賈賢賞，馬堯，王旭

（1. 礦冶科技集團有限公司，北京100160；2. 北礦新材科技有限公司，北京102206；3. 北京市工業(yè)部件表面強化與修復(fù)工程技術(shù)研究中心，北京102206;4. 特種涂層材料與技術(shù)北京市重點實驗室，北京 102206）

0 引言

煤礦支護的安全問題一直是煤炭高效生產(chǎn)中最關(guān)鍵的問題[1]。據(jù)不完全統(tǒng)計，我國現(xiàn)有煤礦支護設(shè)備2000 余萬臺，在用的液壓支架立柱超過1000 萬根，液壓支架立柱作為煤礦支護設(shè)備中關(guān)鍵的結(jié)構(gòu)部件，決定著礦井整體結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定和安全[2,3]。

從上個世紀(jì)九十年代以來，我國自主研發(fā)設(shè)計出大量不同種類的液壓支架立柱，為我國煤炭產(chǎn)業(yè)的發(fā)展做出了巨大貢獻(xiàn)。液壓支架立柱是支護設(shè)備的主要承載部件，長期處于井下惡劣的環(huán)境中，容易出現(xiàn)磨損、腐蝕等現(xiàn)象，進(jìn)而造成立柱表面出現(xiàn)密封失效，最終導(dǎo)致液壓支架整體失效[4]。對液壓支架立柱外表面進(jìn)行修復(fù)再制造，全面提高液壓支架立柱外表面強度、硬度、耐磨、耐蝕等性能，延長立柱的使用壽命，具有十分可觀的經(jīng)濟效益和社會價值[5]。

目前，國內(nèi)外對液壓支柱的常用的防護方法有表面堆焊、電鍍、不銹鋼嵌套及表面激光熔覆等。表面堆焊易使基體不均勻受熱導(dǎo)致溫度場分布梯度較大，立柱易發(fā)生變形，另外較大的殘余應(yīng)力也會導(dǎo)致裂紋的出現(xiàn)，影響立柱表面性能[6]。電鍍最常見的工藝是復(fù)合型電鍍鉻，該工藝易在表面形成小孔而發(fā)生電化學(xué)腐蝕，鍍層出現(xiàn)鼓泡和剝落現(xiàn)象，導(dǎo)致液壓支架支柱失效。不銹鋼嵌套制備的支柱具有良好的密封性，沒有明顯的損傷。但嵌套在外載荷的作用下容易出現(xiàn)凹坑，導(dǎo)致空氣進(jìn)入，使得不銹鋼板出現(xiàn)脫落的現(xiàn)象。粉末激光熔覆是一種經(jīng)濟可行的表面防護方式，采用綠色清潔能源作為熱源，以最小的熱量輸入在工件表面制備高質(zhì)量、致密、冶金結(jié)合的厚涂層。且激光熔覆既可以在新零件表面制備涂層，也可以將磨損部件進(jìn)行再制造再利用[7-9]。因粉末材料成分可靈活選擇，熔覆層可兼具良好的耐蝕性和較高的硬度。近些年，采用激光熔覆在煤礦液壓支柱表面制備馬氏體強化的不銹鋼熔覆層逐漸成為主流工藝[10,11]。

FeCrNi 馬氏體不銹鋼屬于不銹鋼的一種，采用鎳取代碳以擴大奧氏體區(qū)，并提高鉻含量，提高耐蝕性能。然而，過多降低碳含量將大幅降低鋼的強度及硬度，而過高的碳含量又會造成鋼的耐蝕性下降。為了進(jìn)一步降低熔覆層的開裂傾向和提高液壓支架立柱的耐腐蝕性能，使其能在惡劣的服役環(huán)境中使用，本實驗選擇碳元素含量作為研究對象，探究其對不銹鋼熔覆層性能的影響。

1 試驗方法

本研究采用北礦新材科技有限公司生產(chǎn)的氮氣霧化合金粉末作為熔覆材料，成分如表1 所示。通過碳硫分析儀(LECO CS744 系統(tǒng))測定碳含量，原子吸收光譜(AAS)測定硼含量，其余元素采用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜(ICP-AES)進(jìn)行測定。

