李文戈 張博文 鄧偉濤

摘要：為改善船機(jī)修造用Q235鋼的表面性能，采用微束等離子堆焊法在Q235鋼表面制備Mo2FeB2金屬陶瓷涂層，利用ANSYS對(duì)涂層成型過(guò)程中的溫度場(chǎng)和殘余應(yīng)力進(jìn)行模擬分析，并分析涂層的微觀結(jié)構(gòu)和摩擦學(xué)性能。研究表明：涂層與基材間可形成良好的冶金結(jié)合;涂層維氏硬度可達(dá)661.0，高于Q235鋼的4倍以上;在摩擦過(guò)程中，涂層主要發(fā)生磨粒磨損行為，而Q235鋼出現(xiàn)黏著磨損行為，涂層可使Q235鋼的磨損率下降20%以上。ANSYS的溫度場(chǎng)和應(yīng)力場(chǎng)模擬結(jié)果表明，由于等離子輸入能量速率大于基材的熱傳導(dǎo)速率，涂層溫度隨堆焊時(shí)間的增加而升高，可達(dá)2 700 ℃以上，且堆焊層區(qū)的溫度顯著高于熱影響區(qū)。堆焊層區(qū)高的溫度變化率引起了堆焊層區(qū)較高的殘余拉應(yīng)力集中，該殘余拉應(yīng)力不利于涂層摩擦磨損性能的進(jìn)一步提高。

關(guān)鍵詞：

微束等離子堆焊; Mo2FeB2金屬陶瓷涂層; 殘余應(yīng)力; 有限元模擬

中圖分類(lèi)號(hào)：? U672.7; U668.1; TG455

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：? A

Finite element simulation and performance analysis on

Mo2FeB2 cermet coating for shipbuilding

LI Wenge， ZHANG Bowen， DENG Weitao

（Merchant Marine College， Shanghai Maritime University， Shanghai 201306， China）

Abstract：

To improve the surface properties of Q235 steel for shipbuilding， the Mo2FeB2 cermet coating is prepared on the surface of Q235 steel by the micro-plasma surfacing method. ANSYS is adopted to simulate and analyze the temperature field and the residual stress during the coating forming process， and analyze the microstructure and tribological properties of the coating. The research shows the following： the good metallurgical bonding can be formed between the coating and the substrate; the Vickers hardness of the coating can reach 661.0， more than 4 times higher than that of Q235 steel; during the friction process， the coating mainly exhibits the abrasive wear behavior， Q235 steel exhibits the adhesive wear behavior， and the coating can? reduce the wear rate of Q235 steel by more than 20%. The simulation results of the temperature and stress fields by ANSYS show that， because the plasma input energy rate is greater than the heat conduction rate of the substrate， the coating temperature rises with the increase of the surfacing time， which can reach more than 2 700 ℃; the temperature of the surfacing layer area is significantly higher than that of the heat-affected zone. The high temperature change rate in the surfacing layer area causes a higher concentration of residual tensile stress in the surfacing layer area. The residual tensile stress is not beneficial to the further improvement of the friction and wear performance of the coating.

Key words：

micro-plasma surfacing; Mo2FeB2 cermet coating; residual stress; finite element simulation

0 引 言

船舶螺旋槳、柴油機(jī)等關(guān)鍵零部件在海洋惡劣的環(huán)境下易發(fā)生腐蝕、磨損、疲勞等失效行為。隨著國(guó)家循環(huán)再利用政策的出臺(tái)，資源循環(huán)利用技術(shù)在我國(guó)的產(chǎn)業(yè)化步伐逐步加快，尤其是在涉及鋼鐵材料較多的船機(jī)修造領(lǐng)域。因此，船機(jī)修造材料的合理選擇對(duì)保障船機(jī)材料再服役性能與壽命至關(guān)重要。

