周立華

(成都理工大學 工程技術學院，四川 樂山 614000)

0 引 言

微束等離子熔覆加工技術是表面工程中應用廣泛的核心技術之一，該技術可以在鋼鐵零部件的表面熔覆一層性能優(yōu)異的合金涂層，對基體材料進行表面強化和保護，從而提高基體材料的使用壽命或修復破損部位以恢復使用功能，與目前我國提出的節(jié)約資源、建立環(huán)境友好型社會的目標一致，受到了相關科技工作者的廣泛關注[1]。比如，通過Mo/W 的固溶強化作用抑制 Fe 的自擴散來提高其再結晶溫度[2]；通過固溶強化與碳化物的彌散強化來實現(xiàn)合金材料熱強性的提升[3]；通過V元素形成的細小且長期穩(wěn)定的碳/氮化物沉淀與彌散強化，來提高合金材料的熱強性和蠕變性[4]；通過Cr元素的加入(注意Cr含量在大于 12%時會導致δ鐵素體的形成，從而削弱耐熱鋼的蠕變強度)來提升耐熱鋼的耐腐蝕性及高溫抗氧化腐蝕性等[5]。實際使用中，通過微束等離子熔覆加工技術獲得的合金覆層，由于熔覆工藝過冷度大，其淬火組織中通常含有一定體積分數(shù)的殘留奧氏體[6-10]，對其進行高溫回火，覆層內部會出現(xiàn)碳化物析出，從而顯著提高覆層的硬度[11-15]。但由于覆層的高合金化與等離子熔覆工藝本身的性質，通常需要大量的嘗試性實驗才能獲得穩(wěn)定的覆層顯微結構與組織，并進行多組參照實驗才能確定適宜的回火工藝[16-17]。

JMatPro軟件是英國Sente Software公司開發(fā)的，一款功能強大的材料性能模擬軟件，可以用來計算金屬材料的多種性能，廣泛用于金屬材料的相圖計算和性能預測。經(jīng)過大量的實驗驗證，JMatPro軟件具有可靠的模擬計算準確性，其數(shù)據(jù)計算能力強大且操作簡便，確保了使用的方便和高效，夏云峰等[18-19]運用JMatPro軟件對4Cr5Mo2V鋼進行熱處理工藝參數(shù)的模擬計算，減少了大量的嘗試性工藝試驗，提高了工藝改進的效率。本文旨在通過JMatPro軟件對合金覆層進行設計和模擬計算，確定合金覆層的相組成成分并制定一系列的回火工藝，預測合金覆層的組織性能與回火硬度變化，從而為設計并制備高硬度、高回火穩(wěn)定性的合金覆層提供技術參考。

1 計算結果與分析

1.1 相組成分析

表1為實驗使用的合金覆層成分。從表1可以看出，合金覆層中主要包含Cr、Mo、W、V、C和Si等元素，含量分別為16.0%,1.5%,1.2%,0.5%,0.4%和0.2%(質量分數(shù))。將表1中的合金覆層成分輸入到JMatPro軟件中對其進行熱力學計算，得到合金覆層組織的平衡相圖，如圖1所示。

表1 合金覆層成分

從圖1可以看出，該合金覆層在25 ℃室溫時，平衡相組織主要由79.73%F+6.37%M23C6+0.49%M2(C,N)+11.09%α-Cr+2.31%[Fe,Cr,W,Mo](Laves)相組成，合金覆層的奧氏體轉變溫度區(qū)間為975～1 182 ℃、固-液轉變溫度區(qū)間為1 306～1 476 ℃，且在1 182～1 347 ℃的溫度區(qū)間內存在高溫鐵素體相。

圖1 合金覆層組織的平衡相圖Fig 1 Equilibrium phase diagram of alloy cladding structure

1.2 回火組織分析

利用JMatPro軟件，分別模擬該合金覆層在200，400和600 ℃狀態(tài)下進行回火，計算回火組織中各相體積百分比及其顆粒尺寸的變化情況，結果如圖2～4所示。從圖2可以看出，對合金覆層進行模擬200 ℃回火時，合金覆層中碳化物的種類、體積百分比、顆粒尺寸隨回火時間均無明顯變化，因而可以預見，對該合金覆層進行200 ℃回火，除了能消除內應力外，對合金覆層的組織結構與硬度均無太大的影響。

圖2 合金覆層200 ℃回火各相Fig 2 All phases of alloy coating tempered at 200 ℃

從圖3可以看出，當對合金覆層進行模擬400 ℃回火2 h后，以M2(C,N)型為主的碳化物開始少量析出，與此同時，M2(C,N)型碳化物開始長大，因而可以預見，對該合金覆層進行400 ℃回火2 h，合金覆層內部碳化物的種類與數(shù)量將增加，一定程度上會提高合金覆層的硬度。

