李 敏, 蔡 杰, 鄧 彪, 袁斌霞, 吳懋亮

(上海電力學院 能源與機械工程學院, 上海 200090)

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激光熔覆功率對原位合成TiB/TiN涂層組織和摩擦性能的影響

李 敏, 蔡 杰, 鄧 彪, 袁斌霞, 吳懋亮

(上海電力學院 能源與機械工程學院, 上海 200090)

以光學顯微鏡(OM)、X射線衍射分析(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)和電子探針(EPMA)方法分析涂層相組織結構和顯微形貌,采用硬度測試儀及滑動磨損機測試涂層硬度及耐磨性能.結果表明,涂層中原位合成了TiB和TiN強化相顆粒,分別呈現(xiàn)針棒狀形貌組織和等軸晶形貌組織;激光功率對組織形貌影響較大,隨著激光功率的提高,熔覆層的硬度和耐磨性能呈上升的趨勢;母材的磨損機制主要為疲勞磨損,而熔覆層金屬的磨損主要由疲勞磨損和磨粒磨損共同作用,其中磨粒磨損占主體作用.

激光熔覆; 原位合成; TiB-TiN強化相; 摩擦磨損

鈦合金較差的耐磨性能限制了鈦合金在苛刻摩擦領域的應用.[1]采用激光熔覆的方法在鈦合金的表面涂覆耐磨涂層,以其經(jīng)濟、高效、快捷而成為鈦合金表面強化技術的重要手段之一.[2-3]采用原位合成的陶瓷-金屬基復合涂層以其優(yōu)異的抗磨損性能被國內(nèi)外研究學者所關注.北京航天航空大學王華明課題組[4-5]從高硬度、反常的硬度、溫度關系、金屬鍵與共價鍵共存的強原子間鍵合力等獨特性質考慮,“原位”生成氮化物以及金屬間硬質化合物(Ti5Si3,NiTi,Ti2Ni3Si)等耐磨涂層,利用生成的高硬質粒子在強韌性基體中均勻彌散分布獲得良好的耐磨性能,涂層與基體結合良好,耐磨性能比原始鈦合金提高數(shù)百倍.楊玲玉等人[6]采用TiCN/Ti熔覆Ti-6Al-4V復合涂層,采用TiCN,TiO2,Ti的復合組織熔覆層,表面的硬度得到了大幅提高,是基材硬度的3～6倍,表面最高硬度模量為14 GPa,熔覆層和基體的耐磨系數(shù)分別為0.48和0.34,獲得的熔覆層與基體結合良好,但熔覆層存在大氣孔.

孫榮祿等人[7-8]在Ti-6Al-4V合金上分別添加金屬間化合物TiN,Cr3C2,TiC,TiB2-TiC- M23(CB)6為增強相增強NiCrBSiC粉末耐磨性,結果表明,在優(yōu)化工藝參數(shù)下可以獲得連續(xù)、均勻、無裂紋和氣孔的熔覆層.其表面硬度達到了2 100～2 300 HV.MOLIAN P A等人[9]在TC4合金表面激光熔覆BN和BN-NiCrCoAIY復合涂層,分析表明,涂層中存在TiN和TiB2等相,BN和BN-NiCrCoAlY涂層的硬度范圍在1 200～1 600 HV,其最大硬度約是TC4合金激光重熔表面硬度的2倍;分別將激光熔覆BN和BN-NiCrCoAlY兩種涂層與激光重熔層和時效硬化基材進行了滑動磨損試驗,對比發(fā)現(xiàn),激光熔覆層的耐滑動磨損性約是時效硬化態(tài)和表面重熔鈦合金的10～200倍.EMAMIAN A S F C等人[10]在TC4合金上激光熔覆TiC復合涂層,涂層的硬度達到1 150 HV.

TiB和鈦及鈦合金在熱力學上相容,密度與鈦相近,泊松比相同,熱膨脹系數(shù)與鈦合金相差在50%以內(nèi),而TiB的楊氏模量為550 GPa,是鈦合金的5倍,抗拉強度比鈦大很多,因此最近很多研究者認為TiB是最適合作為高溫鈦合金復合材料的增強體之一.TiN在高溫下具有優(yōu)異的塑性變形能力.