三元硼化物金屬陶瓷（如Mo2NiB2、Mo2FeB2、MoCoB等）由于具有良好的機(jī)械性能和化學(xué)穩(wěn)定性能而備受關(guān)注[1-2]。Mo2FeB2金屬陶瓷材料因其具有更為優(yōu)異的硬度和耐磨性，被廣泛應(yīng)用于注塑模具、螺桿及礦山機(jī)械等領(lǐng)域[3]。TAKAGI[4]采用液相燒結(jié)法制備了Mo2FeB2金屬陶瓷，研究發(fā)現(xiàn)Mo2FeB2金屬陶瓷的洛氏硬度可達(dá)89，彎曲強(qiáng)度可達(dá)2.05 GPa。Mo2FeB2金屬陶瓷的耐磨性能好于WC-10Co硬質(zhì)合金。王永國(guó)等[5]利用真空液相反應(yīng)燒結(jié)法制備了Mo2FeB2金屬陶瓷，發(fā)現(xiàn)Mo2FeB2金屬陶瓷的耐磨性遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于Q235鋼的耐磨性。

隨著近些年表面工程技術(shù)的發(fā)展，Mo2FeB2金屬陶瓷涂層材料也已被廣泛研究，采用該材料可實(shí)現(xiàn)對(duì)脆弱基材的表面耐磨改性[6]。Mo2FeB2金屬陶瓷涂層的主要制備方法包括液相燒結(jié)法、反應(yīng)噴涂法、固相反應(yīng)法、感應(yīng)熔覆法等。趙正等[7]采用液相燒結(jié)法在Q235鋼基體表面制備了Mo2FeB2金屬陶瓷涂層，發(fā)現(xiàn)Mo2FeB2金屬陶瓷涂層的磨損量不到Q235鋼基體的1/20。周小平等[8]用反應(yīng)噴涂法制備了Mo2FeB2金屬陶瓷涂層，發(fā)現(xiàn)涂層的維氏硬度達(dá)到1 200。馬壯等[9]利用固相反應(yīng)法于860 ℃在Q235鋼表面制備了Mo2FeB2金屬陶瓷涂層，發(fā)現(xiàn)涂層具有比鋼基體更優(yōu)異的耐磨性和耐蝕性，封孔后性能更好。屈彥杰等[10]采用感應(yīng)熔覆法制備了Mo2FeB2金屬陶瓷涂層，發(fā)現(xiàn)硬質(zhì)相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達(dá)50%，涂層組織分布均勻且孔洞較少，洛氏硬度高達(dá)65.5。另外，劉福田等[11]利用三點(diǎn)彎曲法研究了Mo2FeB2金屬陶瓷

涂層與基材的結(jié)合強(qiáng)度，發(fā)現(xiàn)Mo2FeB2金屬陶瓷涂層與鋼體的結(jié)合強(qiáng)度達(dá)到740.38 MPa，且破壞最先出現(xiàn)在涂層內(nèi)部，非兩者界面處，說(shuō)明兩者

形成了良好的冶金結(jié)合。

微束等離子堆焊法由于具有精準(zhǔn)高、熔覆效率高、熱影響區(qū)較小、稀釋度低等優(yōu)點(diǎn)，也已被廣泛用于Mo2FeB2金屬陶瓷涂層的制備[12]。常智敏等[13]通過(guò)等離子堆焊法在Q235鋼表面熔覆一層Cr改性的Mo2FeB2

金屬陶瓷

涂層，發(fā)現(xiàn)涂層維氏硬度最高可達(dá)871，為Q235鋼基體硬度的4倍，涂層耐腐蝕性能強(qiáng)于Q235鋼。靳軍[14]發(fā)現(xiàn)在等離子堆焊過(guò)程中，添加碳化物顆?？梢愿纳芃o2FeB2金屬陶瓷涂層中硬質(zhì)相的形態(tài)，增強(qiáng)涂層的耐磨性能。李子豪等[15]在Q235鋼表面等離子堆焊Mo2FeB2

