劉金剛，鄭文捷，王高升，何麗紅，趙又紅

（1.湘潭大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，湖南 湘潭 411105；2.湖南工程學(xué)院，湖南 湘潭 411104）

零部件磨損占機(jī)械設(shè)備失效原因的70%以上，失效形式主要包含：磨粒磨損、粘著磨損、腐蝕磨損、疲勞磨損和微動(dòng)磨損[1-4]。此外，因機(jī)械設(shè)備經(jīng)常工作于重載、高溫和沖擊等惡劣工況下，其零部件極易發(fā)生磨損失效，存在較大的機(jī)械故障隱患[6]。20Cr2Ni4A 鋼是一種綜合性能優(yōu)異的高強(qiáng)度合金鋼，已經(jīng)被廣泛應(yīng)用于重載機(jī)械設(shè)備的關(guān)鍵零部件中，如齒輪、軸承等[5-6]。若能加強(qiáng)20Cr2Ni4A 合金鋼的耐磨損性能，提高零部件的使用壽命，將在節(jié)省經(jīng)濟(jì)、設(shè)備運(yùn)行安全、資源利用等方面具有重大意義。

當(dāng)前，國(guó)內(nèi)外眾多學(xué)者在提高20Cr2Ni4A 的硬度和耐磨性方面做了大量研究。Vladimir V. Buranich等人[5]利用等離子體電解硬化（PEH）方法獲得了20Cr2Ni4A 合金鋼表面改性結(jié)構(gòu)。Caiyun Li 等人[6]通過稀土離子預(yù)注入法對(duì) 20Cr2Ni4A 合金鋼的滲碳層進(jìn)行了催化和強(qiáng)化，改善了真空滲碳層的結(jié)構(gòu)和硬度。岳彩文等人[7]通過研究噴丸強(qiáng)化方法對(duì)20Cr2Ni4A 合金鋼組織和性能的影響，得到了最佳噴丸工藝。許湘軍等人[8]通過復(fù)合刷鍍方法來(lái)修復(fù)滲碳層磨損后的20Cr2Ni4A 合金鋼。劉國(guó)強(qiáng)等人[9]通過稀土滲碳工藝對(duì)20Cr2Ni4A 合金鋼進(jìn)行表面強(qiáng)化，并與常規(guī)的滲碳工藝進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果表明，稀土滲碳工藝效果更好，有效地提升了滲碳效率。張平等人[10]通過超聲沖擊對(duì)20Cr2Ni4A 滲碳鋼進(jìn)行強(qiáng)化處理。以上學(xué)者均是從表面改性角度來(lái)提高20Cr2Ni4A 的硬度和耐磨性。近年來(lái)，隨著科技發(fā)展，電鍍、等離子噴涂、熱噴涂、激光熔覆等新的表面處理技術(shù)被廣泛應(yīng)用[11]。其中激光熔覆技術(shù)因具有瞬間加熱溫度高、低稀釋比、高冷卻速度、選材不受控制、與基體冶金結(jié)合、組織致密等優(yōu)點(diǎn)，而具有廣闊的應(yīng)用前景[12-14]。作為一項(xiàng)新的表面處理技術(shù)，主要利用激光束高能量聚焦的特點(diǎn)來(lái)照射基體表面，將熔融后的粉末噴覆于基體表面，與基體形成所需的金屬結(jié)合涂層，使基體表面達(dá)到改性的目的[14-15]。

