高錳鋼表面激光熔覆Fe-WC 復(fù)合涂層的組織與性能

皮自強(qiáng)，杜開平，鄭兆然，陳星

（1. 礦冶科技集團(tuán)有限公司，北京 100160；2. 特種涂層材料與技術(shù)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 102206；3. 北京市工業(yè)部件表面強(qiáng)化與修復(fù)工程技術(shù)研究中心，北京 102206）

0 引言

高錳鋼在較高的沖擊載荷作用下易發(fā)生加工硬化，其表面硬度可達(dá)550HV 以上，同時(shí)內(nèi)部仍為韌性較好的奧氏體組織，具有很好的抗沖擊性和耐磨性，因此高錳鋼常被用于制作挖掘機(jī)的鏟齒、圓錐式破碎機(jī)的軋面壁和破碎壁、破碎機(jī)襯板、鐵路轍岔、板錘、錘頭等[1-3]。在服役過程中，高錳鋼制件受到強(qiáng)烈的沖擊、碰撞、碾壓和摩擦作用，往往在加工硬化發(fā)生之前就已產(chǎn)生一定程度的磨損、凹坑甚至部分剝落。因此，在高錳鋼表面制備耐磨涂層，不僅可以提升其硬度和耐磨性，還可以為加工硬化提供一定的緩沖期，對延長其服役壽命有著十分重要的作用。

激光熔覆技術(shù)是在高能激光束的作用下將熔覆材料和基體表面同時(shí)熔化，得到與基體呈冶金結(jié)合的熔覆層，從而顯著改善基體表面力學(xué)性能、物理性能和冶金性能的一種表面改性方法[4-7]。激光熔覆顆粒增強(qiáng)耐磨涂層具有很高的硬度和耐磨性，受到了廣泛關(guān)注。WC 顆粒具有熔點(diǎn)和硬度高、熱膨脹系數(shù)小、與金屬熔體潤濕性好、金屬特性顯著等優(yōu)點(diǎn)，因此常作為強(qiáng)化相來提高激光熔覆層的耐磨損性能[8,9]。Song 等人[10]采用激光熔覆技術(shù)在304 不銹鋼表面制備了316L-WC 復(fù)合熔覆層，與基體相比熔覆層的硬度和耐磨性得到了明顯提升。Lu 等人[11]在H13 模具鋼表面制備了激光熔覆Fe-WC 復(fù)合涂層，熔覆層的顯微硬度隨著深度呈梯度變化，且主要磨損機(jī)制為磨粒磨損。崔陸軍等人[12]用同軸送粉的方式在42CrMo 表面激光熔覆Fe-WC 合金粉末，結(jié)果表明WC 陶瓷顆粒具有細(xì)化枝晶，阻斷枝晶生長，增強(qiáng)熔覆層性能的能力，熔覆層平均硬度可達(dá)850 HV0.3。張國法[13]在高錳鋼轍叉表面預(yù)置納米碳化物陶瓷復(fù)合粉末涂層材料，然后對其進(jìn)行激光熔覆處理，制備出厚度約為0.3 mm 熔覆層，使高錳鋼轍叉在上道運(yùn)營初期的磨耗量大幅降低。因此，在高錳鋼表面制備激光熔覆WC 增強(qiáng)鐵基熔覆層，不僅可以提高其硬度和耐磨性，還可以有效解決高錳鋼加工硬化初期耐磨性差，強(qiáng)度低，磨耗量大的問題，有效提高其服役壽命，從而減少部件更換周期，節(jié)約時(shí)間和成本。本研究制備了不同WC添加量的復(fù)合粉末，采用激光熔覆技術(shù)在高錳鋼表面制備了WC 顆粒增強(qiáng)鐵基耐磨熔覆層，并對熔覆層的物相、顯微組織、性能及磨損機(jī)制進(jìn)行分析，闡明WC 含量對熔覆層組織和性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)基材為高錳鋼，熔覆粉末為自行制備的鐵基合金粉末，其化學(xué)成分如表1 所示，分別加入10 wt.%和20 wt.%的WC 顆粒作為增強(qiáng)相。所用鐵基合金粉末粒度范圍為45～150 μm，WC粒度范圍為25～90 μm，鐵基合金粉末和WC 粉末的形貌如圖 1 所示。采用德國GTV 公司的MFLC 2000 型激光熔覆設(shè)備進(jìn)行激光熔覆試驗(yàn)，其工藝參數(shù)為：激光功率2 kW，送粉率33 g/min，光斑直徑3.19 mm，掃描速度0.015 m/s，搭接率50%。

