激光熔覆Mo2NiB2-Cr7C3 復(fù)合陶瓷熔覆層組織結(jié)構(gòu)與性能研究

倪曉杰，張博文，趙忠賢，王生澤，顧昊文，胡肇?zé)?，李文?/p>

（1.東華大學(xué) 機(jī)械學(xué)院，上海 201620；2.上海海事大學(xué) 商船學(xué)院，上海 201306）

45#鋼因具有高強(qiáng)度、高塑性與優(yōu)良的焊接性，被廣泛應(yīng)用于海洋工程裝備領(lǐng)域。但在高鹽、高濕、摩擦及沖擊的海洋工況中，45#鋼易發(fā)生磨損與腐蝕等失效行為[1]。因此，亟需對(duì)45#鋼進(jìn)行表面改性，以提高其表面硬度、耐磨與耐腐蝕性能。

近些年，三元硼化物金屬陶瓷（如Mo2NiB2、Mo2FeB2、MoCoB 等）由于具有優(yōu)異的機(jī)械性能與化學(xué)穩(wěn)定性能而備受關(guān)注[2-5]。尤其，Mo2NiB2金屬陶瓷因Ni 元素的添加而成為了抵抗磨損與腐蝕的優(yōu)質(zhì)材料[6-7]。Takagi 與Yuan 等[5-8]發(fā)現(xiàn)Mo2NiB2金屬陶瓷具有高的硬度、彎曲強(qiáng)度、耐磨性和耐腐蝕性能，其最大彎曲強(qiáng)度和硬度分別可達(dá)(1.85±0.04) GPa 和(85.7±0.1)HRA。隨著表面工程技術(shù)的發(fā)展，Mo2NiB2金屬陶瓷也已被應(yīng)用于脆弱基材的表面耐磨耐蝕防護(hù)。例如，S. Ozaki 等[9]利用熱燒結(jié)法在鋼表面制備了Mo2NiB2金屬陶瓷涂層，發(fā)現(xiàn)涂層與基材間具有較高的結(jié)合強(qiáng)度（達(dá)700 MPa），能夠保證涂層的長(zhǎng)效服役。劉宗德等[10]以Mo、Ni、B 與Cr 的混合粉末為原料，采用氬弧熔覆法在鎳基高溫合金表面制備了Mo2NiB2金屬陶瓷熔覆層，其中{NiMo}等金屬元素形成粘結(jié)相，熔覆層硬度可達(dá)800HV 以上，耐腐蝕性能達(dá)到1 級(jí)。此外，反應(yīng)熱噴涂法、等離子噴涂法與激光熔覆法等也被廣泛應(yīng)用于三元硼化物熔覆層的制備[3,11-13]。在以上方法中，激光熔覆法因具有高效、熱影響小等優(yōu)點(diǎn)，已成為Mo2NiB2熔覆層制備的重要方法。胡肇?zé)樀萚11,14-16]采用激光熔覆法在碳鋼表面制備了Mo2NiB2熔覆層，研究了激光熔覆工藝（包括預(yù)置熔覆層方式、激光功率、激光重熔處理等）對(duì)熔覆層組織結(jié)構(gòu)與性能的影響，發(fā)現(xiàn)Mo2NiB2熔覆層具有極好的硬度、摩擦磨損性能與耐腐蝕性能等。Q. Wu等[17]也利用激光熔覆法在Q235 鋼基材表面制備了Mo2NiB2熔覆層，發(fā)現(xiàn)致密的Mo2NiB2熔覆層是由Mo2NiB2陶瓷相與Fe 基合金相構(gòu)成，該熔覆層具有優(yōu)良的硬度與摩擦學(xué)性能。由上可知，激光熔覆法制備Mo2NiB2熔覆層已有研究，但現(xiàn)有研究主要聚焦于激光功率、原始粉末配比、激光重熔等工藝對(duì)熔覆層組織結(jié)構(gòu)與性能的影響，而關(guān)于激光熔覆重要參數(shù)——激光掃描速度的研究卻較少。因此，針對(duì)激光掃描速度對(duì)Mo2NiB2熔覆層影響的詳細(xì)研究，對(duì)明確熔覆層的形成機(jī)理，拓展其服役性能與壽命具有重要價(jià)值。