采用Thermal-cal 熱力學(xué)軟件及TCFE6 數(shù)據(jù)庫預(yù)測平衡凝固的相組成。采用MF-LC-4000 激光熔覆設(shè)備進(jìn)行熔覆試驗，采用的熔覆工藝如表2 所示。待試樣充分冷卻后，在磨床進(jìn)行表面加工至熔覆層厚度2mm，沿垂直于激光往復(fù)方向切取樣品。采用402MVATM 維氏硬度計對熔覆層表面和截面顯微硬度進(jìn)行測量。儀器選擇標(biāo)準(zhǔn)壓頭，加載載荷200 gf，加載時間10s。采用德國BRUKER 公司的UMT 摩擦磨損試驗儀對熔覆層進(jìn)行摩擦試驗，接觸方式為平面，使用直徑為3.95 mm 的GCr15 小鋼球，實驗載荷為200 N，時間為20 min，鋼球往復(fù)速度為5mm/s。采用Chi660e 型電化學(xué)工作站研究熔覆層的電化學(xué)腐蝕行為，工作電極為試樣，輔助電極為鉑絲，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，電解質(zhì)為3.5 wt.%的NaCl 水溶液。對樣品進(jìn)行金相制備，金相樣品進(jìn)行XRD 分析后，采用王水對未腐蝕樣品進(jìn)行樣品腐蝕，并采用掃描電鏡(HITACHI，SU5000)對所有樣品進(jìn)行顯微組織觀察。

2 試驗結(jié)果及討論

2.1 理論預(yù)測平衡凝固的相組成

采用熱力學(xué)相圖計算軟件Thermo-Calc 對不同碳含量下不銹鋼冷卻過程中相的析出規(guī)律進(jìn)行計算，結(jié)果如圖1 所示。從圖中可以看出，隨著碳含量的增加，在凝固末期碳化物析出量明顯增多。另外，在凝固初期，鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變也更為迅速，這樣可以避免在激光熔覆快速冷卻作用下，大量初生相以高溫鐵素體的形式保留下來。雖然Thermo-Calc 軟件模擬相轉(zhuǎn)變規(guī)律是平衡凝固狀態(tài)下的，但能在一定程度上定性反應(yīng)出實際激光熔覆過程中相析出的變化趨勢。

表1 不同C 含量下不銹鋼粉末成分實測值(wt.%)Table 1 Powder composition of stainless steel with different C contents

表2 激光熔覆工藝參數(shù)Table 2 Laser cladding process parameters

圖1 不同碳含量下不銹鋼凝固過程相的析出規(guī)律曲線圖：(a) 0.05wt.% C; (b) 0.10wt.% C; (c) 0.14 wt.% C; (d) 0.21 wt.% CFig. 1 Precipitation of phases in the solidification process of stainless steel with different C contents:(a) 0.05wt.% C; (b) 0.10wt.% C; (c) 0.14 wt.% C; (d) 0.21 wt.% C

2.2 熔覆層相結(jié)構(gòu)分析

圖2 為不同C 含量下熔覆層的XRD 圖，可以看出，熔覆層主相為α-Fe 相。當(dāng)C 含量為0.05 wt.%～0.14wt%時，熔覆層主相為α-Fe 相，未出現(xiàn)明顯的γ-Fe 相。當(dāng)C 含量為0.21 wt.%時，熔覆層中出現(xiàn)了明顯的γ-Fe 相，其顯微組織主要由α-Fe 相及少量的γ-Fe 相組成。因碳含量強烈降低Ms 點，當(dāng)碳含量較高時，熔覆層中呈現(xiàn)大量的殘余奧氏體相。

