WC含量及熱處理對WC-Fe60熔覆層組織與性能的影響

高 楓, 薛瑞雷, 滿 蛟, 翁益青, 周建平

(新疆大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院, 新疆 烏魯木齊 830017)

激光熔覆是一種高效的表面材料沉積技術(shù),可在金屬表面制備高質(zhì)量的熔覆層[1-2]。鐵基、鎳基和鈷基合金粉末是激光熔覆較為常見的粉末。其中,鐵基粉末因其低成本、高性能而被廣泛應(yīng)用。近年,許多研究者通過制備具有不同硬質(zhì)顆粒的復(fù)合熔覆層來提高材料的顯微硬度和耐磨性[3-4],WC顆粒因其具有低熱膨脹系數(shù)、高硬度和良好的潤濕性,是鐵基熔覆層最常用的增強(qiáng)相。目前對于WC顆粒增強(qiáng)鐵基合金熔覆層的研究主要集中在WC的含量、形態(tài)等對熔覆層微觀組織、耐摩擦磨損性能的影響。陸海峰等[5]在45鋼表面制備了無明顯缺陷的WC增強(qiáng)Ni基合金熔覆層,結(jié)果表明,與基材相比熔覆層的摩擦因數(shù)降低了48.3%、磨損率降低了96.4%。沈言錦等[6]在45鋼表面制備了WC增強(qiáng)鐵基涂層,結(jié)果表明,熔覆層的硬度與耐磨損性能均顯著提升。馬世博等[7]研究了不同形態(tài)的WC和不同含量WC對Fe60熔覆層組織與力學(xué)性能的影響,結(jié)果表明,機(jī)械合金化方式改善了熔覆層自熔性合金粘結(jié)相與WC硬質(zhì)相間的浸潤性能,隨著WC含量增加,熔覆層的顯微硬度和耐磨性能逐漸增加,但熔覆層中缺陷也隨之增多。

有研究表明,對激光熔覆層進(jìn)行熱處理可以降低熔覆層的內(nèi)應(yīng)力,改善熔覆層組織,降低裂紋擴(kuò)展趨勢,提升熔覆層性能。柴蓉霞等[8]研究了熱處理工藝對304不銹鋼熔覆層組織和性能的影響,表明熱處理能使熔覆層晶粒更加均勻、細(xì)小、致密,增強(qiáng)熔覆層的抗拉性能。Zhang等[9]通過試驗(yàn)證明熱處理可降低熔覆層裂紋的擴(kuò)展,使熔覆層組織均勻化,提升熔覆層的抗拉性能。如前所述,雖然有學(xué)者研究了不同含量WC對Fe60熔覆層組織與力學(xué)性能的影響,但是不同含量WC以及熔覆后熱處理對其力學(xué)性能以及耐腐蝕性等性能的影響未見報(bào)道。

本文采用WC顆粒增強(qiáng)Fe60熔覆層的性能,研究了不同含量的WC對熔覆層組織、耐磨性及耐蝕性的影響,并對20%WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)的熔覆層進(jìn)行兩種不同的熱處理制度,分析熱處理對WC-Fe60熔覆層組織、耐磨性及耐蝕性的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)采用E15.4B3-980-IS27.5激光器,HGSF-1型送粉器。試驗(yàn)用Fe60自熔性合金粉末的化學(xué)成分如表1所示,粉末粒度61～104 μm。配比WC顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0、10%、20%,經(jīng)混料機(jī)混合均勻后,干燥處理待用。試驗(yàn)用基材為20鋼(亞共析鋼),尺寸為80 mm×60 mm×12 mm。