此外，相關(guān)研究已利用其他金屬元素（如Cr、V、Mn 等）對(duì)Mo2NiB2金屬陶瓷材料進(jìn)行改性，發(fā)現(xiàn)添加的金屬元素可改變Mo2NiB2的晶體類型，提高其硬度、斷裂強(qiáng)度與高溫穩(wěn)定性[7,18-19]。另外，La2O3、Sm2O3、Cr3C2等陶瓷顆粒也被添加到Mo2NiB2金屬陶瓷材料中，發(fā)現(xiàn)陶瓷顆粒可以細(xì)化Mo2NiB2金屬陶瓷晶粒，提高其硬度（可達(dá) 88.7HRA）與彎曲強(qiáng)度（可達(dá)1550 MPa）[20-22]。因此，采用添加強(qiáng)化物顆粒的方法可以有效地提高M(jìn)o2NiB2金屬陶瓷材料的綜合性能。由于Cr7C3碳化物具有高硬度，優(yōu)良的耐磨、耐蝕與耐高溫氧化等性能，故利用Cr7C3顆粒優(yōu)化激光熔覆Mo2NiB2熔覆層的組織結(jié)構(gòu)與性能具有潛在可行性。

因此，本文以激光掃描速率與Cr7C3顆粒添加為主要工藝參數(shù)，采用激光熔覆法在45#鋼表面制備Cr7C3改性的Mo2NiB2熔覆層（Mo2NiB2-Cr7C3），詳細(xì)研究激光掃描速率與Cr7C3顆粒添加對(duì)Mo2NiB2熔覆層組織結(jié)構(gòu)與性能的影響規(guī)律，探索激光熔覆Mo2NiB2-Cr7C3作為45#鋼表面改性涂層的可行性。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

本試驗(yàn)基體材料為45#鋼，尺寸為100 mm×80 mm×6 mm。原料粉末為Mo 粉（99.99%，300 目）、Ni 粉（99.99%，300 目）、B 粉（99.99%，200 目）、Cr 粉（99.99%，300 目）與Cr7C3粉（99.99%，325 目）。制備Mo2NiB2-Cr7C3的原料組合為10%Cr7C3（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）、5%Cr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）與剩余Mo、Ni、B（物質(zhì)的量比2∶1∶2）粉末進(jìn)行混粉；制備Mo2NiB2的原料組合為5%Cr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）與剩余Mo、Ni、B（物質(zhì)的量比2∶1∶2）粉末進(jìn)行混粉在激光熔覆前，利用GMS-3-2 罐磨機(jī)將以上混合粉末進(jìn)行球磨攪拌12 h，充分混合均勻，之后將混合好的粉末放置于干燥箱內(nèi)干燥。利用噴砂機(jī)對(duì)45#鋼表面進(jìn)行噴砂處理，清除表面氧化皮、銹蝕及粘沙等，并用酒精超聲清洗20 min。采用預(yù)置熔覆層法，利用聚乙烯醇縮丁醛（PVB）作為粘結(jié)劑，將混合粉末涂覆于45#鋼表面。

激光熔覆設(shè)備為L(zhǎng)aserline 4000-100 激光器，激光波長(zhǎng)為1080 nm。激光熔覆時(shí)，采用電阻絲加熱法對(duì)45#鋼基材進(jìn)行預(yù)熱，之后選取激光熔覆工藝參數(shù)為：光斑直徑d=5 mm，激光功率P=1000 W，掃描速度v=3、4 mm/s，預(yù)置粉末厚1.5 mm，搭接率40%，進(jìn)行激光熔覆。激光熔覆后，對(duì)試樣進(jìn)行超聲清洗，其中3 mm/s 制備Mo2NiB2-Cr7C3標(biāo)記為C1；4 mm/s制備Mo2NiB2-Cr7C3標(biāo)記為C2；4 mm/s 制備Mo2NiB2標(biāo)記為M1，以備后續(xù)對(duì)比表征。

1.2 測(cè)試與表征

采用掃描電子顯微鏡（SEM，Hitachi TM3030）、能量色散X 射線光譜儀（EDS，Oxford Swift 3000）觀察熔覆層的形貌和成分。采用Rigaku Ultima IV 型X 射線衍射儀（XRD）對(duì)Mo2NiB2熔覆層的物相構(gòu)成進(jìn)行表征，X 射線源為CuKα，波長(zhǎng)為0.154 nm，工作電壓為40 kV，電流為30 mA，本試驗(yàn)衍射角2θ范圍為20°～100°，測(cè)試速率為10 (°)/min，步長(zhǎng)為0.02°。

