韓順順，朱協(xié)彬*，程敬卿，程亞楠

(1.安徽工程大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,安徽 蕪湖 241000;2.安徽鼎恒再制造產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院 技術(shù)部,安徽 蕪湖 241000)

隨著世界鐵路建設(shè)的發(fā)展,軌道交通在我國(guó)及世界的需求量進(jìn)一步增加[1]。軌道交通在人類(lèi)社會(huì)的發(fā)展和生活中發(fā)揮了尤為重要的作用。列車(chē)行駛時(shí),車(chē)軸與車(chē)輪等零部件均為過(guò)盈配合,剛性連接,會(huì)承受軸頸的彎曲應(yīng)力和交變載荷,隨著使用年限的增加,會(huì)導(dǎo)致車(chē)軸與輪座表面、軸承頸部以及傳動(dòng)齒輪的齒輪嵌入部位產(chǎn)生微振磨損。車(chē)軸斷裂形式一般是由于應(yīng)力或者應(yīng)變而引起的疲勞斷裂以及微振磨損引起的斷裂損傷,且后者為主要的損傷形式,車(chē)輪與車(chē)軸接觸的地方會(huì)產(chǎn)生巨大的摩擦。因?yàn)榛疖?chē)在運(yùn)行的過(guò)程中車(chē)軸不可避免受到外部環(huán)境影響,在列車(chē)運(yùn)行的過(guò)程中會(huì)受到各種沙礫以及其他物體的擊打,長(zhǎng)此以往會(huì)對(duì)車(chē)軸造成損傷,甚至?xí)?duì)列車(chē)造成安全影響[2],黃夢(mèng)妮等[3]發(fā)現(xiàn)火車(chē)軸與輪對(duì)之間過(guò)盈配合會(huì)導(dǎo)致車(chē)軸產(chǎn)生微動(dòng)損傷,微動(dòng)會(huì)導(dǎo)致輪軸邊緣的地方出現(xiàn)微動(dòng)的磨損,而且會(huì)影響車(chē)軸的長(zhǎng)時(shí)間服役的安全。由于車(chē)軸會(huì)遭受的這些損傷一方面影響車(chē)軸使用壽命,另一方面會(huì)影響列車(chē)的安全性能,因此表面改性技術(shù)成為研究的熱點(diǎn)[4-6],對(duì)火車(chē)軸表面受損傷的部位進(jìn)行修復(fù)和強(qiáng)化,進(jìn)而使火車(chē)軸的使用壽命延長(zhǎng)意義非常大。等離子熔覆技術(shù)與其他表面強(qiáng)化技術(shù)相比具有冷卻速度快、顯微組織結(jié)構(gòu)缺陷少、熔覆層與基體的結(jié)合強(qiáng)度高及成本低等優(yōu)點(diǎn)[7-9],目前,在耐磨性強(qiáng)的合金中,鐵基合金粉末因?yàn)榫哂信c基體材料成分相似,熔覆層和基體界面結(jié)合強(qiáng)度高及成本低等優(yōu)點(diǎn)得到了廣泛應(yīng)用[10-15]。

通過(guò)在車(chē)軸用鋼EA1 N 表面等離子熔覆鐵基合金粉末熔覆層,研究熔覆層、熱影響區(qū)以及基體的顯微組織結(jié)構(gòu)及性能,為實(shí)際運(yùn)用等離子熔覆技術(shù)在車(chē)軸鋼EA1 N 表面熔覆鐵基合金提供了依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

以EA1 N 輪軸鋼作為基體材料,使用線切割將長(zhǎng)軸切割成直徑為175 mm、厚度為25 mm 的基材,在進(jìn)行熔覆前將基材表面進(jìn)行打磨處理,熔覆合金材料選用公司自行生產(chǎn)的鐵基粉末,其成分如表1所示。采用日立S-4800掃描電子顯微鏡對(duì)粉末進(jìn)行表面形貌觀察如圖1所示。再用型號(hào)為PANalytical X 射線衍射儀對(duì)粉末進(jìn)行物相分析如圖2所示。粉末球形度高粒徑為75～150μm,因?yàn)榈入x子熔覆對(duì)粉末的干燥性要求較高,所以在進(jìn)行熔覆前將粉末在ZYH-30自控遠(yuǎn)紅外焊條烘干爐中150℃恒溫15 min再用。