圖 1 激光熔覆粉末形貌：(a) Fe 基合金粉末；(b) WC 粉末Fig.1 Morphology of laser cladding powder: (a) Fe-based alloy powder; (b) WC powder

表1 激光熔覆鐵基粉末化學(xué)成分(wt.%)Table 1 The chemical composition of laser cladding Fe-Based powder (wt.%)

采用日立SU 5000 掃描電鏡對熔覆層的微觀組織進(jìn)行觀察；采用德國PROGRES GRYPHAX大型臥式光學(xué)金相顯微鏡對樣品金相進(jìn)行觀察；采用德國BRUKER 公司的D8 ADVANCE 型X 射線衍射儀(XRD)對所制備的熔覆層進(jìn)行物相檢測分析；采用402 MVATM 維氏硬度計(jì)對熔覆層截面顯微硬度進(jìn)行測量（標(biāo)準(zhǔn)壓頭，加載載荷200 g，加載時(shí)間10 s）；采用德國BRUKER 公司的UMT 摩擦磨損試驗(yàn)儀對熔覆層進(jìn)行摩擦試驗(yàn)（往復(fù)式摩擦磨損，接觸方式為平面，Φ7.938 mm 的SiN 球，載荷為200 N，時(shí)間為20 min，鋼球往復(fù)速率為10 mm/s）；采用美國ZYGO 三維白光干涉形貌儀對磨痕形貌進(jìn)行觀察并計(jì)算磨損體積。

2 結(jié)果與討論

2.1 熔覆層組織分析

不同WC 添加量的激光熔覆Fe 基合金熔覆層的顯微組織如圖 2 所示，可以看到熔覆層與基體的界面結(jié)合良好，熔覆層致密度較高，未發(fā)現(xiàn)明顯的氣孔和其他組織缺陷。熔覆層中均勻分布的白色顆粒為WC，可以看到熔覆層中的WC 顆粒的輪廓邊緣相比圖 1(b)中變得更加平滑，說明激光熔覆過程中WC 顆粒發(fā)生了部分熔解。結(jié)合XRD 圖譜（如圖 4）可知熔覆層中均含有馬氏體和M7C3型碳化物，當(dāng)WC 添加量增加至20 wt.%時(shí)，熔覆層中出現(xiàn)了奧氏體峰，這是因?yàn)樵诩す馊鄹策^程中，隨著WC 的部分溶解，奧氏體中W元素和C 元素的含量增加提高了奧氏體的穩(wěn)定性，使得快速冷卻過程中馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度MS點(diǎn)降低，馬氏體轉(zhuǎn)變量變少，馬氏體轉(zhuǎn)變量降低，殘余奧氏體含量增加。

從顯微組織來看，未添加WC 的熔覆層顯微組織為呈一定方向性的柱狀晶，如圖 2(d)所示；當(dāng)添加10 wt.%的WC 時(shí)，熔覆層中柱狀晶的方向性被破壞，且可以看到有等軸晶生成，如圖 2(e)所示；當(dāng)添加20 wt.%的WC 時(shí)，熔覆層中出現(xiàn)了大量散亂的樹枝晶。這是因?yàn)榧す馊鄹策^程中，熔覆層組織形態(tài)由熔池中合金溫度梯度G 和凝固速度R 的比值G/R 來決定，當(dāng)加入WC顆粒時(shí)，未熔WC 顆粒的存在破壞了熔池中熱流的方向性，擾亂了組織的定向凝固過程。當(dāng)添加20wt.%的WC 時(shí)，熔解的WC 過多，導(dǎo)致更多的富W 的魚骨狀共晶碳化物沿晶界析出，圖 2(f)所示。此外，隨著WC 顆粒的添加量增加，熔池中界面增多，導(dǎo)致熔池散熱速度變慢，因此過多的WC 顆粒導(dǎo)致晶粒反而增大。