采用上海泰明HXD-1000TMC/LCD 型維氏顯微硬度計(jì)對(duì)試樣的顯微硬度進(jìn)行測(cè)試。測(cè)試方式為：在熔覆層中沿截面由表及里與沿熔覆層中間位置水平間隔50 μm 分別測(cè)試10 個(gè)點(diǎn)，工作載荷為100 g（0.981 N），保載時(shí)間為15 s。

采用摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)熔覆層進(jìn)行摩擦學(xué)性能分析（Bruker UMT- TriboLab），摩擦方式為往復(fù)干摩擦，摩擦副為Si3N4球，直徑為8 mm，其中摩擦載荷為45 N，摩擦距離為6 mm，往復(fù)頻率為5 Hz，摩擦?xí)r間為60 min。

在室溫3.5%NaCl 溶液中，利用電化學(xué)工作站（Autolab PGSTAT302N）測(cè)試熔覆層的動(dòng)電位極化曲線與電化學(xué)阻抗譜。采用標(biāo)準(zhǔn)三電極腐蝕系統(tǒng)進(jìn)行測(cè)試，其中Ag/AgCl [+198 mV (SCE)]為參比電極，鉑電極為對(duì)電極，熔覆層為工作電極，試樣測(cè)試面積為1 cm2。在動(dòng)電位極化曲線測(cè)試中，工作電極以0.5 mV /s 的掃描速度極化。利用Tafel 外推法可以獲得熔覆層的自腐蝕電位（Ecorr）、自腐蝕電流密度（Jcorr）[23]。阻抗譜測(cè)試條件為：在開路電位（OCP）施加±10 mV的交流電壓振幅，頻率區(qū)間為0.01～105Hz。

2 結(jié)果與討論

2.1 熔覆層組織成分分析

圖1 為激光熔覆C1、C2 與M1 熔覆層的截面形貌。由圖1 可知，激光熔覆層截面均由3 個(gè)區(qū)域構(gòu)成，由表及里分別為Mo2NiB2熔覆層、過渡區(qū)和45#鋼基材。其中，在Mo2NiB2熔覆層內(nèi)有較多的白亮相與灰色相，而過渡區(qū)內(nèi)幾乎都為灰色相，無(wú)較大白亮相。在熔覆層中，白亮相偏向于中間區(qū)域集中，在表層與底層數(shù)量相對(duì)較少。這是由于在激光熔覆過程中，先結(jié)晶白亮相在激光熔池對(duì)流與重力場(chǎng)的共同作用下發(fā)生下沉，使得白亮相向熔覆層內(nèi)部聚集，同時(shí)在45#鋼熔融稀釋作用下，使得熔覆層下層中白亮相含量降低，以致形成中心聚集白亮相的組織結(jié)構(gòu)[16]。圖1d 為C2 熔覆層A 區(qū)域的放大圖，可知白亮相呈現(xiàn)不同的形貌（多邊形顆粒狀與長(zhǎng)條樹枝狀），其由激光熔池中凝固形狀控制因子演變所致[11]。

對(duì)圖1d 中的白亮相（point 1）與灰色相（point 2）進(jìn)行EDS 成分分析，結(jié)果如圖2 與表1 所示。由圖2a 可知，白亮相中Mo 元素的EDS 峰值最高，其對(duì)應(yīng)的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為37.74%，而Ni、Cr、Fe 元素峰值相對(duì)較低，其對(duì)應(yīng)的原子數(shù)分?jǐn)?shù)分別為 25.34%、6.51%與20.87%。從表2 還可知，白亮相中B 元素的原子數(shù)分?jǐn)?shù)為9.13%，而C 元素含量很低。因此，可以推斷白亮相為Mo2NiB2相，其中Ni 的原子位置可由Cr、Fe 原子置換，F(xiàn)e 元素來源于45#鋼基材的熔融稀釋。從圖2b 與表2 中point 2 元素含量可知，Mo、B 元素在灰色相中的含量較低，而Ni、Fe 元素含量增加，說明灰色相主要為{FeNi}合金相，且含有部分Mo、Cr 元素，起到粘結(jié)相的角色。另外，灰色相中仍有較高含量的C、Cr，可能是熔覆層中所添加的Cr7C3相。

