劉均波

(濰坊學(xué)院,山東 濰坊 261061)

等離子熔覆高鉻鐵基涂層高溫耐磨性與耐空蝕性*

劉均波

(濰坊學(xué)院,山東 濰坊 261061)

采用等離子熔覆工藝,以Fe-Cr-C-W-Ni復(fù)合粉末為原料;在Q235鋼基材表面制備了高鉻鐵基復(fù)合涂層。測試了涂層的高溫耐磨性和耐空蝕性。結(jié)果表明,涂層中含有大量硬質(zhì)耐磨相(Cr, Fe)7C3,具有較高的顯微硬度,涂層在高溫干滑動磨損條件下具有優(yōu)異的耐磨性能和載荷特性,經(jīng)44 h空蝕試驗后累積的質(zhì)量損失量為0Cr13Ni6Mo不銹鋼的0.497倍,具有一定的耐空蝕性能。

等離子熔覆;高鉻鐵基涂層;高溫耐磨性;耐蝕性

磨損是機(jī)械零部件最常見的主要失效形式之一[1],并導(dǎo)致巨大的能源及材料浪費,研究開發(fā)優(yōu)異耐磨材料是減少磨損最有效途徑之一。高溫耐磨機(jī)械零部件工作條件惡劣,要求材料既具有優(yōu)異的耐磨性能又具有良好的高溫強(qiáng)度和抗氧化性能[2-3]。(Cr,Fe)7C3金屬陶瓷具有硬度高、耐腐蝕性及抗氧化性好等優(yōu)點,常被用作耐磨或抗氧化涂層的增強(qiáng)相[4-5]。但(Cr,Fe)7C3的脆性致使該材料目前尚不能作為整體結(jié)構(gòu)材料來使用。然而其極高的常溫和高溫硬度及金屬鍵和共價鍵共存的性質(zhì),使(Cr,Fe)7C3具備了作為耐磨復(fù)合材料中耐磨增強(qiáng)相的條件[6]。固溶了大量合金元素的γ固溶體具有良好的塑性、韌性及較高的強(qiáng)度,以高硬、耐磨的(Cr,Fe)7C3金屬陶瓷作為增強(qiáng)相,以韌性、塑性良好的γ-Fe固溶體作為基體的Cr7C3/γ-Fe復(fù)合材料涂層,應(yīng)具有優(yōu)異的高溫耐磨性能,在此方面的研究報道很少。為此,以鐵粉、鉻粉、鎢粉、鎳粉等為原料,經(jīng)等離子熔覆獲得了原位合成高鉻鐵基涂層。分析了高溫磨損試驗條件下涂層的耐磨性能和耐蝕性,并對其耐磨性和耐蝕性機(jī)理進(jìn)行了初步的探討。

1 試驗材料及方法

試驗基體材料選用Q235鋼,試樣尺寸為150 mm×150 mm×20 mm。試驗用粉末為Fe、Cr、W、Ni粉末和作為碳的前軀體的蔗糖。熔覆設(shè)備是DFR-I型反應(yīng)等離子熔覆機(jī)床,工藝參數(shù)為:工作電流400 A,保護(hù)氣體和電離氣體(A r)流量均為1.0 m3/h,送粉氣(A r)流量0.5 m3/h,等離子束流的掃描速度600 mm/min,同步送粉量280 g/m in,噴嘴距離工件距離30 mm?；w材料為陽極,等離子炬為陰極,對基體進(jìn)行多道連續(xù)掃描,使整個表面均得到處理。垂直于涂層截取試樣,加工成18 mm圓柱形,涂層表面拋光。

高溫滑動磨損試驗在自行設(shè)計的銷-盤式摩擦磨損試驗機(jī)上進(jìn)行,選取調(diào)質(zhì)C級鋼作為標(biāo)樣,為滿足試驗機(jī)對試樣尺寸的要求,將對比試樣和等離子熔覆高鉻鐵基涂層試樣均用電火花切割成尺寸為6mm 6mm 7mm的矩形塊,作為磨損上試樣,以試樣的6mm 6mm表面作為磨損面;選取具有較高的高溫硬度及優(yōu)良的抗氧化性能的鎳基高溫合金GH22(室溫硬度500HV)作為圓盤狀下試樣。載荷98N,相對滑動速度0.15m/s,滑動距離508m。

空蝕設(shè)備為J93025型超聲振蕩磁致伸縮儀,雙峰振幅42μm,頻率(19±1)k Hz。試驗用水為(25±1 )℃自來水。選取耐空蝕性能優(yōu)良的0Cr13Ni6Mo不銹鋼按相同規(guī)格試樣進(jìn)行相同試驗條件下的對比試驗。用LEO1450掃描電子顯微鏡觀察涂層的顯微組織,用XD-3A型X射線衍射儀測定涂層的析出物相,用HV-1000型顯微硬度計檢測涂層及結(jié)合界面處的硬度,載荷200 g,保持時間為10 s。試樣在每次空蝕試驗前后分別進(jìn)行清洗、烘干、用精度為0.1mg的FA 1004N型分析天平稱,再用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)觀察表面涂層空蝕過程中的形貌變化。

