馬世榜，蘇彬彬，王　旭，夏振偉，劉　敬，徐　楊

(1 中國(guó)農(nóng)業(yè)大學(xué) 工學(xué)院，北京 100083;2 南陽師范學(xué)院 物理與電子工程學(xué)院，河南 南陽473061)

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基于激光熔覆SiC/Ni復(fù)合涂層的耐磨性

馬世榜1,2，蘇彬彬1，王旭1，夏振偉1，劉敬1，徐楊1

(1 中國(guó)農(nóng)業(yè)大學(xué) 工學(xué)院，北京 100083;2 南陽師范學(xué)院 物理與電子工程學(xué)院，河南 南陽473061)

采用預(yù)置粉末法，在Q235鋼表面進(jìn)行激光熔覆鎳基SiC陶瓷涂層的實(shí)驗(yàn)研究。使用往復(fù)式磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)不同涂層材料的熔覆層進(jìn)行干摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，利用金相顯微鏡(OM)，掃描電鏡(SEM)觀察和分析熔覆層的顯微組織與磨損形貌。結(jié)果表明：在重載干滑動(dòng)摩擦條件下，Ni基SiC復(fù)合涂層耐磨性得到顯著提高；當(dāng)復(fù)合粉末SiC含量為25%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，熔覆層耐磨性最佳；熔覆層的磨損機(jī)制以磨粒磨損為主，同時(shí)伴有黏著磨損特征，且隨著SiC含量的增加，黏著磨損的特征愈加明顯。

激光熔覆；SiC/Ni基復(fù)合涂層；耐磨性；強(qiáng)化機(jī)理

激光熔覆是一種新興的材料表面改性技術(shù)，涉及材料、光電、物理、化學(xué)和冶金等多學(xué)科領(lǐng)域，是眾多學(xué)科匯集綜合應(yīng)用的典型代表。在較低成本的金屬材料基體上制備組織細(xì)化、稀釋率低、變形量小且與基體冶金結(jié)合的表面激光熔覆層，可以顯著改善金屬基材的表面綜合性能，提高使用壽命，節(jié)約稀有貴金屬材料，有效提高資源的利用率[1,2]。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1實(shí)驗(yàn)材料

熔覆材料為鎳基自熔性合金粉末Ni60A和SiC的復(fù)合粉末，其中SiC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15%，25%，35%，另外設(shè)置Ni+25%SiC和純Ni60A作為對(duì)比實(shí)驗(yàn)。SiC粉末粒度為350目，純度≥98%，Ni60A粉末粒度為-140～+325目，其化學(xué)成分見表1。

表1　Ni60A合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

基體材料為Q235鋼，將基體鋼板線切割成60mm×10mm×10mm的試樣，用干磨砂紙打磨待熔覆表面,使之平整, 并用無水乙醇和丙酮溶液清洗試樣以去除表面的油污、鐵銹等雜質(zhì)。

1.2實(shí)驗(yàn)方法

熔覆前將粉末充分研磨均勻，使用有機(jī)黏結(jié)劑(5%PVA水溶液，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)調(diào)勻后涂覆在試樣表面，預(yù)置涂層厚度1mm左右，待自然干燥后采用YLS-2000型大功率光纖激光加工系統(tǒng)進(jìn)行熔覆實(shí)驗(yàn)，通氬氣保護(hù)，采用正交實(shí)驗(yàn)優(yōu)化工藝參數(shù)(見表2)。

表2　激光熔覆正交實(shí)驗(yàn)工藝參數(shù)

為綜合考慮激光功率(P)和掃描速率(v)對(duì)涂層形成的影響，引入?yún)?shù)——激光功率密度Pw,Pw=P/(v·D),D為光斑直徑。多道搭接采用正交實(shí)驗(yàn)優(yōu)化后的工藝參數(shù)：激光功率為1.6kW，掃描速率為2mm/s，光斑直徑3.5mm，保護(hù)氣體流速5L/min。

使用往復(fù)式磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)熔覆試樣進(jìn)行磨損實(shí)驗(yàn)，試驗(yàn)機(jī)工作原理如圖1所示。由于熔覆層表面不完全平整，磨損實(shí)驗(yàn)需要磨頭與磨損面完全接觸，因此實(shí)驗(yàn)前須用磨床磨平磨損面。磨頭壓力90N，試樣預(yù)磨1.5萬轉(zhuǎn)后開始正式磨損，每磨損5萬轉(zhuǎn)，用精度為0.1mg的電子天平對(duì)試樣進(jìn)行1次稱重，共磨損30萬轉(zhuǎn)。