激光熔覆常選用的自熔性合金熔覆粉末為鐵基合金粉末、鎳基合金粉末、鈷基合金粉末。其中鐵基自熔性合金粉末因其高硬度和良好的耐磨性能而得到廣泛應(yīng)用，特別是與鈷基和鎳基自熔性合金粉末相比，成本更低且成分與基體材料類似，從而優(yōu)先考慮鐵基自熔性合金粉末[16-18]。為讓零部件更好地適應(yīng)復(fù)雜工況，進(jìn)一步提高零部件表層的硬度和耐磨性，國(guó)內(nèi)外學(xué)者采用了陶瓷硬質(zhì)相粉末增強(qiáng)鐵基合金，制備鐵基/WC 復(fù)合涂層來(lái)實(shí)現(xiàn)。WC 陶瓷粉末具有高硬度（2200～2800HV）、優(yōu)異的耐磨性能、良好的斷裂韌性和可塑性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛地用作Ni、Fe、Co 等合金粉末的增強(qiáng)材料[19-21]。鐵基/WC 復(fù)合涂層廣泛應(yīng)用于Q235 鋼、316L 不銹鋼、鑄鐵等金屬材料的表面處理，但在20Cr2Ni4A 合金鋼上的應(yīng)用研究尚不充分，且利用激光熔覆技術(shù)對(duì)20Cr2Ni4A 合金鋼表面進(jìn)行改性的研究也較少。

本文主要研究在20Cr2Ni4A 合金鋼表面激光熔覆鐵基/WC 復(fù)合涂層的組織和力學(xué)性能，并與制備的鐵基涂層在組織、硬度、耐磨性能上進(jìn)行對(duì)比。該研究可為激光熔覆技術(shù)在20Cr2Ni4A 合金鋼材料的零部件滲碳層磨損問題、改善20Cr2Ni4A 基體材料表面性能等方面提供技術(shù)指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)

基體材料為20Cr2Ni4A 合金鋼，尺寸為100 mm×40 mm×12 mm。熔覆材料為自熔性鐵基合金粉末和鐵基/WC 復(fù)合粉末，鐵基/WC 復(fù)合粉末中WC 質(zhì)量占總質(zhì)量的15%。鐵基合金粉末、WC 合金粉末的化學(xué)成分見表1 和表2。

表1 鐵基合金粉末化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of ferrous alloy powder wt%

表2 WC 合金粉末化學(xué)成分Tab.2 Chemical composition of WC alloy powder wt%

試驗(yàn)前，先對(duì)基體材料進(jìn)行除銹去污處理。激光熔覆設(shè)備采用德國(guó)laserline 激光器，送粉方式為同步送粉，保護(hù)氣體為氬氣，進(jìn)行一系列優(yōu)化試運(yùn)行，熔覆試驗(yàn)的工藝參數(shù)為：激光器功率1800 W，光斑直徑5 mm，掃描速度6 mm/s，送粉量220～224 mg/s。最后得到涂層厚度為2～2.75 mm 的試樣。通過線切割加工將試樣切割成尺寸為10 mm×10 mm×10 mm 的樣品，樣品拋光后，用王水腐蝕，使用X 射線衍射儀（XRD）進(jìn)行相分析，掃描角度范圍為30°～90°，涂層的微觀結(jié)構(gòu)采用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡進(jìn)行觀察。涂層的顯微硬度采用HV-1000 顯微維氏硬度計(jì)，載荷為1.96 N，保載時(shí)間為10 s。利用HRS-2M型高速往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)在室溫下進(jìn)行干滑動(dòng)摩擦磨損試驗(yàn)，對(duì)磨球采用直徑為6 mm 的GCr15 鋼球，試驗(yàn)時(shí)間為30 min，載荷為60 N，運(yùn)行長(zhǎng)度為5 mm，旋轉(zhuǎn)半徑為5 mm，轉(zhuǎn)速為900 r/min。為保證磨損試驗(yàn)的準(zhǔn)確性，每個(gè)試樣至少重復(fù)3 次摩擦磨損試驗(yàn)，經(jīng)分析計(jì)算確定最終的磨損結(jié)果。該摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行了聯(lián)網(wǎng)操作，會(huì)自動(dòng)記錄樣品在磨損試驗(yàn)過程中的摩擦因數(shù)，利用表面輪廓儀測(cè)量磨痕磨損量來(lái)評(píng)價(jià)其磨損性能，用自帶能譜儀（EDS）的掃描電子顯微鏡觀察磨痕的形貌，并分析其磨損機(jī)理。