TiB和TiN結合為復合強化鈦基合金,有望將高溫硬度和高溫變形能力結合起來,使熔覆涂層具有更好的強化效果及高溫化學穩(wěn)定性,產(chǎn)生足夠的變形能力和斷裂韌性.而以Ti-BN體系為原料原位合成強化涂層的研究較少,并且系統(tǒng)地研究熱輸入對熔覆涂層組織和性能關系的研究報道也很少,而熱輸入是影響涂層組織和性能的一個重要指標.

因此,本文采用Ti-BN作為原材料,利用高功率半導體激光器原位合成TiN和TiB復合陶瓷強化Ti基熔覆層,研究激光熱輸入對組織和耐磨性能的規(guī)律,對激光熔覆原位涂層機理的研究提供一定的指導意義.

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

實驗用的熔覆基材是擠壓態(tài)的Ti3Al2V合金,化學成分如表1所示.純Ti粉末和h-BN粉末均為化學分析純,含量為99.9%

表1 Ti-3Al-2V基板化學成分 %

1.2 實驗方法

(1) 試板準備 將熔覆基材Ti3Al2V合金尺寸加工為100 mm×20 mm×8 mm的3塊試樣.熔覆前試樣先經(jīng)砂輪和砂紙手工打磨;用3%HF+6%HNO3水溶液進行酸洗,去除表面的氧化層,然后采用丙酮或酒精清洗表面油污,最后烘干其表面待用.實驗時將試板置于充滿保護氣氬氣(純度大于等于99.99%)的氣槽中,防止在熔覆過程中的氧化.

(2) 粉末準備 將純Ti粉末和h-BN粉末實驗配比計算稱量后機械混合均勻,再用干燥箱進行120 ℃下2 h的烘干處理,放入送粉器中,在熔覆過程中進行送粉.

(3) 實驗設備及方法 采用DL-035Q半導體激光器,激光最大功率為3 500 W,激光聚焦光斑尺寸為3.3 mm×2 mm,激光波長為808 nm.在進行激光熔覆工藝時,激光掃描方向和其快軸方向垂直.送粉方式為側向送粉.實驗采用600 W, 1 000 W,1 400 W 3種不同的激光功率.其他的實驗參數(shù)選用相同:h-BN與Ti摩爾比例為1∶4,激光掃描速度為6 mm/s,保護氣體流量為15 l/min,送粉量為7.10 g/min.

從熔覆層上沿平行于熔覆方向截取10 mm×5 mm方塊,經(jīng)過砂紙機械打磨、丙酮清洗獲得金相樣品.金相實驗觀察試樣拋光后用腐蝕劑進行淺腐蝕和深腐蝕(淺腐蝕為0.5%HF水溶液,深腐蝕為13%HF+26%HNO3水溶液),最后用酒精清洗,熱風吹干后用德國LEICA DM6000進行光學顯微組織觀察.XRD測試儀器型號為D/max 2550 VL/PC,加速電壓為35 kV,電流為200 mA,采用Cu靶(λ=0.154 060 nm),掃描速度為3(°) /min.

本實驗采用JSM-6460和JSM-7600掃描電鏡對SEM樣品進行微觀組織的形貌分析以及對摩擦試樣的表面進行觀察,用EPMA進行元素分析.硬度測試在SCTMC(HVS-10)試驗機上進行,硬度測量載荷為0.5 kg,加載時間為15 s.為了保證實驗數(shù)據(jù)的可靠性,在每個樣品的同等位置測試3次.

利用滑動摩擦機(型號MMW-1A)對熔覆層和基材的磨損性能進行測試,樣品尺寸大小為7 mm×7 mm×8 mm,載荷為100 g,摩擦副選擇燒結的Al2O3陶瓷,硬度為1 800 HV,測試樣品的轉動速度為100 r/min,轉動半徑為23 mm,每隔10 min測試摩擦磨損高度,總磨損時間為60 min.測試每個磨損試樣樣品每隔10 min后的損失高度,測量精度為±0.001 mm,每個試樣每個狀態(tài)測試3次.