圖1　磨損試驗(yàn)機(jī)工作原理Fig.1　Working principle of the abrasion tester

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1微觀組織

采用1. 2節(jié)所述優(yōu)化的工藝參數(shù)制備無裂紋、無氣孔、表面平整、與基體之間具有良好冶金結(jié)合的成形較好的熔覆層(圖2(c)插圖所示)。SiC陶瓷增強(qiáng)Ni基復(fù)合涂層的組織形態(tài)主要受熔池中結(jié)晶界面處溫度梯度和凝固速率的共同影響與控制。緊靠基體生長(zhǎng)的結(jié)合區(qū)呈亮白色的平面晶組織，平面晶由熔覆材料與基體材料之間的原子擴(kuò)散而形成；遠(yuǎn)離結(jié)合區(qū)的熔覆層底部，具有典型的快速定向凝固枝晶組織的特征，主要為逆熱流方向生長(zhǎng)的柱狀晶。對(duì)w(SiC)=25%的涂層進(jìn)行EDS成分分析以及XRD物相檢測(cè)，結(jié)果分別如表3和圖3所示。由EDS成分分析和XRD物相分析可推斷，枝晶結(jié)構(gòu)為固溶有Cr元素和少量Si,C元素的(Ni,Fe)固溶體，枝晶間的共晶組織主要由(Ni,Fe)固溶體、碳化物Cr23C6以及偏聚的CrFe8Si,CrFe7C0.45等化合物組成，F(xiàn)e元素也滿足由原子擴(kuò)散引起的元素分布規(guī)律。

2.2耐磨性實(shí)驗(yàn)結(jié)果

律師釋法：專利法上的專利侵權(quán)行為主要分為直接侵權(quán)和間接侵權(quán)兩類。其中直接侵權(quán)包含以下幾種形式：(1)制造發(fā)明、實(shí)用新型、外觀設(shè)計(jì)專利產(chǎn)品的行為；(2)使用發(fā)明、實(shí)用新型專利產(chǎn)品的行為；(3)許諾銷售發(fā)明、實(shí)用新型專利、外觀設(shè)計(jì)專利產(chǎn)品的行為；(4)銷售發(fā)明、實(shí)用新型或外觀設(shè)計(jì)專利產(chǎn)品的行為；(5)進(jìn)口發(fā)明、實(shí)用新型、外觀設(shè)計(jì)專利產(chǎn)品的行為；(6)使用專利方法以及使用、許諾銷售、銷售、進(jìn)口依照該專利方法直接獲得的產(chǎn)品的行為；(7)假冒他人專利的行為。

搭接試樣表面形貌如圖4所示，對(duì)于復(fù)合粉末，當(dāng)不添加SiC時(shí)，搭接試樣表面凹凸不平現(xiàn)象較嚴(yán)重，這是因?yàn)镹i60A合金具有良好的自熔性，熔覆后流動(dòng)性較好；但多道搭接制備大面積涂層時(shí)，搭接區(qū)中的前道涂層再次受熱，熔化后流動(dòng)與下道熔融態(tài)涂層相互干擾，冷凝后呈波紋狀，隨著SiC含量的增加，流動(dòng)性降低，搭接試樣表面成型質(zhì)量逐漸好轉(zhuǎn)；此外，純Ni+25%SiC復(fù)合涂層搭接試樣的表面形貌要優(yōu)于Ni60A+25%SiC搭接試樣。

圖2　優(yōu)化工藝參數(shù)下不同SiC含量復(fù)合涂層的微觀組織形貌　(a)w(SiC)=15%;(b)w(SiC)=25%;(c)w(SiC)=35%Fig.2　Microstructures morphology of composite coating with different SiC content under optimized technological parameters(a)w(SiC)=15%；(b)w(SiC)=25%；(c)w(SiC)=35%

AreaNiFeCrSiCTotalPlanarcrystal(A)25.0548.194.036.0216.71100.00Dendriticcrystal(B)26.1437.7311.177.4417.52100.00Eutecticstructure(C)23.8733.2115.6511.3415.93100.00

圖3　Ni60A+25%SiC熔覆層的XRD圖譜Fig.3　XRD pattern of Ni60A+25%SiC composite coating

圖4　搭接試樣表面形貌　(a)Ni60A;(b)Ni60A+15%SiC;(c)Ni60A+25%SiC;(d)Ni60A+35%SiC;(e)Ni+25%SiCFig.4　The surface morphology of lap specimen　(a)Ni60A;(b)Ni60A+15%SiC;(c)Ni60A+25%SiC;(d)Ni60A+35%SiC;(e)Ni+25%SiC

