陳星，尹健，皮自強，杜開平，鄭兆然

（1.礦冶科技集團有限公司，北京 100160；（2.北京飛機維修工程有限公司，北京 100621；3. 特種涂層材料與技術北京市重點試驗室，北京 102206）

0 引言

石油化工等領域的機械設備在極端惡劣的工作條件下長期服役，易因磨損而失效，需要對磨耗部件進行周期性更換[1-3]。因此，磨耗部件的性能直接影響機械設備的服役壽命和可靠性。通過表面強化技術對磨耗部件表面進行處理，可有效提高其耐磨性，大幅提高機械設備的服役壽命[4,5]。

激光熔覆技術是常用的表面強化技術，它利用高能密度的激光束使熔覆材料與部分基材一起熔凝，形成致密冶金結合的熔覆層，它具有細化晶粒、改善強韌性的特點。顆粒增強Fe 基復合材料是一種將低成本、高韌性Fe 基材料與硬質陶瓷或金屬材料結合在一起，同時具有高強度、韌性及優(yōu)異的耐磨性的材料。在不損失材料韌性的基礎上，還大幅提高了材料耐磨性。在金屬部件表面采用激光熔覆技術制備顆粒增強Fe 基復合涂層可有效減少金屬部件的磨損，提高其服役壽命和安全可靠性，引起研究人員的廣泛關注[6-8]。TiC顆粒具有熔點高、硬度高，熱膨脹系數(shù)與Fe 基體接近，同時與Fe 基體具有良好的潤濕性和界面結合性，是Fe 基復合材料常用的增強顆粒[9,10]。路王珂[11]將納米 TiC 添加到導衛(wèi)板表面合金中，檢測到合金組織存在奧氏體和 M7C3碳化物，顯著提高了合金層的硬度和耐磨性。Ertugrul[12]制備了316L / TiC 復合涂層，發(fā)現(xiàn)TiC 粉末發(fā)生溶解，奧氏體微觀組織結構中晶粒細化效果以及存在新的 MC 球狀碳化物，使硬度提高了100 HV。Zhang[13]在40 Cr 齒輪鋼表面上制備了激光熔覆TiC 顆粒增強Fe 基熔覆層，TiC 顆粒分布均勻，顯著提高了熔覆層的顯微硬度和耐磨性。在不同工藝對比下，發(fā)現(xiàn)外加50 wt. %TiC 的涂層具有最佳磨損性能。Zhang[14]等采用激光熔覆技術在不銹鋼基體上制備了TiC 顆粒增強Fe 基熔覆層，抗沖蝕性能和耐磨性能得到明顯提高。

本研究采用激光熔覆技術制備了不同TiC 含量的顆粒增強Fe 基復合涂層，并對熔覆涂層的物相、顯微組織、性能及磨損機制進行分析，闡明TiC 含量對熔覆層組織和性能的影響規(guī)律。

1 試驗材料及方法

基體材料選擇Mn18Cr2 高錳鋼， 尺寸120×120×10 mm，基材表面用砂紙打磨去銹后用無水酒精清洗。激光熔覆粉末成分配比如表 1所示。所用的Fe 基合金粉末為球形或近球形，粒度范圍為45～150 μm，TiC 顆粒為機械破碎后的不規(guī)則形狀，粒度范圍為25～90 μm，F(xiàn)e 基合金粉末和TiC 粉末的形貌如圖 1 所示。設備采用德國GTV 公司的MF-LC2000 型激光快速試驗機，選用的工藝參數(shù)為：激光功率1800 W；送粉速率33 g/min；激光光斑直徑3.19 mm，激光掃描速率0.012 m/s，搭接率50%。熔覆試驗完成后，采用日立SU 5000 掃描電鏡(SEM)對熔覆層的微觀組織進行觀察；采用德國BRUKER 公司的D8 ADVANCE 型X 射線衍射儀(XRD)對所制備的熔覆層進行物相檢測分析；采用402MVATM 維氏硬度計對熔覆層截面顯微硬度進行測量（標準壓頭，加載載荷200 g，加載時間10 s）；采用德國BRUKER 公司的UMT 摩擦磨損試驗機對熔覆層表面進行滑動干摩擦磨損試驗（往復式摩擦磨損，磨球為Φ7.938 mm的SiN 球，載荷為200 N，摩擦時間為20 min，滑動速率為10 mm/s）。

表1 熔覆粉末化學成分(wt.%)Table 1 The chemical composition of laser cladding powder (wt.%)

圖1 激光熔覆粉末形貌：(a) Fe 基合金粉末；(b) TiC 陶瓷粉末Fig.1 Morphology of laser cladding powder: (a) Fe-based alloy powder; (b) TiC powder

