WC-Cr7C3復(fù)合增強(qiáng)鐵基激光熔覆層的組織與性能

王皓民，汪國慶，熊楊凱，江 昊，趙遠(yuǎn)濤，方志強(qiáng)，李文戈

(1.海南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，?？?570228；2.上海海事大學(xué)商船學(xué)院，上海 201306)

0 引 言

45鋼因具有較好的強(qiáng)度、塑韌性與焊接性而廣泛應(yīng)用于關(guān)鍵機(jī)械零部件的制造；這些關(guān)鍵零部件在服役過程中常面對嚴(yán)重摩擦磨損的工況，給其服役性能與壽命帶來了巨大挑戰(zhàn)，因此有必要對其表面進(jìn)行改性處理。激光熔覆技術(shù)是指采用高能激光束照射基體表面粉末，使粉末熔化、凝固而形成涂層的一種技術(shù)[1-2]。激光熔覆技術(shù)制備的金屬陶瓷復(fù)合涂層已廣泛應(yīng)用于機(jī)械零件表面以提高零件表面硬度、耐磨性能和耐腐蝕性能[3-6]。在金屬陶瓷復(fù)合激光熔覆層中，TiC、VC、Cr7C3、WC等碳化物因具有硬度高、穩(wěn)定性好、耐腐蝕性能佳等優(yōu)勢而廣泛用作硬質(zhì)強(qiáng)化相[7-10]。研究[11]表明，激光熔覆原位合成的強(qiáng)化相與鐵基相有著良好的界面行為，可解決強(qiáng)化相與基體相界面相容性與潤濕性差的問題。同時，激光熔覆技術(shù)制備的碳化物增強(qiáng)熔覆層成形質(zhì)量較好，碳化物對熔覆層的性能提升有較好的效果[9]。但是單一碳化物相的強(qiáng)化作用也易使改性熔覆層的性能分布不均衡，導(dǎo)致其應(yīng)用受到一定程度的限制[12]。

近年來，多元硬質(zhì)相復(fù)合強(qiáng)化的激光熔覆層因多元硬質(zhì)相差異化的物理化學(xué)性能，而賦予熔覆層更加優(yōu)異的組織穩(wěn)定性、力學(xué)性能與化學(xué)穩(wěn)定性等[12]；其中WC與Cr7C3復(fù)合增強(qiáng)激光熔覆層在組織穩(wěn)定性、硬度、耐磨性與抗高溫氧化性能等諸多方面展現(xiàn)了良好的協(xié)同增強(qiáng)效果，這與WC具有比Cr7C3更高的硬化效果，而Cr7C3可提升WC相的高溫穩(wěn)定性有關(guān)[13]。目前，有關(guān)WC-Cr7C3復(fù)合增強(qiáng)激光熔覆層的研究很少，且主要集中在強(qiáng)化效果分析等方面[7]，未見有關(guān)激光熔覆工藝優(yōu)化及工藝參數(shù)對熔覆層組織和性能影響等方面的研究報道，而激光功率和掃描速度會顯著影響熔覆層的顯微組織和力學(xué)性能[14]?；诖耍髡咭糟t粉、鎢粉、石墨粉與鐵粉為熔覆層原料，Ni60合金粉為黏結(jié)層原料，采用激光熔覆技術(shù)在45鋼基體表面制備了WC-Cr7C3復(fù)合增強(qiáng)鐵基熔覆層，研究了不同激光功率和掃描速度下熔覆層的宏觀形貌，得到最優(yōu)的激光熔覆工藝參數(shù)，分析了最優(yōu)工藝下熔覆層的顯微組織、物相組成、硬度、摩擦磨損性能。

