基于高溫輔助超聲深滾下壓量對金屬陶瓷涂層組織結(jié)構(gòu)和性能影響

張 峻， 趙運才， 何 揚， 張新宇， 孟 成

(江西理工大學(xué)機電工程學(xué)院， 江西 贛州 341000)

0 前 言

金屬陶瓷涂層是最近幾年比較熱門的表面改善材料之一，廣泛用于航空航天、水利水電、礦山機械、工業(yè)汽車和大型艦艇等高科技領(lǐng)域中，主要噴涂于金屬材料的表面，從而賦予金屬材料表面高硬度、高耐磨性、高耐腐蝕性以及耐高溫性，大大延長了金屬材料原有的壽命并且可用于極端惡劣的使用環(huán)境中[1]。

金屬材料失效主要是從表面微裂紋逐漸擴展到材料內(nèi)部，等離子噴涂金屬陶瓷涂層通常用于金屬材料表面，提升材料表面疲勞性能。 將WC、Cr3C2、TiC 和TiB2等陶瓷作為硬質(zhì)相，Ni、Fe、Co 作為軟質(zhì)相，并且金屬陶瓷涂層有機結(jié)合了陶瓷的高熔點、高硬度、高耐磨性、高耐腐蝕性和合金的高強度、高硬度，大量的研究者認為金屬陶瓷涂層在未來有著十分廣闊的應(yīng)用前景[2-4]。 但是，一方面由于陶瓷顆粒大，噴涂金屬陶瓷組織孔隙率高、裂紋多，呈粗大的層狀結(jié)構(gòu)，故其界面主要為各層之間結(jié)合形成的固-固界面、涂層中氣孔或者微裂紋邊緣固-氣界面以及基體與涂層的機械結(jié)合界面；另一方面，金屬陶瓷涂層中陶瓷顆粒與合金粉末的熱膨脹系數(shù)和彈性模量相差大，導(dǎo)致涂層內(nèi)部和基體-涂層結(jié)合界面產(chǎn)生高幅值和梯度大的殘余應(yīng)力，這兩方面嚴重影響著涂層的整體性能和使用壽命[5，6]。為了解決這兩方面的問題，在金屬材料后處理工藝上有了冷深軋[7]、高溫深扎[8]、激光沖擊[9]、噴丸[10]、超聲滾壓[11]等方法以使材料發(fā)生強烈塑性變形，減少孔隙和裂紋，引入殘余壓應(yīng)力提高硬度、疲勞壽命、耐磨性。 超聲深滾技術(shù)[12]是在超聲滾壓基礎(chǔ)上通過特殊條件在滾珠垂直方面上施加一定的靜壓力，再對滾珠在垂直方向上施加一定振幅的超聲波振動，使材料表面發(fā)生強烈的塑性變形，引入高幅值的殘余壓應(yīng)力消除涂層內(nèi)部的孔隙和抑制裂紋的擴展，甚至使裂紋彌合，并且使涂層表面發(fā)生加工硬化，從而提高表面硬度與粗糙度，增加其組織性能的方法。 由于金屬陶瓷涂層的硬度極高，在單一超聲深滾下所需的靜壓力不容易控制，過小可能達不到預(yù)期的效果；過大則可能損壞涂層表面質(zhì)量甚至使涂層剝落。 賀哲龍等[13]對H13 鋼在不同溫度下滾壓，發(fā)現(xiàn)200 ℃溫滾壓延長了疲勞壽命；Auezhan 等[14]在局部高溫加熱(LHT)基礎(chǔ)上再進行超聲納米晶表面改性(UNSM)，使Ti-6Al-4V 合金表面硬度最大提升了34.3%，表面形成高度加工硬化層，表面粗糙度和摩擦系數(shù)減小、LHT+UNSM 在800 ℃產(chǎn)生殘余壓應(yīng)力最大。 因此發(fā)現(xiàn)通過引入高溫輔助能降低材料的強度，在進行滾壓能產(chǎn)生更大塑性變形。 同時控制下壓量間接的調(diào)整靜壓力的作用效果，能減少瞬時的沖擊力保證表面完整性。