為進(jìn)一步表征Cr7C3相在熔覆層中的分布狀況，對(duì)C2 熔覆層局部進(jìn)行SEM 與元素分布表征，如圖3所示。在圖3a 中可發(fā)現(xiàn)，除白亮相與灰色相外，熔覆層中還存在暗灰色相，其沿白亮相邊界分布于灰色相內(nèi)。通過元素分布可知，該暗灰色相為Cr 與C的聚集區(qū)域，可推斷其為Cr7C3碳化物，進(jìn)而可解釋圖2b 與表1 中Point 2 成分中較高含量Cr 與C 元素的原因。另外，白亮相與灰色相的元素分布狀況與圖2、表1 的分析結(jié)果一致，進(jìn)一步說明白亮相為Cr與Fe 摻雜的Mo2NiB2相，而灰色相主要為{FeNi}合金相。

圖2 Point 1 與Point 2 的EDS 圖譜Fig.2 EDS spectrum of bright area marked as point 1 and dark area marked as point 2

表1 Point 1 與Point 2 的成分組成Tab.1 Composition of point 1 and point 2 at%

圖4 為Mo2NiB2熔覆層的XRD 圖譜。由圖4 可知，Cr7C3的添加與激光掃描速度對(duì)Mo2NiB2熔覆層的物相構(gòu)成產(chǎn)生了較大影響。如圖4a 與圖4b 所示，四方晶系結(jié)構(gòu)的Mo2NiB2相、Cr7C3相與{FeNi}相在C1 與C2 試樣中都被檢測(cè)到，其驗(yàn)證了SEM 與EDS的分析結(jié)果。在圖4c 中，由于未添加Cr7C3顆粒使得熔覆層中只出現(xiàn)了四方晶系結(jié)構(gòu)的 Mo2NiB2相與{FeNi}相。另外，如圖4b 與圖4c 所示，在C2 與M1試樣中，Mo2NiB2相的衍射峰強(qiáng)度明顯高于圖4a 的C1 試樣，說明C2 與M1 試樣中含有更高體積分?jǐn)?shù)的Mo2NiB2相。這主要是因?yàn)檩^低的激光掃描速度使得激光熔池的溫度更高，熔池內(nèi)對(duì)流更強(qiáng)烈，進(jìn)而致使45#鋼熔融對(duì)Mo2NiB2熔覆層有更高的稀釋率，造成C1 熔覆層中Mo2NiB2相體積分?jǐn)?shù)的降低。

圖3 C2 試樣的截面EDS 元素分布圖Fig.3 (a) Cross-sectional SEM morphology of C2 and (b) corresponding combined element distribution of (c) Mo, (d) Fe, (e) Cr,(f) Ni, (g) C and (h) B

圖4 Mo2NiB2 熔覆層的XRD 圖譜Fig.4 XRD patterns of Mo2NiB2 cladding coatings for (a) C1, (b) C2 and (c) M1

綜上可知，Mo2NiB2-Cr7C3熔覆層主要由四方晶結(jié)構(gòu)的Mo2NiB2相、Cr7C3相與{FeNi}相構(gòu)成，該3種相的形成取決于熔覆層的成分組成與激光熔覆工藝。在原始Mo、Ni、B 混合粉末中加入Cr 與Cr7C3顆粒，以及45#鋼熔融引起的Fe 元素對(duì)流擴(kuò)散，致使整個(gè)激光熔池成為Mo、Ni、B、Cr、C 與Fe 等元素的混合熔液。在熔池的冷卻過程中可產(chǎn)生多種先結(jié)晶、共晶或偽共晶相。在相關(guān)激光熔覆Mo2NiB2與Cr7C3的研究中，有關(guān)可能形成的碳化物與硼化物的吉布斯自由能已被計(jì)算[14,24]。研究發(fā)現(xiàn)，激光熔覆溫度為1000～3000 ℃時(shí)，Cr7C3的生成吉布斯自由能變化為–200～–250 kJ/mol，而Mo2NiB2相可以通過2Mo+Ni+2B→Mo2NiB2反應(yīng)形成，其吉布斯自由能變化為–100～–250 kJ/mol。兩者的吉布斯自由能變化為硼化物與碳化物中的最大值，說明Mo2NiB2與Cr7C3相最易形成[14,24]。同時(shí)在激光熔覆過程中，較高的激光輸入能量使得Mo2NiB2相處于液相反應(yīng)狀態(tài)[14]，而Cr7C3由于熔點(diǎn)為1665 ℃，低于Mo（2620 ℃）與B（2300 ℃）的熔點(diǎn)，故Cr7C3相也經(jīng)過熔融與重結(jié)晶過程。因此，在激光熔池冷卻過程中，Mo2NiB2相優(yōu)先結(jié)晶，而Cr7C3相將以Mo2NiB2相為形核點(diǎn)結(jié)晶長(zhǎng)大，之后{FeNi}合金相將以兩結(jié)晶相為形核點(diǎn)結(jié)晶長(zhǎng)大，同時(shí)引起合金相的晶粒細(xì)化[25]。