1 試樣制備與試驗方法

試驗所用基體材料為尺寸60 mm×60 mm×5 mm的45鋼，對其進(jìn)行噴砂處理使表面粗糙度Ra為2.5 μm，用丙酮超聲清洗后烘干。熔覆材料包括鎢粉(平均粒徑48 μm，純度不低于99.95%，北京化學(xué)試劑公司生產(chǎn))、鉻粉(平均粒徑75 μm，純度不低于99.9%，北京化學(xué)試劑公司生產(chǎn))、Ni60自熔合金粉(粒徑48～106 μm，純度不低于99.9%，北京化學(xué)試劑公司生產(chǎn))、鐵粉(平均粒徑48 μm，純度不低于99.9%，天津化學(xué)試劑三廠生產(chǎn))與石墨粉(平均粒徑75 μm，純度不低于99%，北京有色金屬研究院生產(chǎn))。將Ni60合金粉與質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%聚乙烯醇黏結(jié)劑均勻混合，涂敷在45鋼基體表面形成黏結(jié)層，厚度為0.2 mm。根據(jù)前期研究結(jié)果，確定熔覆層中鉻粉、石墨粉、鎢粉的原料配比如表1所示。按照表1的原料配比稱取熔覆材料，采用球磨機(jī)機(jī)械球磨2 h后，置于70 ℃的烘箱內(nèi)烘干1 h。將烘干后的混合粉體與質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%聚乙烯醇黏結(jié)劑混合，并均勻涂覆在Ni60合金粉黏結(jié)層表面，涂覆厚度約為0.7 mm，烘干。采用HL-5000型CW二氧化碳激光器進(jìn)行激光熔覆試驗，激光光斑直徑為8 mm，離焦量為270 mm，搭接率為10%，激光功率分別為2 500，3 000，3 500 W，掃描速度分別為2，3，5 mm·s-1，保護(hù)氣體為氬氣。

表1 激光熔覆層的原料配方

采用Leica DM2700M型光學(xué)顯微鏡對熔覆層的宏觀形貌進(jìn)行觀察。用線切割加工出尺寸為10 mm×5 mm×5 mm的試樣，經(jīng)超聲清洗、鑲嵌、打磨、拋光、王水腐蝕后，采用Hitachi S-3400N型掃描電鏡(SEM)對熔覆層的截面微觀形貌進(jìn)行觀察，采用SEM 附帶的JXA-8100型能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。采用X′Pert Pro MDP型X射線衍射儀(XRD)分析熔覆層的物相組成，采用銅靶，Kα射線，管電壓為40 kV，管電流為40 mA，掃描范圍為20°～90°，掃描速率為10(°)·min-1，步長為0.02°。采用熱震試驗研究熔覆層與基體的結(jié)合性能，將熔覆層試樣置于500 ℃的馬弗爐中保溫2 min，隨后立即水淬3 min，反復(fù)操作50次后，采用SEM觀察熔覆層與基體界面處的截面形貌。采用HXD-1000TMC型顯微硬度計測熔覆層和基體截面的維氏硬度，測試間隔為0.1 mm，載荷為1.96 N，保載時間為15 s。采用Optimal SRV型摩擦磨損試驗機(jī)對熔覆層試樣和基體試樣進(jìn)行摩擦磨損試驗，對磨件為Si3N4球(硬度1 800 HV，直徑10 mm)，法向載荷為90 N，行程為1 mm，往復(fù)頻率為30 Hz，試驗時間為60 min；摩擦磨損試驗后，以未磨損表面為基準(zhǔn)面，磨損表面上垂直于磨痕方向為x軸，磨損表面法向為y軸，采用TL-1型探針式粗糙度測試儀繪制磨痕輪廓；采用Talysurf 5P-120型表面形貌儀測定磨損表面的形貌曲線，計算磨損體積。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖1可以看出，在5 mm·s-1掃描速度下，不同激光功率制備熔覆層中均出現(xiàn)了明顯的寬度約6.5 mm的窄條狀熔覆區(qū)域(非搭接區(qū))以及窄條狀熔覆區(qū)域之間的搭接區(qū)。2 500 W激光功率下制備的熔覆層單道寬度較窄，原料粉末仍保持原狀，熔覆層幾乎未實現(xiàn)成形，且搭接區(qū)域存在較多未熔化的粉體顆粒與球化熔粒，整體成形質(zhì)量較差。當(dāng)激光功率增加到3 000 W時，熔覆層部分成形，搭接區(qū)出現(xiàn)金屬熔合形貌且未熔顆粒數(shù)量明顯減少，但仍存在較多的球化熔粒。當(dāng)激光功率為3 500 W時，熔覆層表面平整度良好，搭接區(qū)存在少量球化熔粒且未出現(xiàn)明顯未熔顆粒，說明3 500 W的激光功率對該熔覆材料具有較好的熔覆效果。

圖1 不同激光功率制備熔覆層的表面宏觀形貌(掃描速度5 mm·s-1)Fig.1 Surface macromorphology of cladding layer prepared with different laser powers (scanning speed of 5 mm·s-1)

