laser cladding technique with coaxial powder-feeding. The phase compositions, microstructure and element distribution were characterized by X-ray diffractometer (XRD), scanning electron microscope (SEM) and energy dispersive spectrometer (DES). In addition, the microhardness and friction and wear property of coatings were tested by Vickers hardness tester and dry sliding friction and wear tester, and the wear mechanism was analyzed. The results show that Fe-Mo-V-C alloy coating prepared by laser cladding is mainly composed of α-Fe and Fe-based alloy, including (α-Fe,Ni), Fe4V and Fe0.7Mo0.3, intermetallic compounds including VC, V8C7, VB and Fe3C, and eutectic phase composed of Fe-based metal and Fe3C.The microtructure of coating is compact and uniform, and the fine and hard particles in the matrix are dispersive, homogeneous and extensive. The average hardness of coating at 1 600 W is as high as 1 020 HV0.2, and its wear resistance is 14 times of the substrate. The dispersion strengthening of VC particles leads to high hardness, and it works as pinning effect and wear-resistant skeleton during the wear process, which greatly improves the wear resistance of Fe-based coating.

laser cladding; Fe-Mo-V-C alloy; coatings; microstructure; frictional wear

TG174.44

A

1673-0224(2020)01-65-07

浙江省“一帶一路”國際科技合作項目(2019C04019)；浙江省公益性技術應用研究計劃(2017C37048，2018C37029)

2019?10?30；

2019?11?18

張磊，工程師。電話：0571-88087115；E-mail: qingyi22@163.com

(編輯 高海燕)