2 結(jié)果與討論

2.1 X 射線衍射分析

涂層的X 射線衍射圖譜如圖1 所示，圖中的1、2 分別代表鐵基合金+15%WC、鐵基合金涂層，2 主要由γ-Fe、CrB、Cr1.5Fe0.2、Ni3Fe 等物相組成。當(dāng)加入WC 后，1 中還存在WC、W2C、Fe3C 等物相。由于加入的WC 顆粒含量少，所以其衍射強(qiáng)度還是比較低。

圖1 涂層的X 射線衍射圖Fig.1 X-ray diffraction pattern of the coating

2.2 顯微組織分析

利用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)1、2 進(jìn)行微觀組織形貌分析。熔覆涂層橫截面的宏觀形貌如圖2 所示，涂層和基體結(jié)合處有明顯的過渡層（一條明亮的線），可知涂層與基體形成了良好的冶金結(jié)合，涂層既不存在裂紋，也不存在孔隙等微觀缺陷。鐵基/WC 復(fù)合涂層整體質(zhì)量良好，WC 顆粒近似分布在熔覆層內(nèi)部，起硬化作用。

圖2 熔覆涂層橫截面的宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphology of the cross section of the cladding coating

熔覆涂層橫截面的SEM 形貌如圖3—4 所示。在激光熔覆過程中，粉末經(jīng)激光器高溫熔融后撞擊基體，顆粒受力變形成扁平狀，層層堆疊后形成典型的層狀結(jié)構(gòu)[22]。鐵基熔覆層組織出現(xiàn)明顯的分層現(xiàn)象，由熔覆層底部往熔覆層頂部方向看，在結(jié)合區(qū)部分的白亮組織是平面晶，往上是胞狀晶和柱狀晶，然后再是定向生長(zhǎng)的樹枝晶，在熔覆層頂部附近為紊亂生長(zhǎng)的樹枝晶和等軸晶。

向鐵基合金粉末加入WC 后，在涂層底部受溫度梯度的影響，晶粒組織從胞狀晶到樹狀晶的變化趨勢(shì)明顯，如圖4 所示，晶粒也得到一定細(xì)化。其細(xì)化的原因主要包括：（1）WC 顆粒在高溫熔池下發(fā)生分解，會(huì)提高涂層中C、W 的原子含量，增強(qiáng)碳化物數(shù)量，從而使晶粒得到一定程度的細(xì)化；（2）WC 顆粒本身的加入會(huì)對(duì)晶粒生長(zhǎng)起到一定的阻礙作用。

圖3 鐵基涂層橫截面的SEM 形貌Fig.3 SEM morphology of iron-based coating cross section: a) bottom of cladding layer, b) the middle of the cladding layer, c) top of cladding layer

圖4 鐵基/WC 涂層橫向截面SEM 形貌Fig.4 SEM morphology of iron - based /WC coatings cross section:a) bottom of cladding layer, b) the middle of the cladding layer, c) top of cladding layer

通過仔細(xì)觀察分析圖3 和圖4，發(fā)現(xiàn)熔覆層組織大致沿?zé)嵩磾U(kuò)散方向生長(zhǎng)。熔覆層凝固組織的形貌由G/R（G溫度梯度，R凝固速率）的比值決定。激光熔覆時(shí)，合金涂層受熱熔融沖擊基體后，在基體表面瞬間形成熔池。在熔池凝固的初始階段，基體溫度相對(duì)較低，溫度梯度G大，而凝固速率R較小，G/R的比值很大，從而在過渡層快速形核并往外延生成一層薄薄的平面晶組織。由于熱擴(kuò)散作用，基體的溫度上升，溫度梯度G逐漸減少，凝固速度R逐漸增大，G/R不斷減少，從而在平面晶組織上方依次出現(xiàn)胞狀晶組織和柱狀晶組織，然而柱狀晶前沿很不穩(wěn)定，容易側(cè)向形成細(xì)小且定向生長(zhǎng)的樹枝晶。在熔覆層頂部G→0 、R→∞，激光能量集中，柱狀生長(zhǎng)不易維持而出現(xiàn)紊亂生長(zhǎng)的樹枝晶和等軸晶。