由圖2結(jié)合圖1(c)可知，在3 500 W激光功率下，隨著掃描速度由5 mm·s-1下降到2 mm·s-1，熔覆層成形質(zhì)量逐漸變好。5 mm·s-1掃描速度制備得到熔覆層搭接區(qū)存在一些球化熔粒，部分熔覆層成形良好，但整體成形質(zhì)量一般。3 mm·s-1掃描速度下制備得到熔覆層平整度較好，搭接區(qū)的球化熔粒較少。當(dāng)掃描速度為2 mm·s-1時，熔覆層表面球化熔粒完全消失，熔覆層有明顯金屬光澤且均勻度與平整度良好。對比可知，在高激光能量下，隨著掃描速度的降低，原料粉體有足夠的時間充分熔融從而形成均勻平整的表面形貌。熔覆層表面出現(xiàn)的黑色物質(zhì)可能來源于激光熔池中聚乙烯醇的焦化、混合粉體中合金元素的氧化或高含量石墨的上浮脫碳，該黑色物質(zhì)可被清除。綜上可知，在3 500 W激光功率、2 mm·s-1掃描速度下制備得到的熔覆層具有較好的成形質(zhì)量，因此后面對該工藝下熔覆層的微觀形貌與性能進(jìn)行研究。

圖2 不同掃描速度制備熔覆層的表面宏觀形貌(激光功率3 500 W)Fig.2 Surface macromorphology of cladding layer prepared with different scanning speeds (laser power of 3 500 W)

2.2 微觀形貌與物相組成

由圖3可知，在激光功率3 500 W、掃描速度2 mm·s-1條件下，非搭接區(qū)熔覆層試樣截面由熔覆層、熔合層與基體組成，其中熔覆層厚度約為500 μm，熔合層厚度約為10 μm。熔覆層組織主要由碳化物強(qiáng)化相與馬氏體相組成，碳化物相呈現(xiàn)三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，同時該網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)還存在由合金基體相凝固成分偏析產(chǎn)生的共晶組織或偽共晶組織。熔覆層組織細(xì)小致密，且無明顯裂紋。由熔覆層表面到內(nèi)部，其組織逐漸由等軸晶(區(qū)域A和B)、樹枝晶(區(qū)域C)向柱狀晶與平面晶(區(qū)域D)轉(zhuǎn)變，該晶粒形貌的演變是由凝固形狀控制因子K(溫度梯度與凝固結(jié)晶速率的比值)決定的[15]。在靠近熔合層處K值較大，導(dǎo)致平面晶產(chǎn)生；隨著距熔合層距離的增大，形核率下降，在正的凝固溫度梯度作用下，熔覆層晶粒沿著熱量傳遞方向呈柱狀晶生長；隨著距熔合層距離的繼續(xù)增大，此時熔體快速達(dá)到過冷狀態(tài)，熔體凝固釋放的相變潛熱導(dǎo)致正凝固溫度梯度的產(chǎn)生，進(jìn)而引發(fā)樹枝晶的生成；在熔覆層表面處，較大的過冷度促進(jìn)大量晶粒形核，從而形成等軸晶。熔合層為一條白亮帶，其晶粒為熔覆層熔體在較大過冷度下所形成的細(xì)小晶粒，組織中無明顯雜質(zhì)及缺陷。

圖3 非搭接區(qū)熔覆層試樣的截面SEM形貌(激光功率3 500 W,掃描速度2 mm·s-1)Fig.3 Section SEM morphology of cladding layer sample of non-overlapping area (laser power of 3 500 W and scanning speed of 2 mm·s-1): (a) overall morphology at low magnification; (b) morphology of area A at high magnification；(c) morphology of area B at high magnification；(d) morphology of area C at high magnification and (e) morphology of area D at high magnification

圖4 搭接區(qū)熔覆層試樣的截面SEM形貌(激光功率3 500 W,掃描速度2 mm·s-1)Fig.4 Section SEM morphology of cladding layer sample of overlapping area (laser power of 3 500 W and scanning speed of 2 mm·s-1): (a) overall morphology at low magnification; (b) morphology of area E at high magnification；(c) morphology of area F at high magnification；(d) morphology of area G at high magnification and (e) morphology of area H at high magnification