金屬陶瓷

涂層，發(fā)現(xiàn)涂層主要由Mo2FeB2陶瓷相和Fe、Cr、Mo等合金相組成，涂層維氏硬度可達(dá)980，具有優(yōu)良耐磨性能。以上研究主要聚焦于等離子堆焊Mo2FeB2金屬陶瓷涂層的制備及其組織性能表征，而針對(duì)堆焊過(guò)程中涂層溫度場(chǎng)和應(yīng)力場(chǎng)的研究尚未深入開(kāi)展。尤其，殘余應(yīng)力對(duì)堆焊涂層的服役性能可產(chǎn)生嚴(yán)重影響，易引起涂層的開(kāi)裂、變形、脫落[16]。因此，開(kāi)展等離子堆焊Mo2FeB2金屬陶瓷涂層溫度場(chǎng)與殘余應(yīng)力的研究，探索殘余應(yīng)力對(duì)涂層性能的影響規(guī)律，對(duì)拓展等離子堆焊Mo2FeB2金屬陶瓷涂層的應(yīng)用具有重要的理論與應(yīng)用價(jià)值。

本文采用等離子堆焊法在Q235鋼表面制備Mo2FeB2金屬陶瓷涂層，利用有限元ANSYS模擬單道和多道Mo2FeB2

金屬陶瓷

涂層堆焊過(guò)程中溫度場(chǎng)和應(yīng)力場(chǎng)的分布及其演變規(guī)律，最終揭示殘余應(yīng)力對(duì)等離子堆焊Mo2FeB2

金屬陶瓷涂層性能的影響，明確Mo2FeB2金屬陶瓷涂層對(duì)Q235鋼的保護(hù)作用。

1 金屬陶瓷涂層的制備實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

選用Q235鋼為基材，其尺寸為100 mm×80 mm×8 mm。Mo2FeB2金屬陶瓷粉末生產(chǎn)商為廣東博杰特新材料科技有限公司，粉末平均尺寸1～6 μm。Mo2FeB2粉末各元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為：Mo 33%、Fe 43.4%、B 4%、Ni 6%、Cr 13%、C 0.6%。表1和表2分別為Q235鋼和Mo2FeB2在不同溫度下的物理參數(shù)。

在實(shí)驗(yàn)前，對(duì)Q235鋼基材進(jìn)行噴砂處理和無(wú)水乙醇超聲清洗，對(duì)Mo2FeB2粉末進(jìn)行干燥處理。采用LS-PTA-DGN200多功能等離子堆焊機(jī)進(jìn)行Mo2FeB2涂層的制備。涂層制備完成后，采用無(wú)水乙醇清洗，以便后續(xù)表征分析。

1.2 等離子堆焊工藝的選擇

在等離子堆焊工藝中，主弧電流和掃描速度為影響涂層質(zhì)量的主要參數(shù)。因此，本研究在保護(hù)氣Ar流量7 L/min、主弧電流120 A、主弧電壓50 V、送粉率5 g/s、工作氣Ar流量3 L/min、橫向擺動(dòng)距離12 mm、擺動(dòng)速度2 400 mm/min、噴距8 mm的條件下，選擇不同的縱向掃描速度堆焊了Mo2FeB2涂層，形貌如圖1a所示。圖1a中，Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ分別為以50、60、70、80 mm/min的縱向掃描速度堆焊得到的涂層形貌。由圖1a可知：以50和60 mm/min的速度堆焊的涂層表面未出現(xiàn)明顯的魚(yú)鱗紋;以80 mm/min的速度堆焊的涂層表面不均勻，尤其是在其兩端和邊緣位置出現(xiàn)了明顯凹陷;以70 mm/min的速度堆焊的涂層表面具有相對(duì)較好的形貌。因此，選擇堆焊掃描速度70 mm/min，保持其他工藝參數(shù)不變，改變主弧電流，制備出的Mo2FeB2涂層形貌見(jiàn)圖1b。圖1b中，Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ分別是在主弧電流為110、120、130、140 A時(shí)制備出的Mo2FeB2涂層形貌。由圖1b可知：在主弧電流為110 A的情況下，

涂層表面成形波紋較大，邊緣凹陷，平整度差;在主弧電流為130 A和140 A的情況下，涂層表面不平整，存在熔滴，且過(guò)燒導(dǎo)致變形較為嚴(yán)重;在主弧電流為120 A的情況下，涂層表面平整度最好，魚(yú)鱗紋均勻，且無(wú)明顯缺陷。因此，最終選擇堆焊涂層的掃描速度為70 mm/min，主弧電流為120 A。