故本次實驗是引入高溫輔助使涂層軟化后再立刻進行超聲深滾，相對于其他工藝，其優(yōu)點是通過更小的深滾力減小涂層表面與滾珠之間摩擦力，不僅保障了表面完整性還提高了涂層整體的力學(xué)性能。 對于這種涂層耦合后處理技術(shù)鮮有報道，本工作探究了高溫輔助超聲深滾下壓量對金屬陶瓷涂層組織性能的影響。

1 實 驗

1.1 實驗材料及處理

使用等離子噴涂對基體進行預(yù)處理，基體材料為45 鋼，將其加工成圓環(huán)狀，外圓直徑54 mm，內(nèi)圓直徑38 mm，圓環(huán)厚度8 mm。 用金相砂紙打磨拋光減小表面粗糙度使其更加平整光潔，再用丙酮清洗去雜質(zhì)、噴砂粗化，其目的是使涂層與基體的平面接觸面積完整均勻，獲得優(yōu)良的摩擦學(xué)性能。 等離子噴涂材料為Ni60+15WC 合金粉末，將合金粉末通過JP-8000 型自動噴涂系統(tǒng)在45 鋼表面噴涂0.4 mm 厚度左右的涂層，在空氣中自然冷卻，其化學(xué)成分如表1 和表2 所示。

表1 45 鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)) %Table 1 Chemical composition of 45 steel(mass fraction)%

表2 鎳基碳化鎢合金粉末Ni60+15WC 的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)) %Table 2 Chemical composition of nickel tungsten carbide powder Ni60+15WC(mass fraction) %

涂層制備結(jié)束后，采用感應(yīng)加熱設(shè)備Al-518 型人工智能溫度控制器及輔助感應(yīng)加熱等模塊化系統(tǒng)裝置，對等離子噴涂圓環(huán)試樣分別進行感應(yīng)加熱800 ℃處理，使涂層因為高熱量而產(chǎn)生軟化。 然后采用C616-10 系列超聲滾壓強化臥式車床對涂層實施超聲滾壓表面強化處理，深滾力0.3 MPa、進給量0.15 r/min、主軸轉(zhuǎn)速248 r/min、下壓量分別為0.20，0.25，0.30 mm。 取未深滾(NUDR)、高溫輔助超聲深滾下壓量分別為0.20，0.25，0.30 mm 處理(HT+UDR+0.20 mm、HT+UDR+0.25 mm、HT+UDR+0.30 mm)并依次編號。

1.2 測試表征

使用線切割機將各圓環(huán)大試樣處理為10 mm×9 mm×6 mm 的小試樣，用500，800，1 000，1 500，2 000 目砂紙在YM-2A 型金相試樣預(yù)磨機上依次打磨光滑平整，用0.50 W 和0.25 W 金剛石研磨膏依次在PG-2D型金相拋光機上拋光至鏡面效果為止。 在酒精清洗后用質(zhì)量分數(shù)為4%的硝酸酒精腐蝕小試樣截面10 s，快速清洗吹干進行裝袋進一步觀察。

采用掃描電鏡(ZEISS ΣIGMA 型)觀察金屬陶瓷涂層表面形貌以及與基體45 鋼結(jié)合界面處顯微組織形貌；選中掃描區(qū)域通過EDS 測定涂層表面以及涂層與基體結(jié)合處元素分布情況；使用顯微硬度計測試金屬陶瓷涂層表面硬度，對于有每個樣品選取10 個區(qū)域測定并取平均值。 通過X 射線衍射儀(Empyrean 型X 射線衍射儀)對涂層表層進行殘余應(yīng)力測定，掃描角度為20°～100°，步長為0.02°，慢掃提高掃描精度，標(biāo)準差是基于對每個樣本進行的至少5 次測量的平均值。