由圖4可知，搭接區(qū)熔覆層試樣截面由熔覆層、熔合層與基體組成，其中熔覆層厚度約為550 μm，熔合層厚度約為8 μm。相較非搭接區(qū)，搭接區(qū)熔覆層中的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)更明顯，共晶組織更均勻、規(guī)則且致密；由熔覆層表面到內(nèi)部，其組織逐漸由均勻等軸晶和不明顯的樹枝晶(區(qū)域E，F(xiàn)，G)向平面晶與少量柱狀晶(區(qū)域H)轉(zhuǎn)變。與非搭接區(qū)相比，激光重熔作用及熔池的對流使得搭接區(qū)內(nèi)成分更加均勻，熔池凝固過程中合金相周圍更易形成共晶組織網(wǎng)絡(luò)，同時晶粒尺寸略有減小。

由圖5可知：搭接區(qū)和非搭接區(qū)熔覆層中白亮相和灰質(zhì)相的化學(xué)成分相似，均含有鐵、鎢、鉻、碳、鎳5種元素，主要元素均為鐵元素和碳元素，其中灰質(zhì)相中含有相對較少的鎢、鉻及較多的鎳元素，說明灰質(zhì)相主要為鐵基合金相及部分碳富集相，白亮相含有相對較多的鎢、鉻及較少的鎳元素，說明白亮相主要為合金碳化物相，其中鎳元素來源于黏結(jié)層。

由圖6可知，熔覆層的主要物相為Cr7C3、WC、Fe3C與FeM固溶體(M代表Ni，W，Cr，C)，說明激光熔覆可原位合成Cr7C3與WC碳化物強(qiáng)化相。結(jié)合圖5可知，熔覆層中的灰質(zhì)相為FeM固溶體與碳富集區(qū)，而白亮相為Cr7C3、WC、Fe3C富集區(qū)。其中，F(xiàn)eM固溶體是由于鎳基合金粉黏結(jié)層在激光熔池對流作用下對表面熔覆層的熔融稀釋形成的。在表面激光熔覆過程中，黏結(jié)層粉末發(fā)生熔融、對流、擴(kuò)散，使其與表面熔覆層形成合金化的復(fù)合熔覆層，結(jié)合熔合層的白亮帶，可知熔覆層與基體形成了冶金結(jié)合。

2.3 與基體的結(jié)合性能

由圖7可知，經(jīng)500℃反復(fù)50次的熱震試驗后，熔覆層內(nèi)部無明顯裂紋等缺陷產(chǎn)生，且熔覆層與基體間界面處未見明顯裂紋、剝離等現(xiàn)象，說明二者形成了較好的結(jié)合，這主要是因為原位自生碳化物相與FeM合金相間具有較好的界面相容性，且鎳基合金粉在激光熔覆過程中發(fā)生熔融、對流、擴(kuò)散，使其與熔覆層形成合金化的復(fù)合熔覆層，從而提高了熔覆層的內(nèi)部結(jié)合力，使熔覆層與基體形成了冶金結(jié)合[16]。

2.4 顯微硬度

由圖8可知，隨著距表面距離的增加，熔覆層的硬度先緩慢降低，當(dāng)距表面距離大于550 μm時，硬度急劇降低，說明此時測試的區(qū)域已屬于硬度較低的熔合層，其中熔覆層的平均硬度為507.6 HV，而基體的平均硬度為304.5 HV，熔覆層的硬度較基體提高了約63.8%。熔覆層硬度與其屈服強(qiáng)度有正相關(guān)性。在激光熔覆過程中，熔池由內(nèi)向外的凝固行為導(dǎo)致低熔點的碳化物(Cr7C3、WC與Fe3C)向熔覆層表層區(qū)域富集，起到第二相強(qiáng)化作用；激光熔覆過程的快速降溫行為導(dǎo)致表層區(qū)域具有較大過冷度，引起合金相與碳化物相的結(jié)晶率升高，晶粒細(xì)化，從而提高了熔覆層表層區(qū)域的屈服強(qiáng)度[17]，進(jìn)而提高了表層的硬度。較多的碳元素與合金元素使熔覆層形成明顯的固溶強(qiáng)化效應(yīng)。3種強(qiáng)化機(jī)制的協(xié)同作用使得熔覆層具有很高的硬度，遠(yuǎn)高于基體。

圖6 非搭接區(qū)與搭接區(qū)熔覆層的XRD譜(激光功率3 500 W,掃描速度2 mm·s-1)Fig.6 XRD patterns of cladding layer of non-overlapping area and overlapping area (laser power of 3 500 W and scanning speed of 2 mm·s-1)

圖7 激光功率3 500 W、掃描速度2 mm·s-1下制備得到熔覆層經(jīng)熱震試驗后的截面形貌Fig.7 Section morphology of cladding layer prepared with laser power of 3 500 W and scanning speed of 2 mm·s-1 after thermal shock