2.3 顯微硬度分析

在涂層表面不同區(qū)域選取9 個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)量，去掉最低、最高兩個(gè)值，然后擇其平均值作為硬度值結(jié)果。鐵基+15%WC、鐵基的表面硬度分別為 610HV、521HV，涂層表面硬度值分布較為均勻。涂層表面硬度的提高，主要包括兩部分原因：（1）涂層中存在CrB、Cr1.5Fe0.2、Ni3Fe 等硬質(zhì)相，對(duì)于鐵基/WC 復(fù)合涂層，還存在W2C、WC、Fe3C 等物相，它們的存在顯著提高了涂層的硬度；（2）涂層中C、B、Si、W等元素的存在使鐵基晶格畸變?cè)龃?，阻礙了位錯(cuò)移動(dòng)，從而提高了涂層的硬度。

沿涂層橫截面的顯微硬度隨涂層與基體界面距離的變化曲線如圖5 所示。鐵基涂層和鐵基/WC 復(fù)合涂層的硬度變化規(guī)律基本一致，即涂層表面硬度高，在過渡層區(qū)域硬度逐漸下降，接近基體處硬度值趨于平緩。唯一不同的地方在于，鐵基/WC 復(fù)合涂層在涂層中部處的硬度明顯增大，然后緩慢下降。鐵基涂層的硬度基本穩(wěn)定在515HV，這是由于涂層中W、Cr等元素的固溶強(qiáng)化作用，使其硬度較高，且由于熔覆過程中涂層受熱均勻，使得組織分布均勻，故鐵基涂層的硬度基本穩(wěn)定不變。鐵基/WC 復(fù)合涂層的硬度為605～678HV，由于WC 的沉積，在涂層中部有相對(duì)較多的WC、W2C 存在，硬度達(dá)到678HV，之后硬度緩慢下降。在過渡層區(qū)域，硬度會(huì)下降是因?yàn)榧す馊鄹矔r(shí)基體材料對(duì)涂層造成一定的稀釋?？傮w來(lái)說(shuō)，鐵基涂層硬度是基體的2.4 倍，鐵基/WC 復(fù)合涂層的硬度是基體的2.7 倍，涂層硬度顯著提高。

圖5 涂層在界面上的顯微硬度曲線Fig.5 Microhardness curve of the coating on the interface

2.4 干滑動(dòng)磨損研究

利用HRS-2M 型高速往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)鐵基涂層、鐵基/WC 涂層、基體分別進(jìn)行試驗(yàn)，摩擦因數(shù)隨時(shí)間變化的曲線如圖6 所示。3 種涂層表面都經(jīng)歷了跑合階段、穩(wěn)定磨損階段，且在2.5 min 左右摩擦因數(shù)達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。鐵基、基體的平均摩擦因數(shù)分別為0.53、0.57 左右，兩者差別不大，鐵基/WC 復(fù)合涂層的摩擦因數(shù)為0.36 左右。在摩擦因數(shù)方面，鐵基/WC 復(fù)合涂層遠(yuǎn)低于基體和鐵基。

磨損面積由表面輪廓儀測(cè)得，進(jìn)而得出磨損體積（磨損量），如圖7 所示?；w材料、鐵基涂層、鐵基/WC 復(fù)合涂層的磨損量分別為 1.223、0.1432、0.059 35 mm3，基體的磨損量是鐵基涂層的8.54 倍，是鐵基/WC 復(fù)合涂層的20.61 倍。鐵基涂層磨損量也為鐵基/WC 涂層的2.41 倍，鐵基/WC 復(fù)合涂層的耐磨性能最好。鐵基/WC 復(fù)合涂層中WC 作為物理屏障，有效地增強(qiáng)了基體的耐磨性能。