2 結果與討論

2.1 熔覆層組織分析

不同含量TiC 的激光熔覆Fe 基復合涂層的顯微組織如圖2 所示。圖中Fe 基合金熔覆層結構致密，成形性良好，未發(fā)現(xiàn)明顯的氣孔和其他組織缺陷。引入TiC 后，熔覆層中散亂分布著黑色的TiC 顆粒，輪廓相比圖1 (b)中更平滑，說明在激光熔覆過程中的高溫使TiC顆粒發(fā)生了部分溶解。TiC 含量增加至20 wt.%時，熔覆層中未熔TiC顆粒增多，且分布趨向均勻。當TiC 含量達到30 wt.%時，過多的TiC 顆粒在熔覆層中發(fā)生局部聚集現(xiàn)象，導致該區(qū)域應力集中，在快速冷卻凝固過程中熱應力的作用下，沿TiC 顆粒邊緣產生裂紋，并向高錳鋼基材方向擴散。結合XRD 圖譜（圖3）可知Fe 基合金熔覆層中含有奧氏體、馬氏體和M7C3型碳化物，而引入TiC 后，馬氏體峰消失。這是因為在激光熔覆過程中，隨著TiC 的部分溶解，奧氏體中的Ti 元素和C 元素濃度提高，增加了奧氏體的穩(wěn)定性，使凝固后熔覆層中奧氏體含量提升[15]。

圖2 不同TiC 含量熔覆涂層的SEM 照片：(a),(e) 1#; (b),(f) 2#; (c),(g) 3#; (d),(h) 4#Fig.2 SEM images of cladding coatings with different TiC content: (a),(e) 1#; (b),(f) 2#; (c),(g) 3#; (d),(h) 4#

圖3 不同TiC 含量熔覆涂層XRD 圖譜Fig.3 XRD patterns of cladding coatings with different TiC content

從顯微組織來看，未添加TiC 的熔覆層顯微組織呈一定規(guī)律性的等軸晶，如圖 2 (e)所示。當添加10 wt.%TiC 時，等軸晶的規(guī)律性被破壞，同時有少量樹枝晶生成和方形TiC 相析出，如圖 2 (f)所示。當添加20 wt.%的TiC 時，熔覆層中出現(xiàn)大量散亂的樹枝晶生成和尺寸相對較大的十字放射狀的TiC 相析出，如圖 2 (g)所示。當添加30 wt.%的TiC 時，熔覆層中TiC 析出相數(shù)量進一步增加，且出現(xiàn)“梅花”狀TiC 相，如圖 2 (h)。這是因為激光熔覆過程中，熔覆層組織形態(tài)是由熔池中合金溫度梯度G 和凝固速度R 的比值(G/R)來決定的。加入TiC 顆粒后，未熔TiC 顆粒的存在破壞了熔池中熱流的方向性，擾亂了組織的定向凝固過程。同時，TiC 顆粒的存在使熔池界面增多，熔池散熱速率降低，導致晶粒增大。此外，隨著TiC 含量的增加，熔覆層的過冷度增加，初始形核點周圍的Ti、C 元素濃度增加，為TiC 相的析出提供了有利的偏聚或生長條件，導致更多數(shù)量和更大尺寸的TiC 相析出[16]。

2.2 熔覆層顯微硬度分析

不同TiC 含量激光熔覆Fe 基熔覆層的顯微硬度如圖 4 所示。四種樣品顯微硬度均由熔覆層到基體逐漸降低。未添加TiC 的1#樣品平均顯微硬度為368 HV0.2，加入10 wt.%的TiC 后，平均顯微硬度提升為386 HV0.2，加入20 wt.%的TiC 后，平均顯微硬度有了明顯提升，為409 HV0.2，繼續(xù)增加TiC 顆粒的含量，熔覆層硬度緩慢提升，當加入30 wt.%的TiC 時，平均顯微硬度提升為423 HV0.2。顯微硬度的增加主要有三方面的原因：一是Ti 元素固溶于奧氏體中起到固溶強化的效果；二是熔覆層中C 含量的增加導致碳化物析出數(shù)量增多，熔覆層硬度增大；三是未熔的TiC 顆粒彌散分布起到彌散強化的效果[17]。在熱影響區(qū)，受溫度梯度影響導致冷卻速率降低，晶粒粗化，硬度由熔覆層至基體逐漸降低。而高錳鋼基材未經(jīng)加工硬化，其硬度較低，在220 HV0.2左右。

圖4 不同TiC 含量熔覆涂層的顯微硬度Fig.4 Microhardness of cladding coatings with different TiC content

2.3 熔覆層摩擦磨損分析

不同TiC 含量激光熔覆Fe 基熔覆層的磨損體積如圖 5 所示?？梢钥闯觯鄹矊拥哪p體積相比基體顯著降低，加入TiC 顆粒后，熔覆層的磨損體積進一步降低，當TiC 含量逐漸增加時，熔覆層表面磨損體積先減少隨后增大。1 #不含TiC樣品的熔覆層磨損體積為高錳鋼基材的60.9%，2 #TiC 含量為10 wt.%的樣品熔覆層磨損體積為基體的51.5%，3 # TiC 含量為20 wt.%的樣品熔覆層磨損體積最小，為基體的39.9%，4 #TiC 含量為30 wt.%的樣品熔覆層磨損體積為基體的48.6%。表明激光熔覆Fe 基熔覆涂層能有效提高高錳鋼基材耐磨性，TiC 顆粒的加入有利于其耐磨性的進一步提高，這主要是因為TiC 顆粒的部分溶解在熔覆層中產生固溶強化的作用，同時未溶解的的TiC 顆粒在熔覆層中彌散分布起到彌散強化作用，二者共同作用下使熔覆層耐磨性得到明顯提升。