2 結(jié)果與分析

2.1 高鉻鐵基復(fù)合涂層的顯微組織

圖1 等離子熔覆高鉻鐵基復(fù)合涂層典型組織SEM照片

圖1為等離子熔覆高鉻鐵基復(fù)合涂層的典型組織照片,可明顯看出,涂層顯微組織結(jié)構(gòu)特征為黑色塊狀初生相均勻分布于灰白色共晶基體上。共晶組織細(xì)小均勻,XRD結(jié)合EDS分析結(jié)果表明:規(guī)則塊狀初生相為(Cr,Fe)7C3,其體積分?jǐn)?shù)約占整個涂層的60%,硬度為HV 1100-1300。共晶基體中體積分?jǐn)?shù)較高的白色組織為γ固溶體,EDS分析結(jié)果表明γ固溶體中固溶有大量的Cr和少量的W、Ni,在隨后的冶金熔池冷卻過程中以γ的形式保持到室溫。共晶基體中顏色較深的不規(guī)則粒狀組織為共晶(Cr,Fe)7C3/γ。

2.2 Q235鋼和等離子熔覆高鉻鐵基涂層磨損表面形貌

圖2 600℃高溫滑動磨損表面SEM形貌

圖2為Q235鋼和等離子熔覆高鉻鐵基涂層與對磨盤鎳基高溫合金GH22在載荷為98N、相對滑動速度為0.15m/s、試驗溫度為600℃、磨損滑動行程為508m試驗條件下的磨損表面SEM形貌。從圖2(a)可以看出,Q235鋼磨損表面布滿了既寬又深的犁溝及大塊的粘著剝落坑,表明在600℃高溫下,鎳基高溫合金GH22對磨盤表面的微凸體對Q235鋼產(chǎn)生了較嚴(yán)重的犁削和擦傷作用,同時兩摩擦面之間產(chǎn)生了嚴(yán)重的粘著磨損。而涂層磨損表面均比較光滑,只有輕微的擦劃痕,沒有明顯粘著磨損的痕跡。對圖2中的黑色凸起區(qū)域進(jìn)行EDS分析,確定其成分為(at.%):10.18%O,1.44%Cr,86.39%Fe,1.63%Ni。黑色凸起區(qū)域Fe、Cr、O含量較高,這一結(jié)果表明GH22對磨盤材料向涂層表面發(fā)生了涂抹轉(zhuǎn)移,Ni的存在說明轉(zhuǎn)移層中也含有少量的涂層在高溫磨損過程中脫落的磨屑,氧的存在表明在環(huán)境溫度及摩擦熱的雙重作用下涂抹轉(zhuǎn)移層材料發(fā)生了氧化。

圖3為等離子熔覆高鉻鐵基涂層與對磨盤鎳基高溫合金GH22在載荷98N、溫度600℃、相對滑動速度0.15m/s、磨損滑動行程508m試驗條件下磨損表面亞表層形貌,可以看出,初生(Cr,Fe)7C3增強(qiáng)相與涂層基體基本上處于同一平面上,初生(Cr,Fe)7C3增強(qiáng)相沒有出現(xiàn)剝落及開裂現(xiàn)象,磨損表面亞表層無明顯塑性變形特征。

圖3 等離子熔覆高鉻鐵基涂層高溫滑動磨損表面亞表層SEM形貌

2.3 高鉻鐵基復(fù)合涂層的顯微硬度

圖4為涂層由表及里的顯微硬度分布。由圖4可見,涂層內(nèi)硬度分布比較均勻,涂層具有較高的硬度,平均約為1100HV0.1,表面硬度高且分布平緩,由表及里逐漸降低到基體的硬度。

圖4 涂層顯微硬度

圖5 等離子熔覆層與不銹鋼的空蝕質(zhì)量損失曲線

2.4 高鉻鐵基復(fù)合涂層的耐空蝕性

圖5為等離子涂層空蝕質(zhì)量損失曲線。由圖5可見,0Cr13Ni6Mo不銹鋼和涂層空蝕過程中的前16 h質(zhì)量損失相當(dāng),20 h后0Cr13Ni6Mo不銹鋼質(zhì)量損失加快,經(jīng)44 h空蝕后,對比試樣0Cr13Ni6Mo不銹鋼的累計質(zhì)量損失量為78 mg,涂層為38.8 mg,是0Cr13Ni6Mo不銹鋼的0.497倍。這表明涂層具有一定的耐空蝕性能。