使用線切割機(jī)從搭接試樣上截取出磨損試樣，并進(jìn)行預(yù)磨損加工處理，處理后的磨損試樣如圖5所示。

圖5　預(yù)磨處理后的磨損試樣Fig.5　The worn samples after pretreatment

圖6　不同SiC含量的熔覆層失重量Fig.6　The mass loss of cladding layer with different SiC content

圖6為不同SiC含量的磨損試樣磨損失重量與摩擦次數(shù)的關(guān)系直方圖。在進(jìn)行5萬轉(zhuǎn)磨損實(shí)驗(yàn)后，基材失重量高達(dá)5371.5mg，Ni60A熔覆層的磨損失重量為103.5mg，僅為基材失重量的1/50，熔覆層的磨損失重量明顯低于基體材料，由于基材對(duì)磨頭磨損較大，對(duì)基體材料只進(jìn)行第1次5萬轉(zhuǎn)磨損；磨損實(shí)驗(yàn)進(jìn)行到30萬轉(zhuǎn)時(shí)，各熔覆層中Ni60A的磨損失重量最大，為724.1mg，Ni60A+25%SiC熔覆層的磨損失重量最小，僅有278.3mg；從圖6還可以看出Ni基SiC復(fù)合涂層的耐磨性隨著SiC含量的增加先增大后減小，當(dāng)SiC含量為25%時(shí)耐磨性達(dá)到最佳，隨后SiC含量增加到35%時(shí)復(fù)合涂層耐磨性減小。

圖7所示為Ni60A+25%SiC和純Ni+25%SiC復(fù)合涂層的磨損失重直方圖。磨損15萬轉(zhuǎn)時(shí)，純Ni+25%SiC熔覆層磨損失重量為1852.2mg，是Ni60A+25%SiC熔覆層磨損失重量(108.9mg)的17倍，所以Ni60A+25%SiC熔覆層的耐磨性比純Ni+25%SiC熔覆層的好。

圖7　不同黏結(jié)相金屬的熔覆層失重量Fig.7　The mass loss of cladding layer with different bonding phase metals

2.3磨損形貌及機(jī)理分析

2.3.1基材與Ni60A熔覆層磨損分析

摩擦磨損過程中，磨頭依靠自身質(zhì)量緊壓在磨損試樣表面，在電機(jī)的帶動(dòng)下作往復(fù)直線運(yùn)動(dòng)，由于基體材料的硬度較低，磨頭表面的硬質(zhì)顆粒壓入基體材料的磨損面。隨著磨頭的往復(fù)運(yùn)動(dòng)，壓入基材的硬質(zhì)顆粒，一方面將基體材料向硬質(zhì)顆粒兩側(cè)擠壓使基材表面形成隆起，導(dǎo)致基材表面犁溝的產(chǎn)生；另一方面，硬質(zhì)顆粒可以直接對(duì)基體材料進(jìn)行如刨削一樣的切削過程，形成一次微觀切削，直接將金屬材料從基體表面去除從而形成切屑。犁溝的產(chǎn)生和微觀切削過程都會(huì)使基體表面形成深淺各異的溝槽。如圖8(a)所示，由于基材中的碳化物等硬質(zhì)相含量較少，對(duì)磨頭上硬質(zhì)顆粒微觀切削的阻礙作用較小，導(dǎo)致涂層磨損較快，溝槽較多較深。同時(shí)基材的磨損過程中也伴隨有組織的轉(zhuǎn)移，但組織轉(zhuǎn)移量較少，對(duì)基材表面抵抗磨損的性能影響不大?；w材料的磨損機(jī)制主要還是磨粒磨損。

圖8　基體與熔覆層的磨損表面形貌　(a)基體Q235；(b)Ni60A熔覆層Fig.8　 The worn surface morphology of substrate and cladding layer (a)matrix material Q235;(b)cladding layer of Ni60A

圖8(b)為Ni60A合金熔覆層的表面磨損形貌，由于熔覆層的表面硬度高于基體材料，磨損過程中磨頭表面硬質(zhì)顆粒壓入熔覆層的深度較基材要淺，在基體表面產(chǎn)生的犁溝深度也較基材的淺；熔覆層表面被硬質(zhì)顆粒擠壓向兩側(cè)形成的隆起部分會(huì)產(chǎn)生一定程度的加工硬化，這也是Ni60A合金熔覆層耐磨性增強(qiáng)的原因之一。