1.3 測(cè)試與表征

利用X射線衍射儀（XRD， Rigaku Ultima IV）對(duì)Mo2FeB2涂層的物相構(gòu)成和組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析，其具體參數(shù)為：電壓為40 kV，電流為30 mA，掃描角度范圍為5°～100°，掃描速度和步長(zhǎng)分別為2（°）/min和0.01°。利用掃描電子顯微鏡（SEM，Hitachi TM3030）、能量色散X射線光譜儀（EDS，Oxford Swift 3000）分析涂層的形貌和成分。

利用數(shù)字式顯微硬度計(jì)（HXD-1000TMC/LCD，上海泰明光學(xué)儀器有限公司）對(duì)涂層的表面硬度進(jìn)行測(cè)試，實(shí)驗(yàn)加載的載荷為2.94 N，保荷時(shí)間為15 s。采用UMT-tribolab摩擦磨損儀對(duì)涂層的摩擦學(xué)行為進(jìn)行研究，其載荷為98 N，磨損頻率為2 Hz，磨損時(shí)間為30 min，得到涂層磨痕寬度、磨損體積和相應(yīng)的摩擦因數(shù)。

1.4 Mo2FeB2堆焊層組織結(jié)構(gòu)

圖2為在掃描速度為70 mm/min、主弧電流為120 A的工藝下等離子體堆焊Mo2FeB2涂層的XRD圖譜。由圖2可知，涂層的物相由Mo2FeB2陶瓷相、Fe硼化物相和少量的FeM合金相構(gòu)成，其中M代表Ni、Cr、Mo等元素。該FeM合金相作為粘結(jié)劑，Mo2FeB2陶瓷相和硼化物相為強(qiáng)化相。

Mo2FeB2涂層的截面形貌見(jiàn)圖3a。由圖3a可知，涂層的截面分為3層結(jié)構(gòu)，分別為涂層、過(guò)渡區(qū)和基體。在涂層中，灰色相中分布著大量的細(xì)小白色相（該白色相連接成網(wǎng)絡(luò)），同時(shí)也存在一些尺度在5 μm左右的白色相顆粒，其中灰色相為FeM合金相，白色相為Mo2FeB2陶瓷相。過(guò)渡區(qū)的厚度約為5 μm，對(duì)過(guò)渡區(qū)進(jìn)行元素分布EDS線掃描，結(jié)果見(jiàn)圖3b。由圖3b可知：左側(cè)區(qū)域主要由Fe元素組成，其為基體相;在掃描超過(guò)11 μm后，Mo元素含量逐漸增加，F(xiàn)e元素含量逐漸減少，該區(qū)域?yàn)檫^(guò)渡區(qū);在掃描超過(guò)18 μm后，Mo和Fe含量呈現(xiàn)出對(duì)稱(chēng)變化的趨勢(shì)，該區(qū)域?yàn)橥繉?。在白色相區(qū)域，F(xiàn)e含量減少，Mo含量急劇增加且出現(xiàn)Mo元素峰，說(shuō)明該白色顆粒相為Mo2FeB2;而在灰色相區(qū)域，F(xiàn)e元素含量增加，Mo元素含量減少，說(shuō)明該灰色物相為FeM合金相。過(guò)渡區(qū)的形成是由堆焊過(guò)程中Mo2FeB2金屬陶瓷與Q235鋼之間良好的浸潤(rùn)性引起的，即在高溫下兩者能夠較好地熔合，成分逐漸過(guò)渡變化，促進(jìn)了冶金結(jié)合的形成。

2 金屬陶瓷涂層的有限元分析

2.1 ANSYS軟件的模擬計(jì)算

采用ANSYS軟件對(duì)堆焊過(guò)程中的涂層溫度場(chǎng)分布進(jìn)行模擬，ANSYS對(duì)涂層溫度場(chǎng)的計(jì)算流程見(jiàn)圖4。根據(jù)溫度場(chǎng)計(jì)算結(jié)果，采用解耦算法的間接方法對(duì)涂層應(yīng)力場(chǎng)進(jìn)行求解。將溫度場(chǎng)計(jì)算結(jié)果作為載荷施加在應(yīng)力場(chǎng)中，通過(guò)殘余應(yīng)力分布來(lái)研究熱源對(duì)涂層應(yīng)力影響。在應(yīng)力場(chǎng)求解之前，首先對(duì)應(yīng)力場(chǎng)的分析單元進(jìn)行轉(zhuǎn)變，將熱分析單元轉(zhuǎn)換為結(jié)構(gòu)分析單元，轉(zhuǎn)換單元類(lèi)型后對(duì)基體的Y軸方向和Z軸方向進(jìn)行位置約束，然后設(shè)定應(yīng)力場(chǎng)分析的