1.2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)開始前用砂紙打磨去除基材表面銹跡,并用無水乙醇清洗晾干,放入高溫箱式電阻爐中預(yù)熱至600 ℃開始激光熔覆。激光熔覆完成后立即將未冷卻試樣放入預(yù)熱至300 ℃的保溫爐中保溫30 min,隨爐緩慢冷卻,以降低熔覆層的殘余應(yīng)力,防止裂紋出現(xiàn)。激光熔覆工藝參數(shù)為:激光功率2200 W,寬光源光斑尺寸3 mm×3 mm,掃描速度8 mm/s,熔覆間距3.5 mm,送粉速度0.35 r/min,氮?dú)獗Ｗo(hù),保護(hù)氣送氣量10 L/min。由于激光熔覆工藝產(chǎn)生的熱應(yīng)力和變形很大,為了消除基材20鋼在激光熔覆過程中的殘余應(yīng)力,提高其尺寸穩(wěn)定性,本文對20%WC激光熔覆試樣分別進(jìn)行退火與正火,研究熱處理對激光熔覆WC-Fe60涂層組織與性能的影響。600 ℃退火30 min空冷,確保熔覆層出現(xiàn)細(xì)小的等軸晶;800 ℃正火30 min空冷,確保20鋼在此溫度能完全奧氏體化。

金相試樣用王水(濃HNO3、甘油、濃HCl按體積比1∶2∶3配置)進(jìn)行腐蝕,使用SU-8000掃描電鏡觀察熔覆層顯微組織,使用D8 advance X射線衍射儀分析熔覆層物相。使用MH-5-VM顯微硬度計(jì)測試熔覆層顯微硬度,加載載荷20 g、保持時(shí)間5 s,將熔覆層頂部定義為0點(diǎn),沿垂直于熔覆層表面方向每隔0.1 mm測量一次硬度值。使用HT-1000摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)測試熔覆層的耐磨損性能,對磨材料選用直徑φ3 mm的Si3N4球,加載載荷9.8 N,摩擦路徑320 m,試驗(yàn)溫度為室溫;使用CHI660D型電化學(xué)工作站測試不同熔覆層的耐蝕性能,測試采用標(biāo)準(zhǔn)三電極體系,選擇鉑電極作為對電極,飽和甘汞電極作為參比電極,熔覆層試樣作為工作電極,電解液為3.5%NaCl溶液,交流阻抗譜的測試參數(shù)為:掃描頻率10 mHz～100 kHz、電壓振幅±5 mV。動(dòng)電位極化曲線測試的掃描速度為5 mV/s、掃描范圍為-0.7～+0.3 V。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熔覆層組織形貌

激光熔覆獲得的WC-Fe60復(fù)合熔覆層表面平整光滑,無裂紋氣孔等缺陷,熔覆層厚度約為0.8 mm。圖1為不同WC含量的WC-Fe60復(fù)合熔覆層的顯微形貌,可見熔覆層與基體之間存在一條冶金結(jié)合線,證明熔覆層與基體之間為良好冶金結(jié)合。由圖1(a)可見,Fe60熔覆層頂部由大量等軸晶組成,底部與中部主要為垂直于結(jié)合界面逆向生長的樹枝晶。而圖1(b,c)所示10%、20%WC的WC-Fe60復(fù)合熔覆層,樹枝晶僅在熔覆層底部生長,并未蔓延到中部。這是由于凝固過程開始于熔覆層和基體之間的結(jié)合界面。凝固初期,溫度(G)極高,凝固速度(R)相對較低,因此G/R值較大。此時(shí),晶體的成核速度遠(yuǎn)快于生長速度,導(dǎo)致晶體在基體上以平面晶態(tài)生長。在液固界面,液相實(shí)際溫度逐漸降低,凝固速度加快,G/R比降低,呈現(xiàn)快速凝固特性,平面晶生長至柱狀晶,熔覆層底部的晶粒生長呈現(xiàn)明顯的外延特性,導(dǎo)致大量的枝晶從熔覆層底部向外生長。在離結(jié)合界面較遠(yuǎn)的區(qū)域,凝固速率增加,G/R比降低,出現(xiàn)少量粗大枝晶。在熔覆層的中上部區(qū)域,溫度(G)達(dá)到最大值,凝固速率(R)增加到峰值,在這種情況下,晶粒生長速度遠(yuǎn)大于形核速度,因此熔覆層的中上部表現(xiàn)為均勻的等軸晶。由圖1(b)還可以看出,WC顆粒會(huì)截?cái)嘀У纳L,這是由于WC顆粒的熔點(diǎn)較高,約為3000 ℃,熔覆層內(nèi)其他合金組織從熔化到凝固過程,即枝晶生長的過程中,WC顆粒沒有完全溶解,其在熔覆層中阻礙枝晶的生長。因此隨著WC含量的增加,枝晶的生長受到更多阻礙,熔覆層內(nèi)均勻的等軸晶增多。