圖5 基材及不同TiC 含量熔覆涂層的磨損體積Fig.5 Wear volume of substrate and cladding coating with different TiC content

圖 6 為基材及不同TiC 含量熔覆涂層的摩擦系數(shù)隨滑動時間變化的曲線圖。可以看出，加入TiC 顆粒后，熔覆層的平均摩擦系數(shù)和曲線波動增大，隨TiC 含量的增加，熔覆層的平均摩擦系數(shù)先增大后減小，而摩擦系數(shù)曲線波動先減小后增大。結合圖2 熔覆層SEM 圖像分析，加入TiC顆粒后，由于TiC 顆粒硬度大，在干滑動摩擦磨損試驗中，熔覆層內分布的TiC 顆粒與對磨材料之間發(fā)生刮擦，導致試樣的平均摩擦系數(shù)和曲線波動增大。當TiC 含量為20 wt.%時，TiC 顆粒均勻分布在熔覆層中，3 #試樣的曲線波動明顯減小，摩擦系數(shù)趨于平穩(wěn)。當TiC 含量增加至30 wt.%后，TiC 顆粒發(fā)生聚集，甚至產生裂紋，摩擦磨損試驗時，TiC 顆粒被剝離為磨料，導致摩擦系數(shù)曲線劇烈波動。

圖6 基材及不同TiC 含量熔覆涂層的摩擦曲線Fig.6 Friction curves of substrate and cladding coating with different TiC content

高錳鋼基材及不同TiC 含量熔覆層的磨損形貌如圖7 所示。圖 7 (a)為高錳鋼基材的表面磨損形貌，從圖中可以觀察到高錳鋼表面存在犁溝、大塊剝落、分層及磨削堆積等，說明發(fā)生了比較嚴重的磨損。在滑動摩擦磨損試驗中，硬質磨球與高錳鋼接觸部分發(fā)生冷焊形成黏著點，滑動時產生較大應力將高錳鋼表面的材料拉起，導致表面材料大塊剝落，被剝落的材料成為磨屑進一步加重磨損。圖 7 (b)為不含TiC 顆粒的熔覆層磨損形貌，可以看到，熔覆層表面有相對較淺的犁溝和小塊剝落，磨損程度相比高錳鋼基材較輕，這是由于高硬馬氏體和碳化物共同強化作用。加入10 wt.%TiC 顆粒后，如圖 7 (c)所示，熔覆層表面犁溝深度和數(shù)量都有所降低，TiC 含量增加至20 wt.%后，犁溝進一步減少，同時剝落和分層現(xiàn)象明顯減輕（圖7 (d)）。這是由于TiC 顆粒的引入，削弱了熔覆層金屬與對磨副金屬的相容性，提高了熔覆層抗塑性變形的能力，降低熔覆層發(fā)生粘著磨損的傾向，同時對未熔TiC 顆粒起到固化作用；另一方面，均勻彌散分布的TiC 顆粒對熔覆層金屬起到了較好的骨架支撐作用，減小與對磨副的接觸面積，抵御了磨粒對熔覆層表面的切削作用，顯著提高其抗磨粒磨損的能力，有效避免大塊剝落的產生。這兩方面原因共同作用強化了熔覆層耐磨性能[18]。而TiC 含量增加至30 wt.%后，由于TiC 顆粒在熔覆層中發(fā)生局部聚集現(xiàn)象，導致應力集中并產生裂紋，使得Fe 基合金基體對TiC 顆粒的固化作用不足，TiC 顆粒在摩擦過程中易剝落成為磨粒，加重熔覆層磨損，導致熔覆耐磨性能降低，如圖7 (e)所示。

圖7 基材及不同TiC 含量熔覆涂層的磨損形貌：(a) 基材；(b) 1#；(c) 2#；(d) 3#；(e) 4#Fig.7 Wear morphology of substrate and cladding coatings with different TiC content: (a) substrate; (b) 1#; (c) 2#; (d) 3#; (e) 4#

3 結論

(1) 采用激光熔覆在高錳鋼基材表面制備了TiC 顆粒增強Fe 基復合熔覆層，熔覆層組織由奧氏體、M7C3碳化物、TiC 析出相和未熔TiC 顆粒組成，隨著TiC 含量的增加，TiC 析出相的數(shù)量和尺寸增加。

(2) 隨著TiC 含量增加，熔覆層硬度逐步增加，TiC 含量為30 wt.%時，熔覆層顯微硬度最高為423 HV0.2。

(3) 隨著TiC 含量增加，熔覆層耐磨性先增加后降低。當TiC 含量為20 wt.%時，熔覆層磨損體積最小，摩擦系數(shù)穩(wěn)定。當TiC 含量增加至30 wt.%時，熔覆層磨損體積增大，摩擦系數(shù)劇烈波動，耐磨性降低。