圖3 合金覆層400 ℃回火各相(a)體積百分比和(b)顆粒尺寸Fig 3 All phases of alloy coating tempered at 400 ℃

從圖4可以看出，對合金覆層進行600 ℃回火2 h后，合金覆層組織中將析出大量M7C3、M23C6以及M2(C,N)型碳化物，且除M2(C,N)型碳化物以外，其它類型的碳化物尚未明顯長大，因而可以預見，對該合金覆層進行600 ℃回火2 h，合金覆層內部碳化物的種類與數(shù)量將急劇增加，合金覆層的硬度將會大幅度地提高。

圖4 合金覆層600 ℃回火各相(a)體積百分比和(b)顆粒尺寸Fig 4 All phases of alloy coating tempered at 600 ℃

2 實驗

2.1 實驗材料

實驗基體材料選用H13鋼，其尺寸為100 mm× 40 mm×8 mm，使用角磨機去除其表面氧化層并打平，之后用酒精棉球擦拭表面，以去除油污。

由于微束等離子焊接本身的特性，在合金覆層制備過程中，各元素存在一定的燒損現(xiàn)象。因而在制備合金覆層之前，先進行探索性實驗確定最佳的實驗參數(shù)并對實驗配方粉末的成分加以修正，確保使用微束等離子熔覆工藝后，得到的合金覆層的成分與設計成分一致。修正后的實驗配方粉末化學成分如表2所示。從表2可以看出，合金覆層中主要包含Cr、Si、C、Mo、W和V等元素，含量分別為26.55%,3.85%,2.55%,2.50%,2.00%和1.00%(質量分數(shù))。

表2 修正后的試驗配方粉末化學成分(質量分數(shù)，%)

2.2 制備工藝

首先，將修正后的實驗配方粉末裝入行星球磨機(QP-ISP)，在100 r/min的轉速下進行混粉2.5 h；其次，將混合均勻的合金粉末在80 ℃溫度下進行烘干，時間為1 h；然后，將烘干的合金粉末倒入自動送粉器中待用；最后，采用微束等離子熔覆工藝對合金粉末經(jīng)行熔覆，焊接工藝參數(shù)如表3所示。

表3 焊接工藝參數(shù)表

2.3 測試方法

使用線切割機對合金覆層試板進行加工，制備合金覆層金相試樣、XRD試樣和回火試樣。其中，金相試樣經(jīng)酚醛樹脂鑲嵌、砂紙磨制、SiC 水溶液拋光、10%硝酸酒精腐蝕后，用無水酒精棉球擦拭、 干燥；XRD試樣進行磨制、拋光；回火試樣使用金相砂紙磨平即可。

采用數(shù)顯顯微硬度計(HX-1000TM /LCD)測試合金覆層回火后的顯微硬度(5點取平均值)；采用轉靶X射線衍射儀(D/MAX-RB型)研究合金覆層的相組成(30～100°)；采用電子探針顯微分析儀(JXA-8230/INCAX-ACT型)觀測背散射電子相(COMPO，×1 000)并分析其微區(qū)成分(EDS)；采用箱式節(jié)能電阻爐(XMT-5000 型)對樣品進行200，400和600 ℃回火實驗。

3 結果與討論

3.1 合金覆層顯微組織及相組成分析

圖5為合金覆層回火前后的顯微組織形貌，圖6為合金覆層回火前后的XRD衍射分析圖。

從圖5(a)可以看出，回火前，合金覆層組織結構主要由板條狀的馬氏體基體內包含團狀的珠光體組織構成。由于微束等離子熔覆技術的特征，在合金覆層制備的過程中存在較大的過冷度，且合金覆層冷卻速度不均勻，冷卻速度較快的區(qū)域形成了典型的板條馬氏體組織；而冷卻速度較慢的區(qū)域則出現(xiàn)了趨于平衡結晶的珠光體組織。結合圖6(a)可知，回火前合金覆層內部主要由Fe、Cr、W、[Fe,Cr]固溶體以及Cr7C3碳化物構成。

圖5 合金覆層回火前后的的顯微組織(OM)Fig 5 Microstructure of alloy coatings before and after tempering