圖 2 不同WC 添加量激光熔覆Fe 基涂層的SEM 照片：(a), (d) 1#; (b), (e) 2#; (c), (f) 3#Fig.2 SEM pictures of the laser cladded layers with different WC contents: (a), (d) 1#; (b), (e) 2#; (c), (f) 3#

圖 3 是加入10 wt.%的WC 熔覆層截面的光鏡照片，從圖中可以看到明顯的熔覆層、熱影響區(qū)和基體三個(gè)區(qū)域，且熱影響區(qū)的晶粒尺寸要比基體小得多。圖 3(b)是熱影響區(qū)的金相圖，晶粒排列無明顯方向性，平均晶粒尺寸小于50 μm；圖 3(c)是基體的金相圖，晶粒粗大，結(jié)合圖 3(a)來看，平均晶粒尺寸超過300 μm；參考圖 2(e)可知熔覆層的平均晶粒尺寸小于10 μm。熔池的散熱主要通過與上方氣體的對流散熱以及與下方基體的熱傳導(dǎo)來完成。在溫度梯度與表面張力梯度的作用下，熔池內(nèi)部發(fā)生強(qiáng)烈的Marangoni 運(yùn)動，能夠使熔體的熱傳導(dǎo)系數(shù)提高到靜止?fàn)顟B(tài)的2.5倍以上[14]。因此熔池冷卻速度最快可達(dá)106K/s，容易得到細(xì)晶組織。熔池下方的基體在高溫作用下發(fā)生再奧氏體化，其冷卻主要靠與基體之間的熱傳導(dǎo)，隨著基體溫度升高，其冷卻速度變慢，晶粒相對熔覆層較粗。激光熔覆快速凝固過程可以有效地細(xì)化晶粒，從而增強(qiáng)熔覆層的強(qiáng)韌性。

圖 3 2#樣品截面光鏡照片：(a) 熔覆層; (b) 熱影響區(qū); (c)基體Fig.3 Optical morphology of the 2# sample: (a) cladding layer; (b) heat affected zone; (c) matrix

圖 4 不同WC 添加量激光熔覆Fe 基涂層的XRD 圖譜Fig. 4 XRD patterns of the laser cladded layers with different WC contents

圖 5 是加入10 wt.%的WC 熔覆層截面的EDS 線掃描照片，熔覆層與高錳鋼基體之間的界面主要是元素?cái)U(kuò)散界面。界面處，熔覆層與高錳鋼基體之間元素互相擴(kuò)散、溶解形成固溶體，以Cr 和Mn 元素為例，可以看到元素含量沿著界面呈現(xiàn)明顯的梯度變化。熔覆層與高錳鋼基體之間的界面不是嚴(yán)格的直線，而是呈一定起伏的波形界面。這是由于激光熔覆過程是一個(gè)動態(tài)熔化與凝固的過程，粉末在高錳鋼表面熔化形成熔池，高錳基體與熔池之間形成一個(gè)半熔化區(qū)，因此熔池下方的固/液界面處于兩個(gè)等溫面之間，兩個(gè)等溫面之間的晶粒由于各向異性，各晶粒的界面能存在差異，導(dǎo)熱系數(shù)也各不相同，從而導(dǎo)致熔化速度不同，使固/液界面形成起伏不定的波形界面。