2 實驗結果與分析

2.1 激光功率對熔覆層宏觀形貌的影響

圖1為不同激光功率下熔覆涂層形貌.表1為不同激光功率下熔覆層的宏觀尺寸.

注:H1—熔覆層厚度;H2—熔覆層的滲透深度;H3—熱影響區(qū)深度;W—熔覆寬度.

圖1 不同激光功率下熔覆層的宏觀形貌

由表1可知,熔覆層厚度H1,H2,H3,W都有所增加,但是稀釋率(γ)降低.這是因為激光功率的提高,熔覆粉末對激光的吸收量增多,熔覆過程中熔化金屬量增多,導致熔覆層厚度、深度和寬度增大.熱輸入隨著激光功率的增大而增大,H2增高,同時W和H1也呈增加的趨勢,然而熔覆層中熔化粉末增加的量比熔覆層中熔化母材增加的量多,使得稀釋率反而出現(xiàn)了下降趨勢.

表1 不同激光功率下溶覆層的宏觀尺寸

2.2 激光功率對顯微組織的影響

圖2是不同激光功率下獲得的熔覆層的XRD測試曲線.由圖2可知,在激光功率為600 W的條件下,獲得的熔覆層主要由α-Ti,TiN,Ti4N3-x相組成,另外還殘留h-BN和一些未知相,并且在XRD圖譜中并沒有檢測到TiB的衍射峰,說明在激光功率較低的情況下,熔覆層原始粉末并沒有完全反應,沒有生成TiB.

圖2 不同功率下的XRD圖譜

當激光功率為1 000 W時,XRD測試曲線出現(xiàn)了TiB的衍射峰,表明熔覆層中形成了TiB,此時獲得的熔覆層主要由α-Ti,TiB,TiN相組成.當激光功率為1 400 W時,XRD測試曲線依舊存在TiB,TiN,α-Ti的衍射峰,即獲得的熔覆層主要由α-Ti,TiB,TiN相組成.由于原始粉末是由Ti粉和BN粉末組成的,并不含有TiB和TiN陶瓷相,由此表明是在反應過程中生成了強化顆粒TiB和TiN,將其稱為激光熔覆原位合成了TiB和TiN陶瓷相.不同激光功率條件下,熔覆層上層的顯微組織如圖3所示.

圖3 不同激光條件下熔覆層上層顯微組織

由圖3可知,在激光功率為600 W時,分布在熔覆層內(nèi)的主要是細小均勻的等軸樹枝晶.隨著激光功率的逐漸升高,有兩種形貌的強化相生成:一種是等軸樹枝晶,另一種是針棒狀組織.并且兩種形貌組織相的尺寸也隨著激光功率的升高而略有增大.在激光功率為1 000 W時,針棒狀組織細小(絮狀組織),尺寸大小約為15 μm×100 nm.在功率為1 400 W時,針棒狀組織尺寸不均勻,尺寸范圍為15 μm×100 nm～20 μm×1 μm.對圖3c中多處的針棒狀組織和等軸樹枝晶組織采用EPMA進行分析,根據(jù)EPMA的分析結果可知,等軸樹枝晶主要含有Ti和N元素,針棒狀組織由Ti與B組成.結合XRD分析結果可以判定,樹枝晶為TiN,針棒狀組織為TiB.

2.3 激光熔覆層的顯微硬度

圖4為不同激光功率下熔覆組織的顯微硬度分布曲線.

圖4 . 不同激光功率下熔覆組織的硬度分布曲線

由圖4可知,隨著激光功率的增大,硬度呈明顯的上升趨勢.

在激光功率為1 400 W時,硬度最高達到1 100 HV0.5,約是母材的4倍(母材Ti3Al2V硬度為250 HV0.5).根據(jù)顯微組織分析可知,熔覆層中出現(xiàn)TiB和TiN的增強相能夠大幅提高熔覆層的顯微硬度;單相的強化效果沒有兩相復合強化的效果好.

2.4 激光熔覆層的磨損性能

圖5為不同激光功率下基體和熔覆層磨損高度與時間的關系曲線.