2 結(jié)果與分析

2.1 下壓量對微觀組織結(jié)構(gòu)的影響

圖1 為金屬陶瓷涂層的截面SEM 形貌，圖1a 為NUDR 處理涂層截面，存在典型的熱噴涂的層狀結(jié)構(gòu)，組織之間致密度低、涂層表層不平度高伴隨凹坑，內(nèi)部存在大量裂紋并且縱向蔓延隨機分布，孔隙率大，大孔洞主要處于涂層的中上部分。 大量未熔銀白色WC 顆粒隨機分布且存在聚集現(xiàn)象，分布不均勻。 因為等離子噴涂在極短的時間內(nèi)將陶瓷、合金、金屬材料粒子加熱到高溫，使材料處于熔融、半熔融狀態(tài)，再噴射撞擊到基體表面，通過在空氣中快速冷卻凝固[15]。 涂層中合金粉末和陶瓷顆粒的熱膨脹系數(shù)和彈性模量相差很大，使得涂層內(nèi)部以及涂層與基體結(jié)合區(qū)產(chǎn)生幅度高和梯度大的殘余應(yīng)力分布，從而造成涂層裂紋和孔隙的產(chǎn)生，并且大部分都發(fā)生在熱膨脹系數(shù)大的WC 陶瓷顆粒周圍。 圖1b 為HT+UDR+0.20 mm 處理后的截面形貌，可見涂層致密程度變高，層狀結(jié)構(gòu)變少，表層不平度降低，孔隙率變化不大，未熔WC 顆粒在涂層中分布均勻且沿著深滾方向拉伸呈水平波浪形。 WC 本身硬度大、脆性大不容易發(fā)生塑性變形，但是高溫輔助深滾可以使涂層吸收足夠的熱量軟化。 涂層內(nèi)部吸收大量的熱量，原子間距加大，金屬鍵變?nèi)醪⑶页霈F(xiàn)斷裂，硬度和強度下降，塑性和韌性提高，WC 顆粒隨著深滾方向拉伸變形細化。 涂層表層凹坑在超聲深滾作用下，表層的微峰被擠壓，凹坑被微峰流動的材料填滿。 表層裂紋也隨之消除，涂層內(nèi)部縱向裂紋在塑性流變作用下彌合或轉(zhuǎn)變?yōu)闄M向裂紋，抑制了裂紋大面積擴展和表層開裂。

圖1 金屬陶瓷涂層截面形貌Fig. 1 Section morphology of cermet coating

在HT+UDR+0.25 mm 和HT+UDR+0.30 mm 處理下，表層凹坑基本消除，孔隙率也逐漸降低(圖1c 和1d)。 在下壓量0.25 mm 處理下最顯著，表層平整度最高，涂層裂紋和孔隙減少。 因為隨著下壓量增加，晶粒在高溫加熱超聲深滾作用下發(fā)生滑移和位錯程度大。涂層變形程度也提升，作用深度更深，晶胞位錯滑移率也逐漸變大，導(dǎo)致位錯密度變大，并且出現(xiàn)“纏結(jié)現(xiàn)象”，在錯位墻旁邊出現(xiàn)湮滅與重組，形成新的晶界層，使晶粒被細化[16，17]。 但并不是下壓量越大越好，在下壓量0.30 mm 處理下表層出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。 當(dāng)晶粒細化到材料極限時，單位體積中晶粒數(shù)目越多，晶界面積大，防止位錯和晶間滑移，即抵抗塑性變形的能力變強。 但過大的下壓量會破壞內(nèi)部應(yīng)力平衡，超出了涂層的塑性變形范圍，導(dǎo)致涂層晶粒破碎和脫落，表層產(chǎn)生較大裂紋。