圖1 鐵基合金粉末表面形貌圖

圖2 粉末X 射線衍射譜

表1 等離子熔覆熔覆粉末成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用公司W(wǎng)S-400L等離子熔覆設(shè)備進(jìn)行熔覆,通過(guò)前期探索試驗(yàn)選取了一組效果理想的工藝參數(shù)進(jìn)行實(shí)驗(yàn),實(shí)驗(yàn)工藝參數(shù)為電壓25 V,掃描速度58.5 mm/min,送粉速度7.6 r/min,離子氣流量2.8 L/min,保護(hù)氣2 L/min。實(shí)驗(yàn)采用單道熔覆方案,噴槍與基板距離為1 c m,熔覆寬度為11 mm。

1.3 分析測(cè)試方法

將等離子熔覆的樣塊,采用電火花數(shù)控機(jī)床型號(hào)為DK7720切割成10 mm×10 mm×5 mm 的矩形樣塊,將樣塊分別用180、400、800、1200目的砂紙進(jìn)行打磨,然后在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光,因?yàn)榛w和熔敷層硬度都較高,所以拋光劑采用氧化鋁拋光劑,用清水沖洗干凈后再用吹風(fēng)機(jī)吹干,腐蝕液為4%的硝酸,腐蝕時(shí)間為15 s,用酒精進(jìn)行清潔后再用吹風(fēng)機(jī)吹干。采用超景深顯微鏡(V HX-5000)對(duì)熔覆層及基體進(jìn)行金相觀察與分析;用X 射線衍射儀(PANalytical)和L MH 掃描電鏡(MIRA3)對(duì)熔覆層及基體進(jìn)行物相分析,在T MVS-1型數(shù)顯微維氏硬度計(jì)對(duì)熔覆層及其他界面的硬度進(jìn)行測(cè)試,間隔0.2 mm 測(cè)量1次,試驗(yàn)載荷為200 N,加載10 s,將偏離實(shí)際過(guò)大的數(shù)據(jù)刪除后,對(duì)其他數(shù)據(jù)取平均值。采用銷(xiāo)盤(pán)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)(MPX-3G)分別對(duì)熔覆層以及基體進(jìn)行摩擦磨損研究,采用氧化鋁珠作為摩擦副試樣,將基體和熔覆層加工成10 mm×10 mm×3 mm 方體,摩擦半徑為4 mm,載荷為50 N,轉(zhuǎn)速設(shè)定為50 r/min,時(shí)間設(shè)定為15 min,采用L MH 掃描電鏡(MIRA3)對(duì)摩擦表面形貌進(jìn)行觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熔覆層物相分析

熔覆層與基體的X 射線衍射圖譜如圖3所示。根據(jù)等離子熔覆的合金成分和過(guò)程,分析比較了PDF 卡片,對(duì)白色物質(zhì)進(jìn)行能譜分析得到的元素組成為C的原子百分?jǐn)?shù)為46.20%,Si為0.43%,Cr為0.19%,Mn為0.36%,Fe為52.82%。結(jié)合x(chóng)r d分析結(jié)果一致得出熔覆層的主要物相組成為α-(Fe,Cr),γ-Fe Ni以及(Cr,Fe)7C3。在快速凝固過(guò)程中,較好地從熔池中析出含有較多元素的γ-Fe Ni作為初級(jí)相。Ni在短范圍內(nèi)為非均勻分布,熔覆層在冷卻過(guò)程中出現(xiàn)短程擴(kuò)散,在基體的快速冷卻過(guò)程中限制了元素由熔覆層向基體的擴(kuò)散,因此在結(jié)合區(qū)各元素的擴(kuò)散很少。