涂層耐磨性試驗(yàn)后的SEM 形貌如圖8—10 所示，結(jié)合表3 的能譜數(shù)據(jù)對(duì)涂層的磨損機(jī)理進(jìn)行分析。鐵基/WC 復(fù)合涂層磨損后，其表面有明顯的剝落坑、結(jié)疤和微切削，分析得磨損主要為疲勞磨損和粘著磨損。從圖1 可知，WC 的加入使涂層中存在W2C、WC、Fe3C 等物相，這些硬質(zhì)相鑲嵌于鐵基組織上作為耐磨骨架，提高涂層的耐磨性能，涂層表面出現(xiàn)明顯的剝落坑，但犁溝基本不存在，從側(cè)面反映WC 的存在使磨損軌跡受阻，阻止了往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)涂層進(jìn)一步犁削。鐵基涂層的磨損主要是粘著磨損，磨損表面較為平整。基體表面的磨損為疲勞磨損和粘著磨損。在基體的整體形貌圖中未發(fā)現(xiàn)微裂紋，從側(cè)面反映出基體硬度比較低。在60 N 載荷的往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)條件下，基體通過塑性形變來(lái)緩和摩擦過程中產(chǎn)生的應(yīng)力，微裂紋不易形成。另外，由表3 的能譜數(shù)據(jù)中可發(fā)現(xiàn)3 種涂層的磨損表面均存在氧元素，說(shuō)明均發(fā)生了氧化磨損，原因可能是在高速滑動(dòng)的情況下，往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)的對(duì)磨球與耐磨層表面接觸處產(chǎn)生高溫，以致在磨痕處發(fā)生氧化現(xiàn)象。

圖6 摩擦因數(shù)-時(shí)間曲線Fig.6 Friction coefficient-time curve

圖7 不同材料表層磨損量Fig.7 Surface wear volume of different materials

圖8 鐵基/WC 復(fù)合涂層耐磨性試驗(yàn)后的SEM 形貌Fig.8 SEM morphology of iron-based /WC composite coating after wear resistance test

圖9 鐵基涂層耐磨性試驗(yàn)后的SEM 形貌Fig.9 SEM morphology of Fe-based coating after wear resistance test

圖10 20Cr2Ni4A 基體耐磨性試驗(yàn)后的SEM 形貌Fig.10 SEM morphology of 20Cr2Ni4A matrix after wear resistance test

表3 磨損表面的能譜結(jié)果Tab.3 Energy spectrum results of worn surfaces

3 結(jié)論

1）利用激光熔覆技術(shù)制備的鐵基涂層，主要由γ-Fe、CrB、Cr1.5Fe0.2、Ni3Fe 等物相組成，制備的鐵基/WC 復(fù)合涂層還存在WC、W2C、Fe3C 等物相，涂層與基體冶金結(jié)合，未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋等微觀缺陷。

2）鐵基/WC 復(fù)合涂層、鐵基涂層的表面硬度分別為610HV、521HV，涂層表面硬度值分布較為均勻。鐵基/WC 復(fù)合涂層的摩擦因數(shù)為0.36 左右，明顯低于基體和鐵基的摩擦因數(shù)。鐵基/WC 復(fù)合涂層的磨損量為0.059 35 mm3，明顯優(yōu)于鐵基合金和基體。

3）鐵基/WC 復(fù)合涂層的磨損表面有明顯的剝落坑、結(jié)疤和微切削，在涂層磨損表面的能譜數(shù)據(jù)中發(fā)現(xiàn)氧元素。由此可知，磨損主要為疲勞、粘著和氧化磨損。在磨損表面未出現(xiàn)犁溝，從側(cè)面反映WC 的存在使磨損軌跡受阻，阻止了往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)涂層進(jìn)一步的犁削。