圖5 不同激光功率下基體和熔覆層磨損高度與時間的關系曲線

由圖5可知,隨著激光功率的增大,相同時間內(nèi)磨損高度的量在減少,磨損性能逐漸變好;激光功率為1 400 W時,相同時間內(nèi)磨損高度的量只有母材的一半,而且在30 min時,對應點斜率最低,也就是說單位時間內(nèi)磨損高度的量最小,磨損性能最好,此時摩擦磨損位置大概在熔覆層的中部,即熔覆層的中部磨損性能最好.

2.5 耐磨性能的分析

圖6為不同激光功率條件下,熔覆層磨損30 min后的磨損形貌照片.從圖6a可以看出,磨損表面具有典型的粘著磨損特征,其原因是母材為Ti-3Al-2V,顯微硬度為260 HV,而對應的摩擦副為Al2O3,顯微硬度高達1 800 HV,表面粗糙的Al2O3凸起物容易擠入母材,母材經(jīng)歷多次塑性變形并承受摩擦副表面的微凸體的切削作用,發(fā)生大塊材料的轉移和流失,出現(xiàn)比較寬和深的犁溝,屬于明顯的黏著磨損機制.

圖6 母材和不同激光功率時熔覆層的摩擦磨損形貌

從圖6b,圖6c,圖6d可以看出,磨損形貌主要為微犁溝磨損,其顯示出顆粒磨損和疲勞磨損特征.熔覆層的組織由高密度的硬質增強相TiB和TiN組成,從而有效承載鈦合金基體,摩擦副表面的微凸體很難壓入熔覆層中產(chǎn)生犁削作用,而只能作為軟質點通過顯微切削和劃痕的方式緩慢摩擦消耗材料,在反復摩擦過程中,強化相出現(xiàn)疲勞,有小顆粒脫落,但隨著激光功率的增大,小顆粒脫落逐漸減少.脫落的小顆粒在摩擦過程中對熔覆層表面起到磨削作用,出現(xiàn)微犁溝.由此可知,熔覆層磨損機制主要表現(xiàn)為磨粒磨損機制和疲勞磨損共同控制.

3 結 論

(1) 在合適的激光工藝參數(shù)下,隨著激光功率從600 W到1 000 W再到1 400 W的變化過程中;等軸樹枝晶狀的TiN逐漸粗大;針棒狀的TiB呈現(xiàn)無明顯相到細小絮狀組織再到粗大尺寸不均勻針棒狀組織的變化趨勢.

(2) 隨著激光功率的增加,硬度逐漸增大,熔覆層的最高硬度可達到1 100 HV0.5,是母材的4倍多.而且隨著激光功率的增加,摩擦性能逐漸變好;母材的磨損機制主要為粘著磨損,而熔覆層金屬的磨損表現(xiàn)為疲勞磨損和磨粒磨損共同作用,其中磨粒磨損占主導作用.

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(編輯 胡小萍)

Effect of Laser Density on Microstructure and Wear Performance of In-situ Synthesized TiN-TiB/Ti Based Composite Coating by Laser Cladding

LI Min, CAI Jie, DENG Biao, YUAN Binxia, WU Maoliang

(SchoolofEnergyandMechanicalEngineering,ShanghaiUniversityofElectricPower,Shanghai200090,China)

The phase structure,microstructure,microhardness and wear performance of the composite clad layer are analyzed by optical microsccopy(OM),X-ray diffraction(XRD),scanning electron microscopy(SEM),electron probe microanalyzer(EPMA)micro-hardness tester and wear testing.The reasult indicates that TiN and TiB are in situ synthesized in the cladding layer and are compared with needle platelet and equiaxed type microstructures.Laser density plays an important role in microstructures.With the increase of laser density,microhardness and wear resistance rise,the main mechanism of the sbustrate is severe adhesive wear mechanism.However,the wear mechanism of cladding layer is a combination of adhesive and abrasive wear characteristics,and the abrasive wear characteristics is the main wear mechanism.

laser cladding; in-situ synthesis; TiB-TiN reinforced phases; wear performance

10.3969/j.issn.1006-4729.2016.05.006

2015-03-23

簡介：李敏(1982-),女,博士,江西宜春人.主要研究方向為激光加工.E-mail:zzlimin@gmail.com.

TN249;TG174.45

A

1006-4729(2016)05-0437-06