圖2為20%WC-Fe60復(fù)合熔覆層熱處理前后的顯微形貌?？梢?同未熱處理熔覆層相比,600 ℃熱處理后,組織更加細(xì)小且均勻,熔覆層內(nèi)基本為細(xì)小等軸晶。這是由于600 ℃高溫退火時(shí),組織發(fā)生再結(jié)晶,出現(xiàn)大量的等軸晶,使晶粒更加細(xì)小、致密均勻。在800 ℃熱處理時(shí),加熱過程中出現(xiàn)相變產(chǎn)生大量奧氏體,因此冷卻過程中析出馬氏體相,晶粒發(fā)生畸變,組織較600 ℃處理粗大。

圖2 20%WC-Fe60熔覆層熱處理前后的顯微形貌(a)未處理;(b)600 ℃退火;(c)800 ℃正火Fig.2 Morphologies of the 20%WC-Fe60 clad layers before and after heat treatment(a) untreated; (b) annealed at 600 ℃; (c) normalized at 800 ℃

2.2 物相分析

對不同熔覆層試樣頂部進(jìn)行XRD物相分析,結(jié)果如圖3所示。未熱處理熔覆層內(nèi)主要物相為M7C3和γ′-(Fe, Ni),含少量M23C6相,隨著WC含量的增加,熔覆層內(nèi)出現(xiàn)更多的M7C3。20%WC-Fe60熔覆層600 ℃熱處理后M7C3相消失,M23C6相增多。經(jīng)800 ℃熱處理后熔覆層內(nèi)同時(shí)出現(xiàn)M7C3和M23C6相。亞穩(wěn)態(tài)M7C3在合適的熱處理過程中會(huì)轉(zhuǎn)變成M23C6,穩(wěn)態(tài)的M23C6也會(huì)分解為亞穩(wěn)態(tài)的M7C3[10-11]。經(jīng)過600 ℃熱處理后熔覆層內(nèi)發(fā)生如下轉(zhuǎn)變:

圖3 WC-Fe60熔覆層的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the WC-Fe60 clad layers

(1)

生成的C元素繼續(xù)與熔覆層中的Cr元素反應(yīng):

103.5Cr+27C→4.5Cr23C6

(2)

所以經(jīng)600 ℃熱處理后,碳化物相吸收了更多的Cr元素,晶界處析出較多分布較為均勻的Cr23C6相。

而經(jīng)800 ℃熱處理后,不僅發(fā)生了上述轉(zhuǎn)變,且部分M23C6發(fā)生轉(zhuǎn)變分解成M7C3:

M23C6+austenite→ M7C3

(3)

