易 鴻，郭文榮，郭 亮，霍鋒鋒，輝小斌，李曉峰，3

（1. 中北大學(xué)，太原 030051；2. 智奇鐵路設(shè)備有限公司，太原 030032；3. 中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083）

EA1T鋼主要用于列車車軸，在列車高速行駛過程中，零件易發(fā)生磨損導(dǎo)致失效、疲勞和氧化，嚴(yán)重的會產(chǎn)生裂紋，降低工作效率和使用壽命，甚至?xí)苯佑绊懥熊囆旭偘踩玔1]。為了提高列車的安全性能，通過表面改性技術(shù)可以提高EA1T車軸鋼零部件表面的硬度與耐磨性，從而減少資源浪費(fèi)、降低成本。激光熔覆是一種新興的零件表面改性技術(shù)[2]，可以使涂層與基體實(shí)現(xiàn)良好的冶金結(jié)合，顯著改善基材的耐磨性、耐腐蝕性、抗氧化性等特性，與傳統(tǒng)表面改性技術(shù)（堆焊、噴涂、電鍍等）相比，激光熔覆具有稀釋度低、組織結(jié)構(gòu)緊密、涂層和基材的基體可實(shí)現(xiàn)良好結(jié)合等優(yōu)勢，在金屬材料表面強(qiáng)化方面呈現(xiàn)出廣闊的應(yīng)用前景[3–5]。

王行濤等[6]采用激光熔覆技術(shù)成功地在35CrMoA車軸鋼上制備了低合金鋼涂層，調(diào)控激光熔覆工藝參數(shù)，包括激光功率、送粉率、掃描速度和搭接率，研究熔覆后的組織和性能的影響，從而得到最佳工藝。此外，在最佳工藝參數(shù)下成形的熔覆層力學(xué)性能均達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)要求。Feng等[7]研究了激光熔覆LZ50車軸鋼上Fe基涂層的熱影響區(qū)組織和力學(xué)性能的變化，在送粉速率7.8 g/min、掃描速率420 mm/min等最佳工藝參數(shù)下，涂層的微觀結(jié)構(gòu)相對均勻，在熱影響區(qū)和基體的中間區(qū)域觀察到硬化行為，熔覆層的硬度基體高約12%。

目前，在鋼鐵表面激光熔覆的粉末主要為Ni基[8]、Co基[9]和Fe基[10]等合金粉末，其涂層具有良好的耐磨性、導(dǎo)熱性及化學(xué)穩(wěn)定性，被廣泛應(yīng)用于激光熔覆表面強(qiáng)化[11–12]。Fe基粉末中往往加入一定量的Cr、Ni等元素提高其硬度與耐蝕性，由于成本低，應(yīng)用最為廣泛。目前眾多學(xué)者在鋼鐵表面制備Fe基涂層中，加入陶瓷顆?？娠@著提高涂層表面硬度和耐摩擦磨損性[13–14]。Wang等[15]通過激光熔覆在Q235鋼上成功沉積了由碳硼化物增強(qiáng)Fe基復(fù)合涂層，發(fā)現(xiàn)添加Nb和B4C在涂層中原位合成NbC相，增強(qiáng)顆粒彌散分布在整個涂層中，F(xiàn)e基復(fù)合層的顯微硬度最高達(dá)1067.3HV0.5，兩種Fe基復(fù)合材料層的磨損機(jī)制均為磨粒磨損和粘著磨損。Feng等[16]在Fe基粉末中加入微量的B，通過第一性原理計(jì)算，闡明了涂層的微觀結(jié)構(gòu)演變和強(qiáng)化機(jī)理，隨著B的添加，增強(qiáng)體由NbC型碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)镃r23C6型碳化物，最終轉(zhuǎn)變?yōu)镕e3C型碳化物。此外，B會降低Fe3C的形成能，形成的Fe3C型碳化物和γ–Fe共晶組織可同時提高涂層的抗壓強(qiáng)度與塑性。Xiao等[17]將WC顆粒添加到Fe基合金中，發(fā)現(xiàn)WC、W2C、M23C6、M7C3相的析出使WC–Fe復(fù)合涂層的平均顯微硬度提高到1029.2HV0.2，提高幅度超過50%，其耐磨性是未加WC顆粒涂層的1.3倍。Wang等[18]通過混合不同含量Cr3C2和FeV50的Fe基粉末，使用激光熔覆技術(shù)原位合成V8C7。結(jié)果表明，引入Cr3C2和FeV50材料使C、V和Cr的濃度在枝晶區(qū)達(dá)到飽和，晶粒尺寸減小，由于晶界強(qiáng)化和固溶體強(qiáng)化的作用，明顯提高了Fe基合金涂層的摩擦學(xué)性能。