步長(zhǎng)和求解冷卻時(shí)間[17]。設(shè)定一定位置約束后，通過(guò)命令流讀取上述溫度場(chǎng)分析的過(guò)程，從而使得溫度加載與應(yīng)力加載同步。然后進(jìn)行求解計(jì)算，得出應(yīng)力分布云圖和各方向應(yīng)力曲線。

2.2 堆焊過(guò)程溫度場(chǎng)模擬計(jì)算

在ANSYS有限元模擬中，對(duì)Q235鋼基體和Mo2FeB2涂層進(jìn)行網(wǎng)格劃分，并采用solid70三維實(shí)體熱單元進(jìn)行溫度場(chǎng)分析。ANSYS模擬的具體工藝參數(shù)為：主弧電流120 A、掃描速度70 mm/min、主弧電壓50 V、送粉率5 g/s、噴距8 mm。邊界的界定條件以基體底部為全約束，設(shè)置外部環(huán)境溫度為室溫25 ℃，施加隨溫度變化的熱對(duì)流，忽略熔池內(nèi)部的化學(xué)反應(yīng)、攪拌、對(duì)流等。

圖5a為ANSYS模擬單道堆焊Mo2FeB2涂層的溫度場(chǎng)分布。由圖5a可知，在涂層區(qū)域可形成雙橢球形等離子熱源，離熱源越遠(yuǎn)的位置溫度越低，沿深度方向溫度降低更明顯[18]。圖5b為在涂層X(jué)

軸方向上每隔25 mm選取的4個(gè)點(diǎn)的溫度變化曲線。由圖5b可知，4個(gè)點(diǎn)的溫度變化趨勢(shì)比較相似;由于未受其周邊區(qū)域溫度傳導(dǎo)的影響，起始點(diǎn)（對(duì)應(yīng)于黑色線條）的最高溫度較其他點(diǎn)的稍低;隨著堆焊的進(jìn)行，其他各點(diǎn)均會(huì)受周邊區(qū)域溫度的影響，致使這些點(diǎn)溫度均升高。

采用ANSYS模擬三道堆焊Mo2FeB2涂層的溫度場(chǎng)分布，其中等離子體熱源采用往返行徑。涂層溫度場(chǎng)隨堆焊時(shí)間的變化見(jiàn)圖6，其中：圖6a、6b、6c分別為第1道、第2道、第3道堆焊的中間時(shí)刻的溫度場(chǎng);圖6d為涂層最終冷卻時(shí)刻的溫度場(chǎng)。由圖6可知，等離子體熱源引起了涂層溫度的升高，且隨著堆焊時(shí)間的增加，涂層高溫區(qū)范圍逐漸增大，熱影響區(qū)擴(kuò)大，同時(shí)熱源中心溫度升高，基體溫度也隨之升高。熱源中心溫度在第1道、第2道、第3道堆焊的中間時(shí)刻分別為2 172.7、2 390.9、2 708.3 ℃，基體溫度在第1道、第2道、第3道堆焊的中間時(shí)刻分別為28.8、272.8、937.8 ℃。這是由于：第1道等離子堆焊過(guò)程中，基體的初始溫度比較低，使得高溫區(qū)和熱影響區(qū)較小，溫度較低;隨著堆焊時(shí)間的增加，等離子體熱源輸入能量效率大于基體的熱傳導(dǎo)效率，引起了涂層和基體的熱積累，促進(jìn)了涂層溫度的升高和熱影響區(qū)的增大。在堆焊過(guò)程中，由于第1道堆焊層能量積累效率較低，致使第1道堆焊層的溫度在冷卻階段率先降低，如圖6d所示。