Ni60A合金熔覆層的顯微組織主要是以塑性和韌性較好的γ-(Ni,Fe)枝晶為主，且合金中的Cr，Si等元素對(duì)熔覆層產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用，使熔覆層在微觀切削過程中被切除的金屬量較少；同時(shí)，熔覆層中會(huì)析出多種碳化物和硼化物等硬質(zhì)相，這些硬質(zhì)相的硬度較γ-(Ni,Fe)枝晶組織高，當(dāng)熔覆層表面發(fā)生磨損時(shí)，硬度較低的γ-(Ni,Fe)枝晶組織先被磨損掉，當(dāng)表面磨損到一定程度后，熔覆層中析出的碳化物和硼化物等硬質(zhì)相顆粒開始在表面凸露出來，此時(shí)，這些硬質(zhì)相成為磨損載荷的主要承載相，可以有效阻礙磨損的進(jìn)行，在隨后的磨損過程中，一部分硬質(zhì)相被磨頭不斷擠壓摩擦去除，另一部分則由于周圍的γ-(Ni,Fe)枝晶被擠壓磨去后失去支撐而發(fā)生脫落。在磨損過程中，磨頭和熔覆層表面在壓力與分子結(jié)合力的作用下，容易使兩表面產(chǎn)生焊合現(xiàn)象，磨頭繼續(xù)運(yùn)動(dòng)使焊合點(diǎn)發(fā)生撕裂，導(dǎo)致熔覆層表面材料轉(zhuǎn)移形成黏著磨損，因此，Ni60A合金熔覆層的磨損形式以磨粒磨損為主，同時(shí)伴有少量黏著磨損。

2.3.2不同SiC含量熔覆層磨損分析

Ni60A合金熔覆層中添加不同含量的SiC后，熔覆層的物相組成、組織形態(tài)以及硬質(zhì)相分布情況會(huì)發(fā)生不同程度的變化，熔覆層的表面磨損形貌也在相應(yīng)地變化。圖9為不同SiC含量的熔覆層磨損表面形貌。由圖9可見隨著SiC含量的增加，熔覆層表面的磨損形貌發(fā)生了比較明顯的變化。

當(dāng)添加15%SiC時(shí)，此時(shí)SiC的含量相對(duì)較低，熔覆層組織形態(tài)的變化較小，其表面磨損形式基本與Ni60A合金熔覆層相似，微觀切削作用比較顯著，熔覆層表面磨痕較多，有一些深淺不一的溝槽，主要是由于磨粒磨損作用進(jìn)行微觀切削并產(chǎn)生犁溝，因此，復(fù)合涂層中SiC的含量較低時(shí)，熔覆層的磨損特征還是以磨粒磨損為主。

圖9　不同SiC含量的熔覆層磨損表面形貌　(a)Ni60A+15%SiC；(b)Ni60A+25%SiC；(c)Ni60A+35%SiCFig.9　The worn surface morphologies of cladding layer with different content of SiC(a)Ni60A+15%SiC；(b)Ni60A+25%SiC；(c)Ni60A+35%SiC

當(dāng)熔覆層中SiC含量增加至25%時(shí)，SiC陶瓷相在熔覆層中溶解產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化作用以及第二相強(qiáng)化作用達(dá)到最大，熔覆層的顯微硬度非常高，組織分布相對(duì)較均勻，同時(shí)熔覆層中析出大量的硬質(zhì)相，這些硬質(zhì)相的存在可以有效地阻礙磨頭上硬質(zhì)顆粒對(duì)熔覆層的微觀切削作用。但是隨著與磨頭摩擦次數(shù)的增加，熔覆層硬質(zhì)相周圍塑性較好的枝晶組織被磨損掉，逐漸使硬質(zhì)相與熔覆層的結(jié)合強(qiáng)度降低，最終導(dǎo)致硬質(zhì)相失去支撐而從熔覆層上脫落，并在熔覆層上形成一些小凹坑，如圖9(b)所示；在磨損過程中，熔覆層表面容易產(chǎn)生氧化膜，發(fā)生氧化磨損，但是氧化膜在摩擦磨損過程中容易被破壞，新鮮的金屬裸露出來，由于分子力的作用，兩摩擦面發(fā)生焊合，隨著磨頭的繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，熔覆層表面焊合的部分發(fā)生撕裂現(xiàn)象，產(chǎn)生磨屑，隨著黏著磨損產(chǎn)生的磨屑越來越多，一部分停留在熔覆層表面參與到磨損過程中，加劇熔覆層的磨損，使熔覆層表面更加粗糙。