從圖5(b)和6(b)可以看出，經(jīng)過200 ℃回火，合金覆層內部組織結構及相組成均無明顯變化。從圖5(c)和6(c)可以看出，經(jīng)過400 ℃回火，合金覆層組織內部開始有少量MC型特殊碳化物析出，一定程度上對晶粒起到了打斷、隔離的作用，晶界周圍逐漸呈現(xiàn)不連續(xù)的網(wǎng)狀分布。從圖5(d)和6(d)可以看出，經(jīng)過600 ℃回火，合金覆層組織內部析出大量MC、M2C型特殊碳化物, 碳化物晶界面積增大，之前不連續(xù)的網(wǎng)狀分布發(fā)展為連續(xù)、密集的蛛網(wǎng)狀分布，覆層內部整體呈現(xiàn)出更為細小、均勻的組織形態(tài)。

3.2 合金覆層成分分析

采用電子探針對回火前后覆層組織中不同區(qū)域進行元素分析，圖7為合金覆層回火前后背散射電子圖像，表4為合金覆層整體及微區(qū)成分測試。

圖6 合金覆層回火前后的XRD衍射分析圖Fig 6 XRD diffraction patterns of alloy coatings before and after tempering

從圖7(a)和表4可以看出，合金覆層回火前，圖中A區(qū)域相較合金覆層整體，C、Si元素含量相對較高、Cr元素含量相對較低，可以推測在凝固時趨近于平衡結晶；B區(qū)域Cr元素含量較高、C元素含量相對較低，因而在凝固時冷卻速度較快，呈現(xiàn)出典型的板條馬氏體組織；C區(qū)域W、Si元素含量相對較高，可以推測這是由于該類元素熔點較高，加之微束等離子熔覆能力較低，未充分熔融所致。從圖7(b)和表4可以看出，600 ℃回火后，合金覆層內部C、Cr、Si元素的分布無明顯變化，Mo、W、V等改性元素向D區(qū)域聚集。結合XRD分析，這是由于該區(qū)域在600 ℃回火時析出的MC、M2C型特殊碳化物所致。

圖7 合金覆層回火前后背散射電子圖像Fig 7 Backscattered electron images of alloy coatings before and after tempering

表4 合金覆層整體及微區(qū)成分測試

由表4可知，對合金覆層的組織進行面掃，以分析整體和局部區(qū)域的成分，結果表明，修正后的配方粉末經(jīng)微束等離子熔覆后得到的合金覆層中的各元素成分與設計并利用JMatPro軟件計算的合金成分基本一致。

3.3 合金覆層回火前后顯微硬度分析

圖8為合金覆層在回火前和200，400，600 ℃回火后顯微硬度的變化情況。結合JMatPro軟件模擬結果分析，由圖8可知，合金覆層回火前硬度為452 Hv0.1，經(jīng)200 ℃回火2 h后，合金覆層內部相組成成分與碳化物顆粒大小無明顯變化，因而覆層整體硬度無明顯變化，為463 Hv0.1；經(jīng)400 ℃回火2 h后，合金覆層內部析出M7C3型與部分MC型特殊碳化物，導致覆層硬度上升，達到512 Hv0.1；經(jīng)600 ℃回火2 h后，合金覆層內部析出大量M7C3型、MC型與M2C型特殊碳化物，且碳化物晶界面積增大，連續(xù)網(wǎng)狀分布趨勢增強，覆層內部整體呈現(xiàn)出更為細小、均勻的組織形態(tài)，合金覆層硬度顯著提升，達到569 Hv0.1。

圖8 合金覆層回火前后顯微硬度變化Fig 8 Change of microhardness of alloy coatings before and after tempering

4 結 論

(1)利用JMatPro軟件對高溫合金覆層進行模擬，得到了合金覆層在不同回火溫度下的相組成成分、以及不同回火溫度下合金覆層的組織變化情況，從而得出合金覆層的硬度變化情況，減少了大量工藝試驗，提高了工藝改進的效率。

(2)該合金覆層室溫平衡組織主要為鐵素體、M23C6、[Fe,Cr]固溶體以及M2(C,N)型碳化物等，結合覆層組織形貌與XRD物相分析圖譜檢測分析，600 ℃回火后，合金覆層內部析出大量M7C3、MC、M2C型碳化物。

(3)與JMatPro軟件模擬結果一致，經(jīng)200 ℃回火2 h后，合金覆層組織分布與顯微硬度均無明顯變化，顯微硬度為463 Hv0.1，經(jīng)600 ℃回火2 h后，覆層內部呈現(xiàn)連續(xù)、致密的網(wǎng)狀分布，MC、M2C型特殊碳化物在合金覆層內部彌散析出，致使合金覆層內部組織更加細小、致密，合金覆層整體硬度顯著提升約25.88%，達到569 Hv0.1。