圖7a為堆焊過(guò)程中涂層和基體沿X軸方向上各點(diǎn)的溫度變化，其中沿X軸方向連續(xù)選取11個(gè)點(diǎn)。從基體最左側(cè)至第1道堆焊層選取4個(gè)點(diǎn)，相鄰點(diǎn)間隔均為8 mm，點(diǎn)序號(hào)分別為1、2、3、4，第1至第3道堆焊層的中心點(diǎn)序號(hào)依次為5、6、7，第3道堆焊層至基體右側(cè)選取4個(gè)點(diǎn)，相鄰點(diǎn)間隔均為8 mm，點(diǎn)序號(hào)依次為8、9、10、11。由圖7a可知：11個(gè)點(diǎn)處的溫度隨堆焊時(shí)間的增加均先升高后降低，說(shuō)明涂層與基體的溫度變化趨勢(shì)一致;點(diǎn)7處的溫度出現(xiàn)了最大值，可達(dá)2 700 ℃以上;與點(diǎn)7距離越遠(yuǎn)的點(diǎn)處溫度越低，點(diǎn)2、1、11處的溫度相接近且最低。將點(diǎn)2和7處的溫度變化曲線放大（見(jiàn)圖7b和7c）可知：點(diǎn)2處的溫度峰值較低（280 ℃），且溫度變化相對(duì)緩慢均勻;點(diǎn)7處的溫度較高，但其溫度變化劇烈。溫度的劇烈變化可引起涂層與基體熱物理體積膨脹錯(cuò)配，從而導(dǎo)致較大堆焊熱應(yīng)力的產(chǎn)生[19-21]。另外，整個(gè)涂層及基體不同區(qū)域的溫度分布不均勻也可導(dǎo)致整塊試樣不同區(qū)域熱變形不一致，導(dǎo)致熱應(yīng)力的增加。另外，涂層2 700 ℃的高溫會(huì)使得基體發(fā)生局部熔化，促使涂層與基體間的熔合，形成良好的冶金結(jié)合。表層溫度通過(guò)基體的熱傳導(dǎo)也可引起基體的晶粒長(zhǎng)大，即形成熱影響區(qū)，從而最終形成Mo2FeB2涂層的三層結(jié)構(gòu)。

2.3 Mo2FeB2涂層應(yīng)力場(chǎng)模擬計(jì)算

基于溫度場(chǎng)分析，采用solid45八節(jié)點(diǎn)三維固體結(jié)構(gòu)單元的耦合轉(zhuǎn)變進(jìn)行應(yīng)力場(chǎng)分析，進(jìn)入通用后處理器POST1讀取最后一步的結(jié)果，獲得Mo2FeB2涂層沿X軸、Y軸、Z軸方向的最終殘余應(yīng)力分布（分別見(jiàn)圖8a、8b、8c）和等效應(yīng)力分布（見(jiàn)圖8d）。由圖8a可知：沿X軸方向分布的殘余應(yīng)力主要為拉應(yīng)力，涂層中間的拉應(yīng)力最大，而基體熱影響區(qū)的拉應(yīng)力減小;在涂層兩端，拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力，這是由于兩端的邊界條件與中間部位的不同，導(dǎo)致拘束度和熱循環(huán)環(huán)境差異，進(jìn)而使得殘余應(yīng)力出現(xiàn)過(guò)渡區(qū)和應(yīng)力轉(zhuǎn)變。由圖8b可知，沿著Y軸的方向，殘余拉應(yīng)力主要存在于涂層處，在遠(yuǎn)離涂層的熱影響區(qū)和涂層兩端應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力。由圖8c可知，沿Z軸方向分布的殘余應(yīng)力主要為拉應(yīng)力，最大拉應(yīng)力出現(xiàn)在涂層位置，在涂層底部基體處殘余拉應(yīng)力也較大，在熱影響區(qū)殘余拉應(yīng)力逐漸減小。由圖8d可知，殘余拉應(yīng)力為涂層和基體的主要應(yīng)力狀態(tài)，且最大拉應(yīng)力集中于涂層處。在堆焊過(guò)程中，堆焊層凝固時(shí)的體積變化及熱影響區(qū)基體晶粒的膨脹塑性變形引起了整個(gè)樣品變形的不均勻，從而引起了殘余拉應(yīng)力的產(chǎn)生及分布不均勻。在涂層區(qū)域，拉應(yīng)力的產(chǎn)生主要?dú)w結(jié)于2方面：（1）由于涂層在熔融狀態(tài)下與基體形成熔合，故涂層的凝固行為受到底層基體的約束，即涂層收縮受阻;（2）熱影響區(qū)的溫度場(chǎng)分布不均，導(dǎo)致靠近涂層處體積受熱膨脹程度較大，產(chǎn)生不均勻的壓縮塑性變形，在冷卻過(guò)程中該變形不可自由收縮，故受到不同程度的拉伸而形成拉應(yīng)力[22-23]。