圖 5 2#樣品EDS 線掃描Fig.5 EDS line scan of the 2# sample

2.2 熔覆層硬度

不同WC 添加量激光熔覆Fe 基熔覆層的顯微硬度如圖 6 所示。三種樣品顯微硬度均由熔覆層到基體逐漸降低。熔覆層中主要為馬氏體組織，因此硬度較高，未添加WC 的1#樣品平均顯微硬度為540 HV0.2，加入10 wt.%的WC 顆粒后，平均顯微硬度有了明顯提升，為603 HV0.2，繼續(xù)增加WC 顆粒的添加量，熔覆層硬度緩慢提升，當(dāng)加入20 wt.%的WC 顆粒時(shí)，熔覆層平均顯微硬度為633 HV0.2。顯微硬度的增加主要有三方面的原因：一是W 元素固溶于馬氏體中起到了固溶強(qiáng)化的效果；二是熔覆層中C 含量的增加使得馬氏體中含碳量增加，馬氏體硬度升高，同時(shí)C含量的增加導(dǎo)致析出更多的碳化物數(shù)量增多，熔覆層硬度增大；三是未熔的WC 顆粒彌散分布起到彌散強(qiáng)化的效果。在熱影響區(qū)，由于熔覆層和基體之間的元素互擴(kuò)散作用，以及冷卻速度慢導(dǎo)致晶粒變粗，其硬度由熔覆層至基體逐漸降低，呈梯度分布。而高錳鋼基體未經(jīng)加工硬化，其硬度較低，在300 HV0.2 左右。

圖 6 不同WC 添加量激光熔覆Fe 基熔覆層的顯微硬度Fig. 6 Hardness of the laser cladded layers with different WC contents

2.3 熔覆層耐磨性能

高錳鋼基體及不同WC 添加量激光熔覆Fe 基熔覆層的磨損體積如圖 7 所示，高錳鋼基體采用經(jīng)加工硬化后的樣品，其硬度為512 HV0.2，熔覆層的磨損體積由圖中磨痕輪廓云圖計(jì)算得到。從圖中可以看到，熔覆層的磨損體積相比基體顯著降低，加入WC 顆粒后，熔覆層的磨損體積進(jìn)一步降低，1#不含WC 樣品的熔覆層磨損體積是基體的66.7%，2#加入10 wt.%的WC，熔覆層磨損體積是基體的52.3%，3#加入WC 顆粒增加至20 wt.%，熔覆層磨損體積是基體的48.1%。說明高錳鋼表面激光熔覆Fe 基熔覆層能夠明顯提升耐磨性，加入WC 顆粒有利于耐磨性的進(jìn)一步提升，這主要是因?yàn)閃C 顆粒溶解在熔覆層中產(chǎn)生固溶強(qiáng)化的作用，同時(shí)未熔WC 顆粒作為強(qiáng)化相同樣有利于熔覆層耐磨性提升。

圖 7 不同WC 添加量激光熔覆Fe 基熔覆層的磨損體積Fig. 7 The volume loss of the laser cladded layers with different WC contents

試樣的摩擦系數(shù)隨干摩擦磨損時(shí)間的變化趨勢如圖 8 所示，在滑動摩擦磨損初期容易產(chǎn)生磨屑，磨屑與試樣之間的剪切和刮擦以及磨屑與磨屑之間的相互作用易導(dǎo)致摩擦系數(shù)產(chǎn)生強(qiáng)烈的波動，曲線的噪聲和震動較大。300 s 后，試驗(yàn)的摩擦系數(shù)均趨于平穩(wěn)。隨著WC 顆粒添加量增加，試驗(yàn)的平均摩擦系數(shù)增大，這是由于WC 顆粒硬度大，在滑動摩擦磨損實(shí)驗(yàn)中WC 顆粒的尖角與對磨材料之間發(fā)生刮擦，隨著WC 顆粒越多，與磨球之間的對磨越強(qiáng)，導(dǎo)致試樣的平均摩擦系數(shù)增大[15]。