圖5 為C2 試樣中Mo2NiB2熔覆層與45#鋼基材界面處的形貌與元素分布圖。由圖5a 與圖5b 可知，過渡區(qū)與熔覆層、基材間無(wú)明顯界面與缺陷產(chǎn)生。由圖5c—f 可知，金屬元素的梯度分布致使界面處形成厚度約為50 μm 的元素?cái)U(kuò)散區(qū)。該區(qū)域?yàn)槿酆线^渡區(qū)，使得表面熔覆層與基材間可產(chǎn)生良好的冶金結(jié)合，提高了熔覆層與基體的結(jié)合力。

圖5 C2 試樣中Mo2NiB2 熔覆層與基材界面處的形貌與元素分布Fig.5 (a) Morphology and (b) combined element mapping for (c) Fe, (d) Mo, (e) Ni and (f) Cr of the interlayer between Mo2NiB2 coating and substrate in C2 specimen

2.2 熔覆層顯微硬度分析

圖6 為Mo2NiB2熔覆層的硬度分布狀況，其中圖6a 為試樣截面硬度縱向分布，圖6b 為熔覆層中間位置與45#鋼基材的硬度橫向分布狀況。由圖6a 可知，熔覆層的截面硬度分布具有相同的演變趨勢(shì)，即隨著截面深度的增加，硬度先增后減。這主要是由于Mo2NiB2相與Cr7C3相在熔覆層中間位置聚集造成的。在熔覆層表層主要為{FeNi}相，使表層硬度相對(duì)較低，而內(nèi)部主要為Mo2NiB2相與Cr7C3相，使內(nèi)部硬度增加，在靠近過渡層位置，由于基材的稀釋降低了兩陶瓷相的含量，增加了{(lán)FeNi}相的含量，致使硬度降低。另外從圖6a 還可知，C2 熔覆層的硬度高于C1，且兩者都高于M1，說明高的激光掃描速度可降低熔覆層的稀釋率，提高熔覆層的硬度，同時(shí)Cr7C3相的添加可以提高熔覆層的硬度。Cr7C3對(duì)硬度的貢獻(xiàn)主要?dú)w結(jié)為兩點(diǎn)：（1）Cr7C3相的添加增加了熔覆層中分散的高硬陶瓷相的含量[26]；（2）添加的Cr7C3相成為{FeNi}合金相的形核點(diǎn)，促進(jìn)了合金相的晶粒細(xì)化，基于Hall-Petch 公式（1）—（2）[27]，可知合金相的細(xì)化可以進(jìn)一步提高熔覆層的硬度。

圖6 Mo2NiB2 熔覆層的截面硬度分布與中間位置處的硬度橫向水平分布Fig.6 Micro-hardness distribution of the Mo2NiB2 coatings along (a) cross-sectional direction and (b) horizontal direction

式中：σy為屈服強(qiáng)度，σ0為單晶屈服強(qiáng)度，d為晶粒大小，k為常數(shù)。

從圖6b 可知，3 種熔覆層中間位置處的硬度可達(dá)1300HV0.1以上，明顯高于基材（約220HV0.1），且C2 熔覆層具有最高的硬度，說明Mo2NiB2熔覆層可以顯著提高45#鋼的硬度。從圖中還可知，熔覆層硬度在水平方向的分布存在數(shù)值起伏，其由熔覆層中陶瓷相與合金相的分布不規(guī)則所導(dǎo)致。