圖6 等離子熔覆層空蝕不同時間后的表面SEM照片

圖6為兩種涂層空蝕一定時間后的表面SEM圖。由圖6可見,空蝕6 h后0Cr13Ni6Mo不銹鋼表面出現(xiàn)一些小的針孔,0Cr13Ni6Mo不銹鋼表面開始“變?yōu)酢?10h后針孔區(qū)域開始變大出現(xiàn)明顯的空蝕坑,16 h后空蝕坑范圍擴(kuò)大,部分開始相互連接,深度增加,同時空蝕的數(shù)量不斷增多。涂層空蝕初期形貌變化與0Cr13Ni6Mo不銹鋼相似,空蝕8 h后開始有針孔出現(xiàn),14 h后針孔區(qū)域開始變大出現(xiàn)明顯的空蝕坑, 22 h后空蝕坑范圍擴(kuò)大,深度增加,空蝕坑相互連接,但坑深較淺。在相同時間內(nèi),0Cr13Ni6Mo不銹鋼較涂層的空蝕嚴(yán)重。在空蝕過程中,空泡潰滅時產(chǎn)生的高壓振蕩波和高速微射流通過引起材料表面劇烈的塑性變形,致使材料表面裂紋萌生、擴(kuò)展、局部斷裂以及隨后的空蝕剝落。因此,材料的耐空蝕性能與材料抵御變形的能力有關(guān)[4]。高鉻鐵基等離子熔覆層空蝕破壞的過程是:當(dāng)空泡在涂層表面潰滅時產(chǎn)生的高壓振蕩波和高速微射流誘發(fā)部分γ相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織[5],同時γ相受到?jīng)_擊力作用會發(fā)生塑性變形,出現(xiàn)大量的形變位錯和孿晶[6]。由于γ相被斷續(xù)網(wǎng)狀分布的奧氏體枝晶及枝晶間(Cr,Fe)7C3等化合物形成的硬質(zhì)相晶界分割開,因此阻礙了滑移和孿晶的產(chǎn)生,使得位錯在晶界處塞積并不斷聚集,于是晶界附近形成較高的應(yīng)力場。應(yīng)力場的存在一方面加速了形變馬氏體組織的形成,另一方面,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到一定值,超過了晶界中脆性相所能承受的臨界應(yīng)力值時,這些相開始萌生裂紋并以一定角度向內(nèi)部擴(kuò)展,幾條裂紋交會或與底面相貫通后,造成小部分弱相脫落,形成小的針孔即空蝕坑[7]。

圖7a為空蝕1 h后氣孔附近裂紋形成的SEM照片。涂層晶界相硬度越高,晶界內(nèi)氣孔、雜質(zhì)越少,阻止位錯滑移和孿晶產(chǎn)生的能力越強(qiáng)。當(dāng)晶界內(nèi)存在雜質(zhì)、氣孔、裂紋等缺陷時,空蝕坑的形成將變得非常迅速?？瘴g孔附近的雜質(zhì)相由于一側(cè)作用力的消除而受力不均勻,導(dǎo)致其與基體的結(jié)合受到破壞脫落并在周邊基體上產(chǎn)生裂紋(見圖7b),裂紋沿雜質(zhì)相邊緣擴(kuò)展交匯或底部貫通,使空蝕坑增大,并沿晶界延伸(見圖7c)。

3 結(jié)論

(1)以Fe-Cr-C-W-Ni復(fù)合粉末為原料,采用優(yōu)化的等離子熔覆工藝,在調(diào)質(zhì)Q235鋼基材表面制備了高鉻鐵基復(fù)合涂層;

(2)涂層在600℃時具有良好的高溫滑動磨損耐磨性;

(3)涂層具有較高的顯微硬度,空蝕44 h后累積質(zhì)量損失是0Cr13Ni6Mo不銹鋼的0.497倍,說明涂層具有良好的耐空蝕性能。

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High Temperature Wear Resistance and Cavitation Rosion Resistance of Plasma Cladding High-chromium Iron-base Coating

LIU Jun-bo
(Weifang University,Weifang 261061,China)

A high-chromium iron-base coating was fabricated on the surface of Q 235 steel using composite powder of Fe-Cr-C-W-Ni with the optimum plasma cladding process.The high temperature w ear resistance and corrosion resistance w as tested.Results indicate that the coating has a great quantity hard wear resistance phase(Cr,Fe)7C3and superior microhardness.The coating has excellent wear resistance and load character.The cumulative mass loss is only 49.7%as that of 0Cr13Ni6Mo steel after 44 hours cavitation erosion.The coating has good corrosion resistance.

plasma cladding,high-chromium iron-base coating,high temperature wear resistance,cavitation rosion resistance

TG174.44

A

1671-4288(2010)04-0001-04

(責(zé)任編輯:肖恩忠)

2010-05-12

山東省科技攻關(guān)項目(2007GG30003003)

劉均波(1973-),男,山東諸城人,濰坊學(xué)院機(jī)電工程學(xué)院副教授,博士。研究方向:材料表面涂層技術(shù),粉末冶金。