圖 8 不同WC 添加量激光熔覆Fe 基涂層的摩擦曲線Fig.8 The friction curves of the laser cladded layers with different WC contents

圖 9 為高錳鋼基體以及不同WC 添加量熔覆層的磨損形貌圖。圖 9(a)為高錳鋼基體的表面磨損形貌，從圖中可以觀察到犁溝、大塊剝落以及分層現(xiàn)象，表面高錳鋼基體發(fā)生了比較嚴(yán)重的磨損。高錳鋼加工硬化后其硬度較高，與磨球接觸部位發(fā)生冷焊形成黏著點(diǎn)，在滑動摩擦的過程中產(chǎn)生較大應(yīng)力將基體表面的材料拉起，導(dǎo)致大塊剝落[16]。同時(shí)，高錳鋼加工硬化后存在大量的位錯(cuò)，當(dāng)遇到阻礙時(shí)，位錯(cuò)堆積形成微裂紋，在應(yīng)力作用下裂紋聚集、擴(kuò)展，形成平行與基體表面的連續(xù)裂紋，導(dǎo)致分層現(xiàn)象產(chǎn)生[17,18]。圖 9(b)為不含WC 顆粒的熔覆層磨損形貌，可以看到較深的犁溝和小塊剝落，磨損程度比高錳鋼基體要輕得多，這要?dú)w功于于高硬度的馬氏體和碳化物的強(qiáng)化作用。加入WC 顆粒后，均勻分布的高硬度高耐磨WC 顆粒能夠起到骨架作用，減小熔覆層基體與對磨副的接觸面積，也能夠在一定程度上減少磨屑的產(chǎn)生。此外，硬質(zhì)WC 顆粒不會與對磨副發(fā)生冷焊和黏著，能夠有效避免熔覆層產(chǎn)生大塊剝落。此時(shí)合金基體起到對WC 顆粒的支撐與固定作用，使熔覆層的耐磨性顯著提高。圖 9(c)所示，WC 顆粒添加量10 wt.%的熔覆層表面剝落和分層現(xiàn)象明顯減輕，當(dāng)WC 顆粒的添加量增加到20 wt.%時(shí)，雖然WC 的固溶強(qiáng)化作用增大，WC 骨架增多，但是易導(dǎo)致熔覆層中殘余應(yīng)力增大，合金基體的支撐作用不足，導(dǎo)致WC 顆粒剝落[19]；同時(shí)過多的WC 顆粒與對磨副碰撞發(fā)生破碎，導(dǎo)致磨屑增多，犁溝加深，如圖 9(d)所示。因此，WC 顆粒添加量從10 wt.%增加至20 wt.%，對熔覆層的耐磨性提升并沒有十分顯著。

圖 9 高錳鋼基材和不同WC 添加量熔覆層的磨損形貌：(a)基體；(b)1#；(c)2#；(d)3#Fig. 9 The wear morphology of the high manganese steel and laser cladded layers with different WC contents:(a)matrix; (b)1#; (c)2#; (d)3#

3 結(jié)論

(1) 采用激光熔覆在高錳鋼表面制備了Fe-WC熔覆層，熔覆層組織由馬氏體、M7C3碳化物和未熔WC 顆粒組成，當(dāng)WC 顆粒添加量增加至20 wt.%時(shí)，熔覆層中出現(xiàn)了殘余奧氏體。

(2) 隨著WC 顆粒添加量增多，F(xiàn)e-WC 熔覆層中碳化物沿晶界呈網(wǎng)狀析出，當(dāng)WC 顆粒添加量增加至20 wt.%時(shí)，熔覆層中出現(xiàn)魚骨狀共晶碳化物。

(3) 隨著WC 顆粒添加量增多，F(xiàn)e-WC 熔覆層的硬度和耐磨性增大，WC 顆粒在熔覆層中起到骨架作用，合金基體起到支撐作用，二者協(xié)同使得熔覆層耐磨性增加。