前人已經(jīng)研究表明表面超聲滾壓并不能發(fā)生元素擴散，也不能產(chǎn)生新的相[18]。 但高溫處理可以加速元素的擴散以及新的相產(chǎn)生，圖2 為金屬陶瓷涂層截面線掃描元素過渡圖。 如圖2 所示在NUDR 涂層與基體結(jié)合界面的Fe 與Ni 元素分布圖是跳躍性增加后再保持穩(wěn)定波動，涂層與基體結(jié)合強度弱，主要為傳統(tǒng)的機械結(jié)合；在高溫不同下壓量下元素擴散現(xiàn)象相似，故這里取HT+UDR+0.25 mm 后分析，涂層與基體結(jié)合界面Fe 與Ni 元素分布圖出現(xiàn)過渡性遞增再增加后保持穩(wěn)定波動，這是典型的元素擴散現(xiàn)象，基體中Fe 元素向涂層遷移，涂層中Ni 元素向基體遷移，涂層與基體結(jié)合強度提升，由傳統(tǒng)的機械結(jié)合轉(zhuǎn)變?yōu)榛瘜W(xué)鍵結(jié)合，即冶金結(jié)合。 單一的超聲深滾工藝是通過加工硬化和晶粒細化并引入殘余壓應(yīng)力改變材料的力學(xué)性能，但通過高溫輔助加上超聲深滾過程中滾珠與涂層表面接觸產(chǎn)生的熱量使涂層與基體結(jié)合界面起到熱處理的作用，促進了結(jié)合界面處元素擴散，進一步提高了涂層與基體的結(jié)合強度。

圖2 金屬陶瓷涂層截面線掃描元素過渡圖Fig. 2 Line scan element transition diagram of Cermet coating cross section

2.2 下壓量對顯微硬度的影響

NUDR、HT+UDR+0.20 mm、HT+UDR+0.25 mm、HT+UDR+0.30 mm 涂層的表面硬度分別為430.9，570.4，650.2，690.1 HV，如圖3 所示，未超聲深滾涂層硬度最低，高溫超聲深滾較未超聲深滾顯微硬度提高了，HT+UDR+0.25 mm 相對于NUDR 提升了60.2%。 這主要是因為在高溫下涂層軟化，抵抗塑性變形能力變?nèi)鯇?dǎo)致深滾力作用效果增強，表面晶粒細化程度更高。

圖3 不同下壓量的顯微硬度Fig. 3 Microhardness of different press amounts

根據(jù)Hall-Petch 關(guān)系公式[19]:

式中:Hv為顯微硬度，H0為壓入顯微硬度，K為材料系數(shù)，d為晶粒平均直徑。

當(dāng)晶粒發(fā)生細化時晶粒之間會滑移和位錯，由于滑移和位錯晶粒取向隨機，在晶界附近大量導(dǎo)致塞積，位錯密度增加導(dǎo)致硬度增大[20]。 在高溫輔助超聲深滾不同下壓量處理，涂層硬度不斷增大，最高提升了18%，但是在0.25 mm 和0.30 mm 下壓量之間硬度改善程度變小，說明涂層表層硬化層抵抗塑性變形，晶粒細化被抑制。 塑性變形最開始在表面再不斷延伸到涂層內(nèi)部，隨涂層深度下降，一方面是因為沖擊能量隨之涂層深度不斷衰弱，晶粒細化不斷降低；另一方面是因為塑性變形使涂層在表層產(chǎn)生硬化層，阻止位錯和滑移，抵抗塑性變形的能力變強，因此硬度提升程度變緩。

2.3 下壓量對殘余應(yīng)力的影響

衍射峰發(fā)生了半寬高度寬化和衍射峰向小角度衍射峰偏移現(xiàn)象，說明晶粒尺寸變小并且晶界間距變大，在深滾力的作用下晶粒發(fā)生晶格畸變，位錯密度增加。 峰值向較低的角度移動，表明存在微應(yīng)變引起的殘余壓應(yīng)力。

圖4 不同下壓量試樣的XRD 譜和局部主峰與半寬高的關(guān)系Fig. 4 XRD pattern of samples under different press amounts and the relation between the local main peak and FWHM

根據(jù)Bragg 方程[21]和Scherrer 公式[22]:

式中:d為晶面間距，θ1為入射線、反射線與反射晶面之間的夾角，λ1為波長，n為反射級數(shù)；K為Scherrer 常數(shù)，B為實測樣品衍射峰半寬高度，D為晶粒垂直于晶面方向的平均厚度，θ2為Bragg 衍射角，λ2為X 射線波長。

在涂層表面進行HT+UDR 可以引入高幅值的殘余應(yīng)力，延長材料的疲勞壽命，抑制表層裂紋的萌發(fā)和擴展。 圖5 所示為NUDR、HT+UDR+0.20 mm、HT+UDR+0.25 mm、HT+UDR+0.30 mm 涂層表面殘余壓應(yīng)力，其值分別是165.5，-290.9，-337.9，-308.6 MPa，NUDR 表面殘余應(yīng)力為拉應(yīng)力，在經(jīng)過高溫超聲深滾之后轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力。

圖5 不同處理下金屬陶瓷涂層表面殘余應(yīng)力Fig. 5 Surface residual stress of cermet coating under different treatments

雖然高溫使涂層內(nèi)部發(fā)生應(yīng)力松弛，殘余壓應(yīng)力出現(xiàn)恢復(fù)，晶粒長大的阻力變小，晶面間距變大，但滾珠動態(tài)沖擊作用與涂層表面頻率高，材料已經(jīng)產(chǎn)生彈性變形不能及時完全恢復(fù)，并且隨之連續(xù)的動態(tài)沖擊逐漸積累，最終匯聚在一起形成材料內(nèi)部的動應(yīng)力波。高溫處理下金屬材料具有較好的塑性，有利于振蕩應(yīng)力波的快速形成和使傳播深度更深。 另外在相同高溫加熱不同下壓量處理下，在更高下壓量的處理下衍射峰半寬高度變寬和左偏移更加明顯，說明在更大下壓量條件下超聲深滾作用更加明顯，塑性變形程度更大，晶粒細化程度更高，在涂層內(nèi)部產(chǎn)生了更大的殘余壓應(yīng)力。 HT+UDR+0.30 mm 處理涂層表面衍射峰出現(xiàn)往右偏移現(xiàn)象且殘余壓應(yīng)力降低，這是因為下壓量存在極限值。 隨著下壓量的增加，表面動態(tài)再結(jié)晶行為加劇，會使位錯密度下降，導(dǎo)致殘余應(yīng)力釋放，對材料表面造成很大的危害[23]。 在輔助加熱基礎(chǔ)上使殘余應(yīng)力發(fā)生松弛，但同時也提高了涂層整體塑性變形的程度，在0.25 mm 下壓量處理下涂層半寬高度最寬，小角度偏移最大，晶粒細化最小，殘余壓應(yīng)力最大。

3 結(jié) 論

(1)HT+UDR+0.25 mm 處理后金屬陶瓷涂層整體孔隙減少。 裂紋在材料塑性流變中彌合或由縱向轉(zhuǎn)變?yōu)闄M向，抑制了涂層縱向擴展導(dǎo)致的涂層失效。 WC 顆粒隨著深滾方向拉伸變形細化，在涂層與基體結(jié)合界面Fe 與Ni 發(fā)生元素擴散，涂層與基體結(jié)合方式由機械結(jié)合轉(zhuǎn)變?yōu)橐苯鸾Y(jié)合，高溫超聲深滾后涂層與基體結(jié)合強度得到提升。

(2)在高溫輔助超聲深滾作用下，隨著下壓量的增加，涂層顯微硬度不斷提高，下壓量到達0.25 mm 后硬度提升程度變緩。

(3)在高溫輔助超聲深滾下晶粒細化程度高，獲得的殘余壓應(yīng)力更大。 但過大的塑性變形并沒有獲得更好的組織性能，HT+UDR+0.30 mm 處理涂層表面動態(tài)再結(jié)晶行為加劇，會使位錯密度下降，導(dǎo)致殘余應(yīng)力釋放，對材料表面造成很大的危害。 而HT+UDR+0.25 mm 處理涂層維持應(yīng)力平衡，殘余壓應(yīng)力最大。