圖4為WC-Fe60熔覆層的SEM形貌。Fe60熔覆層內(nèi)只存在極少量的碳化物增強(qiáng)相,主要為M7C3,見圖4(a)。10%WC-Fe60熔覆層內(nèi),僅在WC顆粒周圍析出較多的碳化物,主要為M7C3相,見圖4(b,c)。20%WC-Fe60熔覆層晶界析出大量碳化物,主要為M7C3相,見圖4(d)。這是由于部分WC顆粒溶解釋放出大量的W與C元素,在冷卻過程中析出碳化物相,且未熱處理熔覆層中以初生態(tài)針狀或短棒狀M7C3為主,而經(jīng)600 ℃熱處理后,熔覆層內(nèi)主要為顆粒狀M23C6,M7C3相基本消失,見圖4(e)。經(jīng)800 ℃熱處理后,熔覆層內(nèi)同時(shí)存在M23C6和M7C3。由于WC、M7C3、M23C6等相在晶界析出,起到晶界強(qiáng)化作用,使得熔覆層組織致密度更高。

圖4 WC-Fe60熔覆層的SEM圖像(a)Fe60;(b,c)10%WC-Fe60;(d)20%WC-Fe60;(e)20%WC-Fe60,600 ℃退火;(f)20%WC-Fe60,800 ℃正火Fig.4 SEM images of the WC-Fe60 clad layers(a) Fe60; (b,c) 10%WC-Fe60; (d) 20%WC-Fe60; (e) 20%WC-Fe60, annealed at 600 ℃; (f) 20%WC-Fe60, normalized at 800 ℃

2.3 顯微硬度分析

圖5為不同熔覆層的顯微硬度分布?？梢钥闯?各熔覆層顯微硬度均遠(yuǎn)高于基體,隨著WC含量增加,熔覆層硬度逐漸提升、曲線波動(dòng)增大。結(jié)合熔覆層微觀組織可知,隨著WC含量的增加,熔覆層內(nèi)M7C3、γ′-(Fe, Ni)固溶體、M23C6相和WC顆粒等硬質(zhì)強(qiáng)化相逐漸增多,提高了熔覆層硬度,但熔覆層內(nèi)的強(qiáng)化相分布不均勻,主要集中在WC顆粒周圍。經(jīng)600 ℃熱處理后,去除點(diǎn)位在WC顆粒上的極點(diǎn),熔覆層顯微硬度分布較未熱處理波動(dòng)減小,熔覆層內(nèi)M7C3轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6,M23C6相在析出過程中吸收了熔覆層內(nèi)的大量Cr元素,M23C6相彌散分布在晶界中,且較未熱處理更加均勻。經(jīng)800 ℃熱處理后,熔覆層中M23C6、M7C3、馬氏體等硬質(zhì)相進(jìn)一步增多,提升了熔覆層硬度,但馬氏體相增多且分布不均勻,使熔覆層顯微硬度曲線波動(dòng)增大。

圖5 WC-Fe60熔覆層的顯微硬度分布Fig.5 Microhardness distribution of the WC-Fe60 clad layers

2.4 摩擦磨損分析

圖6為各熔覆層試樣的摩擦磨損三維輪廓形貌,圖7為各熔覆層的磨損率?？梢?WC含量越多,熔覆層磨痕越小,磨損率越低。Fe60熔覆層的磨痕兩側(cè)有大量磨屑堆積,磨痕內(nèi)呈不規(guī)則狀突起,主要為黏著磨損。10%WC-Fe60熔覆層磨痕兩側(cè)磨屑堆積減少,磨痕內(nèi)出現(xiàn)淺而細(xì)的凹槽,黏著磨損程度降低,開始轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp。20%WC-Fe60熔覆層兩側(cè)磨屑進(jìn)一步減少,磨痕內(nèi)基本為淺而細(xì)的凹槽,其主要為磨粒磨損。因此,隨WC含量增加,WC-Fe60熔覆層黏著磨損程度降低,磨粒磨損程度增加。

圖6 WC-Fe60熔覆層的磨痕形貌(a)Fe60;(b)10%WC-Fe60;(c)20%WC-Fe60;(d)20%WC-Fe60,600 ℃退火;(e)20%WC-Fe60,800 ℃正火Fig.6 Wear scar morphologies of the WC-Fe60 clad layers(a) Fe60; (b) 10%WC-Fe60; (c) 20%WC-Fe60; (d) 20%WC-Fe60, annealed at 600 ℃; (e) 20%WC-Fe60, normalized at 800 ℃