圖3 熔覆層X(jué) 射線衍射圖譜

2.2 熔覆層的形貌特征及微觀組織分析

熔覆層宏觀形貌如圖4所示。熔覆表面無(wú)明顯裂紋和氣孔,表面形貌好,效果較為理想。橫截面不同位置的顯微組織如圖5所示。截面分為4 個(gè)部分。圖5a的組織為珠光體和鐵素體,由圖可以看出組織較為均勻,晶界清晰,晶粒穩(wěn)定。因?yàn)檫h(yuǎn)離熔覆層,所以其受熱影響小,由圖同時(shí)可知珠光體的體積分?jǐn)?shù)約為50%,由此可推斷碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.4%。圖5b為熱影響區(qū),因?yàn)樵谌鄹策^(guò)程中接近熔覆層的基體受熱后轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,又受溫度急劇下降的作用下奧氏體高溫相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織,其硬度達(dá)到582.9 HV0.2,是因?yàn)槿鄹矔r(shí)溫度高且冷卻速度快,晶粒發(fā)生了細(xì)化這樣就提高了材料的硬度。圖5c可以看出基體和熔覆層組織交界處有一條白亮的平面晶,說(shuō)明合金粉末與基體熔合性好,且界面間相互擴(kuò)散達(dá)到了冶金結(jié)合[16]。等離子弧引燃時(shí),基體材料和熔覆材料吸收熱量,此時(shí)的凝固速度R 趨于零,基體和熔敷層的交界處溫度得到迅速的升高,溫度梯度G 此時(shí)變得最大,因此G/R 的比值也為最大,晶核會(huì)在熔敷層和基體交界處大量的產(chǎn)生,然后向各方向迅速的生長(zhǎng),相遇后會(huì)阻礙對(duì)方生長(zhǎng),生成細(xì)小的等軸晶區(qū),也就是細(xì)晶區(qū)-白亮帶[17]。圖5d為奧氏體以及碳化物,形成了光滑及無(wú)裂紋的熔覆層,奧氏體是由于粉末迅速融化凝固形成的,熔覆層白色物相能譜分析如表2所示,α-Fe中固溶有大量的Cr、Si、Mn等元素,碳化鉻的熔點(diǎn)很高,等離子熔熔凝固速度很快,碳化鉻作為初生相從熔體中析出,析出過(guò)程中大量的鐵原子融入到其中后形成(Cr,Fe)7C3復(fù)合物。當(dāng)熔池溫度降低到共晶溫度時(shí),剩余的液相發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變,生成γ-(Fe,Cr)及(Cr,Fe)7C3的共晶組織。

圖4 熔覆層宏觀形貌

圖5 試樣不同區(qū)域的顯微組織

2.3 硬度分析

熔覆層與基體的硬度對(duì)比如表2所示。熔覆層硬度顯著高于基體,因?yàn)閵W氏體中會(huì)析出比較均勻的碳化物,且分布比較均勻,熔覆層中含有(Cr,Fe)7C3和Fe3C相的存在強(qiáng)化了熔覆層、Cr、Mn和Si元素溶入熔覆層中,對(duì)熔敷層中的奧氏體組織起固溶強(qiáng)化的作用,又由于熔覆過(guò)程中加熱快和凝固快的特點(diǎn)金屬來(lái)不及擴(kuò)散形成規(guī)則的晶體結(jié)構(gòu),起細(xì)晶強(qiáng)化的作用。熱影響區(qū)因?yàn)楦邷睾罄鋮s相當(dāng)于淬火處理組織細(xì)小,因?yàn)榫Я＝M織細(xì)小,所以熔覆層組織的硬度高[18-20],導(dǎo)致熱影響區(qū)的硬度較基體高。綜合表明熔覆層硬度＞熱影響區(qū)硬度＞基體硬度。