圖2 不同碳含量下熔覆層XRD 圖譜Fig. 2 XRD pattern of cladding layer with different C contents

2.3 熔覆層顯微形貌、硬度、摩擦性能分析

圖3 為不同C 含量下熔覆層截面中心部位的顯微組織。由圖可知，不同C 含量的熔覆層組織結(jié)構(gòu)基本一致，無明顯差異。

圖4 是不同C 含量下熔覆層截面顯微硬度曲線圖。由圖可知，隨著C 元素含量的增加，熔覆層中馬氏體碳固溶度增大，從而熔覆層的顯微硬度逐漸增大。

圖5 為不同C 含量下熔覆層摩擦系數(shù)圖，由圖可知，熔覆層在經(jīng)歷初始跑合階段之后進(jìn)入穩(wěn)定磨損態(tài)，摩擦系數(shù)也逐步趨于穩(wěn)定，而且隨著C 含量的增加，熔覆層的摩擦系數(shù)有下降趨勢。隨著碳固溶度增大，材料強度增加，從而耐磨性變強。

圖3 不同C含量下熔覆層截面顯微組織照片：(a) 0.05wt.%C; (b) 0.10wt.% C; (c) 0.14 wt.% C; (d) 0.21 wt.% CFig. 3 Cross-sectional microstructure of cladding layer with different C contents: (a) 0.05wt.% C; (b) 0.10wt.% C; (c)0.14 wt.% C; (d) 0.21 wt.% C

圖4 不同C 含量下熔覆層截面顯微硬度曲線圖Fig. 4 Cross-section microhardness curve of cladding layer with different C contents

圖5 不同C 含量下熔覆層的摩擦系數(shù)曲線圖Fig. 5 Friction coefficient of cladding layer with different C contents

圖6 是不同C 含量下熔覆層的磨損表面SEM圖。從圖中可以看出，在C 含量為0.05wt.%時還出現(xiàn)了犁溝，隨著C 含量的增加，熔覆層表面的層狀撕裂形貌增多。出現(xiàn)該現(xiàn)象的原因是C 含量的增加使得基體內(nèi)固溶碳含量增大，強度提高、抗變形能力變強，因此熔覆層的耐磨性有所增強。

圖6 不同C 含量下熔覆層的磨損表面SEM：(a) 0.05wt.% C; (b) 0.10wt.% C; (c) 0.14 wt.% C; (d) 0.21 wt.% CFig. 6 SEM morphology of wear surface of cladding layer with different C contents:(a) 0.05wt.% C; (b) 0.10wt.% C; (c) 0.14 wt.% C; (d) 0.21 wt.% C

2.4 熔覆層電化學(xué)性能分析

圖7 是不同C 含量下熔覆層動電位極化曲線圖。從圖中可以看出，隨著C 元素含量的增加，熔覆層的自腐蝕電位逐漸下降。對所得到的極化曲線特征轉(zhuǎn)變點進(jìn)行標(biāo)定，得到了不同C 含量下熔覆層的自腐蝕電位(Ecorr)和自腐蝕電流密度(Icorr)特征腐蝕參數(shù)，如表3 所示。從表中可以看到，隨著C元素含量的增加，自腐蝕電位逐漸降低，自腐蝕電流密度逐漸升高，當(dāng)C 含量為0.21 wt.%時，熔覆層的耐腐蝕性能較差；從圖1 也可以看出，隨著C 含量的增加，碳化物會加速析出，進(jìn)而使基體貧鉻，熔覆層的耐腐蝕性能逐漸變差。

圖7 不同C 含量下熔覆層的動電位極化曲線圖Fig. 7 Potential polarization curve of cladding layer with different C contents

表3 不同C 含量下熔覆層極化曲線測試結(jié)果Table 3 Polarization curve test results of cladding layer with different C contents

3 結(jié)論

(1) 當(dāng)合金中的C含量由0.05 wt.%提高至0.21 wt.%時，熔覆層中γ-Fe 相逐漸增多，但不同C含量熔覆涂層組織結(jié)構(gòu)未見明顯差異。

(2) 隨著C 含量的增加，熔覆層顯微硬度逐漸增大，從645 HV0.2提高至681 HV0.2。摩擦系數(shù)從0.57 降低至0.53，而自腐蝕電位從-324.85 mV 下降至-426.41 mV，自腐蝕電流密度從0.19 μA/cm2增大到 0.48 μA/cm2。雖然熔覆層的耐磨性逐漸提高，但耐蝕性卻逐漸下降。