2.3 熔覆層摩擦性能分析

圖7 為Mo2NiB2熔覆層與45#鋼基材的摩擦因數(shù)。由圖7 可知，隨著摩擦?xí)r間的增加，試樣的摩擦因數(shù)先增加后相對(duì)穩(wěn)定。45#鋼基材具有最大的平均摩擦因數(shù)（0.96），而熔覆層的摩擦因數(shù)明顯低于45#鋼基材，其中C2 具有最小的平均摩擦因數(shù)（0.66），C1 與M1 的摩擦因數(shù)比較接近。另外，在穩(wěn)定摩擦區(qū)間，45#鋼基材的摩擦因數(shù)數(shù)值發(fā)生較大波動(dòng)，而C2 的摩擦因數(shù)數(shù)值相對(duì)穩(wěn)定，說明C2 試樣具有最優(yōu)的耐摩擦性能。

圖7 Mo2NiB2 熔覆層與基材的摩擦因數(shù)曲線Fig.7 Friction coefficient curves of the substrate and the three sets of Mo2NiB2 coatings

對(duì)試樣磨痕形貌進(jìn)行白光干涉表征如圖 8 所示，對(duì)應(yīng)的磨痕輪廓如圖9 所示。由圖8 可知，所有試樣表面均出現(xiàn)明顯的磨痕犁溝，說明磨粒磨損行為發(fā)生。45#鋼表面存在最為嚴(yán)重的磨粒磨損，同時(shí)伴有部分剝層損傷，其次為C1 試樣，而C2 與M1 試樣的表面犁溝較少。從圖9 可知，45#鋼的磨痕深度達(dá)到30 μm，C1、C2 與M1 的磨痕深度分別為9.6、8.6、10 μm。這說明激光熔覆層能夠極大改善45#鋼的摩擦學(xué)性能，且C2 熔覆層具有最優(yōu)的耐磨性能。

圖8 Mo2NiB2 熔覆層與基材的磨痕白光干涉形貌Fig.8 White-light interference measured scratch morphologies of Mo2NiB2 coatings for (a) C1, (b) C2, (c) M1 and (d) substrate

圖9 Mo2NiB2 熔覆層與基材的磨痕輪廓Fig.9 Scratch profiles of Mo2NiB2 coatings for (a) C1, (b) C2, (c) M1 and (d) substrate

在摩擦磨損過程中，45#鋼具有較低的硬度與屈服強(qiáng)度，導(dǎo)致摩擦副小球可較深地壓入45#鋼，促使45#鋼發(fā)生局部塑性變形產(chǎn)生加工硬化的磨屑，引起嚴(yán)重的磨粒磨損，同時(shí)局部的嚴(yán)重塑性變形可產(chǎn)生部分剝層損傷（如圖8d 所示）。由于磨屑與新基體的不斷產(chǎn)生導(dǎo)致45#鋼摩擦因數(shù)的起伏與較深的磨痕輪廓。對(duì)于Mo2NiB2熔覆層而言，摩擦副壓入熔覆層的深度較淺，產(chǎn)生的磨損量與磨屑較少，使摩擦因數(shù)波動(dòng)較小。其中，由于C1 熔覆層中具有較多{FeNi}合金相，促使合金相發(fā)生較多的磨粒磨損，出現(xiàn)如圖8a 所示較嚴(yán)重的磨痕形貌，而C2 熔覆層具有較高的硬度，致使C2 熔覆層磨痕較淺，摩擦因數(shù)較小且最穩(wěn)定，耐磨性達(dá)到最優(yōu)。

2.4 熔覆層腐蝕性能分析

圖10 為Mo2NiB2熔覆層與45#鋼的動(dòng)電位極化曲線、Nyquist 圖與等效電路圖。由圖10a 可知，熔覆層的Ecorr相較于45#鋼均偏向于正值，且Ecorr值從大到小依次為C2、C1 與M1。采用Tafel 外推法對(duì)動(dòng)電位極化曲線進(jìn)行計(jì)算可獲得試樣的Ecorr與Jcorr，如表 2 所示。由表 2 可知，45#鋼具有最小的Ecorr（–0.953 V）與最大的Jcorr（6.7×10–5A/cm2），而C2 具有最大的Ecorr（–0.863 V）與最小的Jcorr（7.1×10–6A/cm2），說明45#鋼有較差的耐腐蝕性能，而熔覆層可以極好地改善其耐腐蝕性能，尤其C2 熔覆層可降低45#鋼的Jcorr達(dá)1 個(gè)數(shù)量級(jí)。