2.4 耐磨性能分析

熔覆層與基體的摩擦系數(shù)分布曲線如圖6所示。從圖6中可見(jiàn),基體的摩擦系數(shù)一直處于熔覆層上部,且基體與熔覆層的摩擦系數(shù)曲線都在升高且趨于平穩(wěn),符合金屬材料的磨合特性。磨損面放大500倍SEM 圖如圖7所示。摩擦球與熔覆層和基體在摩擦?xí)r,摩擦系數(shù)會(huì)隨著摩擦過(guò)程改變分為磨粒在摩擦表面粘著、磨粒與硬質(zhì)微突體的“犁削”,以及微突體的變形[21],熔覆層表面存在許多點(diǎn)蝕和塊狀脫落現(xiàn)象,是因?yàn)槿鄹矊颖砻嬖谘h(huán)載荷高強(qiáng)度磨損的作用下,發(fā)生了塑性變形從而導(dǎo)致表面薄弱處產(chǎn)生微裂紋擴(kuò)展后發(fā)生斷裂,所以出現(xiàn)熔覆層表面材料的脫落現(xiàn)象,摩擦面還存在著“犁溝”,是因?yàn)樵诜ㄏ蜉d荷作用下,熔覆層表面凸出來(lái)的部分壓力超過(guò)屈服壓力而產(chǎn)生了塑性變形,摩擦球與熔覆層表面發(fā)生粘著,粘著點(diǎn)的剪切發(fā)生在界面下使熔覆層材料從原表面轉(zhuǎn)移至其他表面處,其中一部分材料會(huì)變成磨粒在磨損表面運(yùn)動(dòng),當(dāng)磨粒與磨損表面的位置將近平行,磨粒此時(shí)與接觸點(diǎn)的應(yīng)力因?yàn)檩^低從而會(huì)產(chǎn)生微小的“犁溝”,當(dāng)兩者表面接近垂直時(shí),磨粒與熔覆層表面產(chǎn)生應(yīng)力較大的摩擦,因?yàn)槟Σ亮^(guò)大,導(dǎo)致磨粒與熔覆層的相互作用增大,當(dāng)增大到屈服極限時(shí),會(huì)使熔覆層表面產(chǎn)生較深的溝槽,基體與熔覆層類(lèi)似,都為粘著磨損、磨粒磨損和表面疲勞磨損,因此摩擦實(shí)驗(yàn)的磨損機(jī)制與車(chē)軸主要損傷形式相近。處理前后磨損量以及熔覆層與基體的摩擦系數(shù)對(duì)比如表3所示?；w的磨損量比熔覆層的磨損量多了4倍,且基體的摩擦系數(shù)大了0.11充分說(shuō)明熔覆層的耐摩擦磨損性能優(yōu)于基體。因?yàn)閵W氏體的韌性強(qiáng),所以對(duì)碳化物有穩(wěn)定的包裹和支撐作用,可以充分發(fā)揮碳化物良好的耐磨性能[22]。

圖6 熔覆層與基體的摩擦系數(shù)曲線

圖7 熔覆層與基體磨損表面的SEM 圖

表3 處理前后試樣的磨損結(jié)果

3 結(jié)果與討論

(1)熔覆層相主要為奧氏體、碳化物以及α-(Fe,Cr),γ-Fe Ni和(Cr,Fe)7C3,奧氏體是粉末高溫后迅速冷卻凝固形成的相,硬質(zhì)相主要為碳化物。

(2)熔覆層與基體交界處有一條明顯的白亮帶,說(shuō)明熔覆層與基體達(dá)到了冶金結(jié)合。

(3)熔覆層的表面硬度為602.6 HV0.2,熔敷層奧氏體中溶入了大量的Cr、Mn和Si等元素起固溶強(qiáng)化的作用?；w硬度為200.8 HV0.2,顯著提高基體表面的硬度,熱影響區(qū)硬度為582.9 HV0.2,是因?yàn)楦邷乩鋮s相當(dāng)于淬火處理,導(dǎo)致晶粒細(xì)化,提高了熱影響區(qū)的硬度。

(4)摩擦磨損后的熔覆層比基體的磨損量相比少了3倍,且基體的摩擦系數(shù)高于熔敷層,說(shuō)明熔覆層顯著提高了基體表面的耐磨性。