如圖9(c)所示，當(dāng)熔覆層中SiC添加量為35% 時(shí)，此時(shí)SiC含量過高，Ni60A合金對(duì)SiC陶瓷的包覆效果明顯降低，熔覆層中硬質(zhì)相所占比例過高，導(dǎo)致硬質(zhì)相周圍的韌性支撐相減少，在磨損過程中，硬質(zhì)相容易從熔覆層表面脫落，加速熔覆層的磨損；同時(shí)，脫落硬質(zhì)相參與磨粒磨損的數(shù)量增加，也加劇了熔覆層的磨損程度。

2.3.3不同黏結(jié)相熔覆層磨損分析

圖10為不同黏結(jié)相金屬中添加25%SiC熔覆層的表面磨損形貌。由圖10可知，純Ni黏結(jié)相金屬的熔覆層磨痕數(shù)量明顯多于Ni60A黏結(jié)相金屬熔覆層，這是因?yàn)榧僋i黏結(jié)相金屬熔覆層中硬質(zhì)相種類和數(shù)量都相對(duì)較少，其抗磨粒磨損的能力較弱，磨損情況較嚴(yán)重。

圖10　不同黏結(jié)相金屬熔覆層的磨損表面形貌　(a)Ni60A+25%SiC;(b)Ni+25%SiCFig.10　The worn surface morphology of cladding layer with different bonding phase metals(a)Ni60A+25%SiC;(b)Ni+25%SiC

3　結(jié)論

(1)Ni基SiC復(fù)合涂層強(qiáng)化機(jī)制為固溶強(qiáng)化、硬質(zhì)顆粒相彌散強(qiáng)化以及細(xì)晶強(qiáng)化，其中固溶強(qiáng)化和硬質(zhì)顆粒相強(qiáng)化占主導(dǎo)作用。

(2)Ni基SiC復(fù)合涂層的耐磨性隨SiC含量的增加先增大，達(dá)到極值后，隨SiC含量增加而減小，在SiC含量為25%時(shí)，熔覆層耐磨性最佳；Ni60A合金作為黏結(jié)相的熔覆層耐磨性是純Ni作為黏結(jié)相的17倍。

(3)熔覆層的磨損機(jī)制以磨粒磨損為主，同時(shí)伴有黏著磨損特征，且隨著SiC含量的增加，黏著磨損的特征愈加明顯。

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Wear Resistance of SiC/Ni Composite Coating Based on Laser Cladding

MA Shi-bang1,2,SU Bin-bin1,WANG Xu1,XIA Zhen-wei1,LIU Jing1,XU Yang1

(1 College of Engineering,China Agricultural University,Beijing 100083,China;2 College of Physics and Electronic Engineering,Nanyang Normal University,Nanyang 473061,Henan,China)

By using the method of preplaced powder, laser cladding of Ni-based SiC ceramics coating on Q235 steel substrate was studied. The dry friction and wear experiments of different material coatings were carried out by reciprocating friction wear tester. The microstructure and wear morphology of cladding layers were observed and analyzed using metalloscope (OM), scanning electron microscope (SEM) respectively. The results show that in the condition of dry sliding friction under heavy load, wear resistance of Ni-based SiC composite coatings is significantly improved. When the composite powder with 25% (mass fraction) SiC ,wear resistance of cladding coatings is the best. Wear mechanism of the cladding layer is abrasive wear, accompanied by adhesive wear characteristics, and with the increase of SiC content, adhesive wear characteristics become more apparent.

laser cladding;SiC/Ni composite coating;wear resistance;strengthening mechanism

江西省自然科學(xué)基金項(xiàng)目(20142BAB216024)；華中科技大學(xué)材料成形與模具技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放基金項(xiàng)目(P201409)；輕合金加工科學(xué)與技術(shù)國(guó)防重點(diǎn)學(xué)科實(shí)驗(yàn)室開放課題研究基金項(xiàng)目(gf201401004)

2014-11-03；

2015-11-12

蘆剛(1982-)，男，博士，講師，主要從事液態(tài)金屬精密成形理論及工藝研究，聯(lián)系地址：江西省南昌市豐和南大道696號(hào)南昌航空大學(xué)航空制造工程學(xué)院(330063)，E-mail:aimulalg@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.012

TG115.5+8

A

1001-4381(2016)01-0077-06