3 Mo2FeB2涂層的摩擦學(xué)性能

Mo2FeB2涂層的摩擦學(xué)性能與其硬度密切相關(guān)，故首先對(duì)其硬度進(jìn)行表征。圖9為Mo2FeB2涂層和Q235鋼基材的硬度壓痕形貌。由圖9可知，Mo2FeB2涂層的壓痕較小，而Q235鋼的壓痕較大，說(shuō)明Mo2FeB2涂層具有更高的硬度，其維氏硬度為661.0，而Q235鋼的維氏硬度為160。Mo2FeB2涂層較高的硬度有利于提高其摩擦磨損性能，但Mo2FeB2涂層殘余拉應(yīng)力的存在將減弱其摩擦磨損性能的提高程度。

圖10為Q235鋼和Mo2FeB2涂層的磨痕白光干涉形貌，其中Q235鋼的摩擦因數(shù)為0.55，而Mo2FeB2涂層的摩擦因數(shù)為0.45。由圖10可知：Q235鋼發(fā)生了嚴(yán)重的黏著磨損和輕微的磨粒磨損行為，這可引起摩擦磨損過(guò)程中大塊磨屑的產(chǎn)生，從而引起摩擦因數(shù)的波動(dòng);在Mo2FeB2涂層中，均勻分布的Mo2FeB2陶瓷相可起到強(qiáng)化相的作用，使得與其相鄰的粘結(jié)相被強(qiáng)化固定，減小Mo2FeB2涂層的磨損程度，僅產(chǎn)生細(xì)小磨屑，有利于摩擦因數(shù)的穩(wěn)定。從圖10還可知，Mo2FeB2涂層磨痕寬度和深度分別為850 μm和20 μm，而Q235鋼的磨痕寬度和深度分別為900 μm和25 μm，說(shuō)明Mo2FeB2涂層具有更加優(yōu)異的耐磨損性能。另外，Q235鋼較低的硬度和屈服強(qiáng)度使其磨痕兩側(cè)出現(xiàn)了嚴(yán)重的塑性變形堆積行為[24-25]。

在Mo2FeB2涂層和Q235鋼基材首端和末端分別選取3點(diǎn)進(jìn)行表征，得到Mo2FeB2涂層和Q235鋼基材首端和末端的截面輪廓線，見(jiàn)圖11。Mo2FeB2涂層首端選取的3點(diǎn)為D1、D2、D3，末端選取的3點(diǎn)為D4、D5、D6;