圖7 WC-Fe60熔覆層的磨損率Fig.7 Wear rate of the WC-Fe60 clad layers

經(jīng)600 ℃高溫退火處理的20%WC-Fe60熔覆層磨損率最低,較未熱處理熔覆層降低了30%,磨痕兩側(cè)堆積少量磨屑,磨痕內(nèi)存在少量犁溝與不規(guī)則狀突起,其主要為黏著磨損與磨粒磨損。經(jīng)800 ℃熱處理熔覆層磨痕兩側(cè)極少堆積,磨痕內(nèi)主要為犁溝與不規(guī)則凹坑,主要為磨粒磨損與剝落磨損。且800 ℃熱處理熔覆層硬度雖較高,但其耐摩擦磨損能力較未熱處理卻沒有明顯提升。這是由于經(jīng)800 ℃熱處理的熔覆層內(nèi),彌散分布更多的硬質(zhì)相,如M23C6、M7C3和馬氏體相,提升了熔覆層硬度,但減少了熔覆層內(nèi)的粘結(jié)相,過多的硬質(zhì)相在磨損過程中易于剝落,降低熔覆層耐磨損性能。因此,材料的耐磨性能和硬度不是簡單的正相關(guān),還和材料的韌性有關(guān),硬度需要與韌性相匹配才能獲得最佳耐磨性能[12]。

2.5 電化學(xué)腐蝕分析

圖8為不同熔覆層的極化曲線,其中Fe60和10%WC-Fe60熔覆層耐蝕性能相當(dāng),20%WC-Fe60熔覆層的耐蝕性能有所降低。這是由于隨著WC含量的增加,熔覆層內(nèi)出現(xiàn)更多未完全擴(kuò)散進(jìn)入基體材料的過量WC,增加了熔覆層內(nèi)的異質(zhì)相,易于形成原電池,降低熔覆層的耐腐蝕性能[13]。20%WC-Fe60熔覆層經(jīng)熱處理后,其耐蝕性有不同程度的提升,都優(yōu)于未熱處理的熔覆層,且經(jīng)600 ℃熱處理的熔覆層耐蝕性能最佳。這是由于600 ℃熱處理后,熔覆層中M7C3轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6堆積在晶界處,使晶界更加致密,增強(qiáng)了薄弱晶界處的耐蝕性能,進(jìn)而增強(qiáng)了熔覆層的耐蝕性能。800 ℃熱處理熔覆層內(nèi)由于出現(xiàn)較多的馬氏體相,降低了熔覆層的耐蝕性能,且600 ℃熱處理的熔覆層晶粒更加細(xì)小致密,熔覆層組織更加均勻化,因此其耐蝕性能最佳。

圖8 WC-Fe60熔覆層的電化學(xué)腐蝕極化曲線Fig.8 Electrochemical corrosion polarization curves of the WC-Fe60 clad layers

3 結(jié)論

1) 激光熔覆WC-Fe60復(fù)合熔覆層組織以樹枝晶和等軸晶為主。隨著WC含量的增加,熔覆層內(nèi)枝晶明顯減少,等軸晶數(shù)量增加,WC顆粒在熔覆層內(nèi)能截?cái)鄻渲У纳L起到細(xì)化晶粒的作用。

2) 隨著WC含量的提升,熔覆層內(nèi)碳化物硬質(zhì)增強(qiáng)相逐漸增多,熔覆層的顯微硬度、耐摩擦磨損性能逐漸提升,但熔覆層耐蝕性能降低。

3) 20%WC-Fe60熔覆層經(jīng)熱處理后,顯微硬度、耐摩擦磨損性能有不同程度的提高,耐蝕性能有極大提升,且600 ℃熱處理的熔覆層耐摩擦磨損與耐蝕性能最優(yōu)。