由圖10b 可知，所有試樣的Nyquist 曲線呈現(xiàn)半圓形，半徑由大到小排序?yàn)镃2、C1、M1、45#鋼，說明熔覆層的耐腐蝕性能優(yōu)于45#鋼基材，且C2 熔覆層具有最優(yōu)耐腐蝕性能。在圖10c 等效電路中，Rs為溶液電阻，Rct為腐蝕電荷轉(zhuǎn)移電阻，CPEdl為非理想雙電子層電容。通過圖10c 可得到相關(guān)腐蝕參數(shù)數(shù)值，如表2 所示。由表2 可知，3.5%NaCl 溶液的電阻約為3.2 ?·cm2，45#鋼的電荷轉(zhuǎn)移電阻最?。?010.8 ?·cm2），而C2 熔覆層的電荷轉(zhuǎn)移電阻最大（4273.2 ?·cm2），大于C1 熔覆層的3028.9 ?·cm2與M1 熔覆層的2117.3 ?·cm2，說明C2 熔覆層具有最優(yōu)的耐腐蝕性能。

C2 熔覆層的耐腐蝕性能取決于其組織結(jié)構(gòu)的演變。在C2 熔覆層中Mo2NiB2與Cr7C3陶瓷相可以有效地減小合金相與腐蝕介質(zhì)的接觸面積，同時(shí)促進(jìn)均勻腐蝕的發(fā)生[23,28]。兩陶瓷相還可起到“物理柵欄”作用，阻礙合金相腐蝕行為的發(fā)生與腐蝕路徑的快速擴(kuò)展。另外，兩陶瓷相可有效細(xì)化{FeNi}合金相的晶粒尺寸，延長(zhǎng)腐蝕路徑，改變腐蝕通道，進(jìn)一步提高C2 熔覆層的耐腐蝕性能[23,28]。M1 熔覆層由于缺少Cr7C3相對(duì)其耐腐蝕性能的改善，C1 熔覆層由于高的合金相稀釋率，致使C1 與M1 熔覆層的耐腐蝕性能較C2 熔覆層差，而C1 的耐腐蝕性能優(yōu)于M1，說明Cr7C3顆?？梢蕴岣進(jìn)o2NiB2熔覆層的耐腐蝕性能。

圖10 Mo2NiB2 熔覆層與基材的動(dòng)電位極化曲線、Nyquist圖與等效電路圖Fig.10 (a) Potentiodynamic polarization curves, (b) Nyquist plots and (c) equivalent circuit plots of the Mo2NiB2 coatings and the substrate

表2 動(dòng)電位極化曲線與Nyquist 圖得到的腐蝕參數(shù)Tab.2 Corrosion factors obtained from potentiodynamic polarization curves and Nyquist plots

3 結(jié)論

1）Mo2NiB2熔覆層主要由Mo2NiB2白亮相、Cr7C3暗灰色相與{FeNi}灰色合金相構(gòu)成，其中Mo2NiB2相與Cr7C3相在熔覆層的中間位置聚集，較慢的激光掃描速率（3 mm/s）可增加熔覆層的稀釋率，使得{FeNi}合金相的含量增加，同時(shí)熔覆層與基材形成良好的冶金結(jié)合。

2）在橫截面上，由表及里，Mo2NiB2熔覆層的顯微硬度呈現(xiàn)先增后減的趨勢(shì)，硬度可達(dá)1300HV0.1以上，高于45#鋼（220HV0.1）6 倍，添加Cr7C3顆粒與4 mm/s 掃描速率制備的Mo2NiB2熔覆層具有最小的摩擦因數(shù)（0.66）與磨損量，其磨損行為為磨粒磨損，而其Jcorr相對(duì)45#鋼可降低1 個(gè)數(shù)量級(jí)。

3）Mo2NiB2-Cr7C3熔覆層的性能取決于組織結(jié)構(gòu)的演變。在熔覆層中，Mo2NiB2相與Cr7C3相起到強(qiáng)化相的作用，可以細(xì)化{FeNi}合金相晶粒尺寸，阻止腐蝕通道快速擴(kuò)展，提高熔覆層的機(jī)械性能與腐蝕性能。因此，Mo2NiB2-Cr7C3熔覆層可有效改善45#鋼的硬度及耐磨性能與耐蝕性能。