圖8 激光功率3 500 W、掃描速度2 mm·s-1下制備得到熔覆層試樣的截面硬度分布曲線Fig.8 Section hardness distribution curve of cladding layer sample prepared with laser power of 3 500 W and scanning speed of 2 mm·s-1

圖9 磨損試驗后基體和在激光功率3 500 W,掃描速度2 mm·s-1下制備得到熔覆層的磨痕輪廓Fig.9 Wear profile of substrate (a) and cladding layer prepared with laser power of 3 500 W and scanning speed of2 mm·s-1 (b) after wear test

2.5 摩擦磨損性能

由圖9可知，磨損試驗后，45鋼基體磨痕寬而深，熔覆層磨痕窄而淺。由圖10可知：45鋼基體的摩擦因數(shù)在0～120 s內(nèi)由0增加到0.48，在摩擦穩(wěn)定階段的平均摩擦因數(shù)為0.458；熔覆層的摩擦因數(shù)在0～120 s內(nèi)由0增加到0.25，在摩擦穩(wěn)定階段的平均摩擦因數(shù)為0.128，僅為基體的1/4?；w和熔覆層的磨損率分別為4.9×106，5.4×105cm3·N-1·m-1，熔覆層的磨損率僅為基體的1/9。熔覆層中致密的碳化物網(wǎng)絡(luò)將基體相分割成無數(shù)窄小的微觀密閉空間，使熔覆層硬度趨近于碳化物組織[18]；在摩擦磨損過程中，碳化物網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)承受主要載荷，使得熔覆層的磨損量較低，同時熔覆層中的石墨可起到潤滑作用，減小摩擦因數(shù)。

圖10 基體和激光功率3 500 W、掃描速度2 mm·s-1下制備得到熔覆層的摩擦因數(shù)隨時間的變化曲線Fig.10 Friction coefficient vs time curves of substrate and cladding layer prepared with laser power of 3 500 W and scanning speed of 2 mm·s-1

由圖11可知：相同條件下磨損試驗后45鋼基體發(fā)生較嚴(yán)重的磨損，存在明顯犁溝和部分長條鱗片狀剝落區(qū)域，說明基體發(fā)生了磨粒磨損和黏著磨損；熔覆層的磨損程度較為輕微，表面未發(fā)現(xiàn)明顯犁溝或塑性變形的磨痕，只有少量的輕度磨粒磨損和黏著磨損痕跡。在摩擦磨損過程中，熔覆層中均勻密集分布呈網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的碳化物增強(qiáng)相分散了摩擦作用，灰質(zhì)相與基體相均發(fā)生局部剝離而引起輕微黏著磨損，少量凸出碳化物顆粒脫落引起輕微磨粒磨損[19]。

圖11 基體和激光功率3 500 W、掃描速度2 mm·s-1下制備得到熔覆層的磨損表面SEM形貌Fig.11 SEM images of wear surface of substrate (a) and cladding layer prepared with laser power of 3 500 W and scanning speed of 2 mm·s-1 (b)

3 結(jié) 論

(1) 以鉻粉、鎢粉、石墨粉與鐵粉為熔覆層材料，Ni60合金粉體為黏結(jié)層材料，在3 500 W激光功率與2 mm·s-1掃描速度下在45鋼基體上制備得到的激光熔覆層具有較好的成形質(zhì)量。

(2) 熔覆層中原位自生了網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的WC-Cr7C3復(fù)合碳化物，基體相為合金相FeM(M代表Ni，W，Cr，C)，熔覆層與黏結(jié)層發(fā)生了元素合金化；由表面到內(nèi)部，熔覆層組織逐漸由等軸晶和樹枝晶向柱狀晶與平面晶轉(zhuǎn)變。

(3) 熱震試驗后熔覆層內(nèi)部無明顯裂紋等缺陷產(chǎn)生，且熔覆層與基體界面處未見明顯裂紋、剝離等現(xiàn)象，說明二者形成了良好的冶金結(jié)合；熔覆層的平均硬度為507.6 HV, 較基體提高約63.8%,高硬度與其第二相強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化的協(xié)同作用有關(guān)；熔覆層在摩擦穩(wěn)定階段的平均摩擦因數(shù)為0.128，僅為基體的1/4，磨損率為5.4×105cm3·N-1·m-1，僅為基體的1/9，磨損形式為輕微的磨粒磨損和輕微的黏著磨損。