Q235鋼基材首端選取的3點(diǎn)為L(zhǎng)1、L2、L3，末端選取的3點(diǎn)為L(zhǎng)4、L5、L6。由圖11a和11b可知，Mo2FeB2涂層磨痕的首端或末端各點(diǎn)的磨損輪廓重復(fù)性較好，無(wú)明顯波動(dòng)，且首端與末端的磨痕輪廓尺寸也無(wú)明顯差異，這說(shuō)明Mo2FeB2涂層磨損過(guò)程穩(wěn)定，摩擦磨損行為優(yōu)良。Mo2FeB2涂層的摩擦磨損行為主要受3方面影響：（1）涂層硬度大，可減少磨損量;（2）殘余拉應(yīng)力與摩擦剪應(yīng)力的疊加，可加速涂層表面磨屑的產(chǎn)生，不利于減少磨損量;（3）磨屑中有較多的Mo、B元素，其可產(chǎn)生自潤(rùn)滑氧化物，減少磨損量。在以上3方面的共同影響下，Mo2FeB2涂層摩擦磨損行為穩(wěn)定，磨損量較少。從圖11c和11d可知，Q235鋼基材首端或末端各點(diǎn)的磨損輪廓波動(dòng)明顯，且首末端輪廓深度不一致，說(shuō)明Q235鋼基材的摩擦磨損行為不穩(wěn)定。這是由于在摩擦過(guò)程中，Q235鋼溫度升高，容易產(chǎn)生黏著磨損從而導(dǎo)致大量磨屑的產(chǎn)生，磨屑又可引起磨粒磨損，加劇其磨損行為，最終表現(xiàn)為Q235鋼基材磨損量變化范圍相對(duì)較大。

圖12為Mo2FeB2涂層與Q235鋼基材在首末端各3個(gè)位置的磨損率，其中1、2、3為首端的點(diǎn)，4、5、6為末端的點(diǎn)。由圖12可知：Mo2FeB2涂層首末端6個(gè)點(diǎn)的磨損率變化較小，磨損量穩(wěn)定;Q235鋼基材的磨損率較大，且其數(shù)值變化相對(duì)較大。這說(shuō)明Mo2FeB2涂層可以有效改善Q235鋼基材的摩擦磨損性能，使其磨損率降低達(dá)20%。但是，Mo2FeB2涂層殘余拉應(yīng)力的存在不利于其摩擦磨損性能的進(jìn)一步提高。因此，在實(shí)際應(yīng)用中，可采用堆焊Mo2FeB2涂層加后續(xù)去應(yīng)力退火的方式進(jìn)一步提高材料的摩擦磨損性能。

4 結(jié) 論

（1）利用等離子堆焊法可在Q235鋼表面制備Mo2FeB2金屬陶瓷涂層，其主要組成相為Mo2FeB2陶瓷相和FeM合金相，涂層與Q235鋼之間元素呈現(xiàn)梯度分布，兩者可形成良好的冶金結(jié)合。

（2）有限元模擬分析表明，在堆焊過(guò)程中由于等離子輸入能量大于Q235鋼基體的熱傳導(dǎo)速率，涂層溫度隨著堆焊時(shí)間的增加而升高，溫度可達(dá)

2 700 ℃以上，說(shuō)明Mo2FeB2陶瓷相的合成過(guò)程為液相反應(yīng)過(guò)程，且整個(gè)試樣溫度幾乎沿涂層呈對(duì)稱(chēng)分布;涂層區(qū)域凝固時(shí)的體積收縮和熱影響區(qū)的體積膨脹導(dǎo)致Mo2FeB2涂層區(qū)域產(chǎn)生較大殘余拉應(yīng)力。

（3）Mo2FeB2涂層的維氏硬度達(dá)661.0，為Q235鋼基材硬度的4倍以上;Mo2FeB2涂層在摩擦磨損過(guò)程中發(fā)生了磨粒磨損，而Q235鋼發(fā)生了嚴(yán)重的黏著磨損行為，使得涂層的摩擦因數(shù)、磨痕尺寸和磨損量顯著低于Q235鋼，說(shuō)明等離子堆焊Mo2FeB2金屬陶瓷涂層可用于Q235鋼的表面耐磨改性。殘余拉應(yīng)力的存在不利于涂層摩擦磨損性能的進(jìn)一步提高，可采用后續(xù)退火方式進(jìn)一步改良。

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（編輯 賈裙平）

收稿日期： 2021-03-16

修回日期： 2021-04-12

基金項(xiàng)目： 國(guó)家自然科學(xué)基金（52002242，52072236）

作者簡(jiǎn)介：

李文戈（1966—），男，教授，博士，研究方向?yàn)樵霾闹圃?，表面涂層技術(shù)，船舶與海洋結(jié)構(gòu)物腐蝕、污損和防護(hù)，

（E-mail）wgli@shmtu.edu.cn