其中，NbC顆粒的密度與Fe基涂層的密度相近[19]，有利于Fe基涂層中碳化物顆粒的分布均勻性[20–22]。此外，NbC主要分布在合金的晶界處，起到釘扎作用，會抑制晶粒生長，使晶粒細(xì)化，改善合金的微觀組織結(jié)構(gòu)[23]。因此，本研究在不銹鋼粉末中加入NbC粉末，對車軸鋼表面進(jìn)行激光熔覆涂層制備，優(yōu)化工藝參數(shù)，研究其組織演變及力學(xué)/摩擦磨損性能，研究結(jié)果可為激光熔覆改善不銹鋼涂層性能提供技術(shù)參考。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)材料使用奧氏體不銹鋼 （不銹鋼粉末牌號20Cr17NiMo），化學(xué)成分如表1所示。因其具有良好的強(qiáng)度、塑性和韌性等綜合性能，且與基體材料成分相近，潤濕性好，在激光熔覆不銹鋼耐磨耐蝕涂層中被廣泛使用，其粒徑D50=128 μm，粒徑分布如圖1所示。NbC顆粒粒度在1 μm以下。根據(jù)Fe-xNbC（x為質(zhì)量分?jǐn)?shù)，0、5%、10%和20%）合金成分設(shè)計(jì)，粉末混合后進(jìn)行球磨以獲得均勻的成分，球磨參數(shù)為球粉重量比8∶1，轉(zhuǎn)速為100 r/min，球磨時間為2 h。將球磨后的粉末用作覆層材料?；w為退火態(tài)的EA1T車軸鋼，成分如表2所示，對尺寸為20 mm×20 mm×10 mm的基體進(jìn)行打磨，去除表面的氧化物并讓其表面保持平整，用無水乙醇清洗以去除表面的污垢和油。使用Laserline 4.4 kW大功率半導(dǎo)體光纖耦合激光器，采用同軸激光熔覆送粉法進(jìn)行激光熔覆，熔覆參數(shù)為激光功率1.6 kW、光斑尺寸4 mm、掃描速度7 mm/s、送粉速度300 mg/s。將熔化的粉末沉積在EA1T車軸鋼基體上，以氬氣為保護(hù)氣體，防止熔池氧化，成形后的宏觀形貌如圖2所示。

圖1 不銹鋼粉末粒徑分布圖Fig.1 Stainless steel powder particle size distribution

圖2 激光熔覆單道成形整體形貌Fig.2 Overall shape of laser cladding single pass forming

表1 20Cr17NiMo化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of 20Cr17NiMo (mass fraction) %

表2 EA1T化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Chemical composition of EAlT (mass fraction) %

將制備的復(fù)合涂層沿橫截面切割，將Fe-xNbC涂層樣品進(jìn)行機(jī)械拋光和表面蝕刻 （體積比為HCI∶HNO3∶H2O=3∶1∶2），使用光學(xué)顯微鏡 （ZEISS-Imager）進(jìn)行金相觀察分析，通過掃描電子顯微鏡（SEM，JSM–7900F）觀察試樣的微觀組織結(jié)構(gòu)和磨損表面。用Cu–Kα輻射X射線衍射 （XRD，SmartLab –3 kW）分析了合金的相組成。利用HR–150A型洛氏顯微硬度計(jì)進(jìn)行不同成分的熔覆涂層的硬度測試。根據(jù)GB/T 230.1—2018《金屬材料洛氏硬度試驗(yàn) 第1部分：試驗(yàn)方法》進(jìn)行硬度測試。測試時分別在涂層縱截面的頂部、中部和底部各打10個水平相距100 mm的點(diǎn)測得取值，再得出其平均值。在摩擦磨損試驗(yàn)機(jī) （HSR–2M）上，使用直徑為4 mm的Si3N4球，在載荷40 N、摩擦速度300 mm/min、持續(xù)時間20 min的試驗(yàn)條件下，在室溫下完成樣品的耐磨性測試。

2 結(jié)果與討論

2.1 物相分析

圖3為添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)NbC的不銹鋼涂層XRD物相分析，可以看出，在未添加NbC的涂層中檢測到α–Fe、Fe – Cr和少量的碳化物M7C3（M = Cr、Fe）。隨著NbC的加入，α–Fe的衍射峰急劇減小，并伴隨NbC峰出現(xiàn)，這些峰隨著NbC加入量的增加而增加。當(dāng)NbC加入量增加到20%時，有關(guān)于Nb、C元素的峰值明顯增大主要是具有了BCC相固溶體的幾種結(jié)構(gòu)，包括α–Fe、Fe2Nb、Fe3C和NbC等。α–Fe的衍射峰峰值隨著NbC加入量的增加而逐漸減弱，F(xiàn)e2Nb、Fe3C的衍射峰均在增強(qiáng)，說明有一部分α–Fe與Nb、C反應(yīng)生成了Fe2Nb、Fe3C等化合物。當(dāng)NbC加入量越多，F(xiàn)e–NbC涂層中析出的NbC含量越多，其分解出來的Nb和C元素越多，激光熔覆的過程中，由于Nb屬于強(qiáng)碳化物形成元素，大部分重新結(jié)合為NbC，另一些與Fe元素反應(yīng)生成Fe2Nb硬質(zhì)相，C進(jìn)入基體中[24]。含Nb的衍射峰有輕微的左移，是由于在激光熔覆過程中，NbC顆粒的分解有助于Nb、C元素固溶到枝晶之間，含NbC的固溶體擴(kuò)展了晶格結(jié)構(gòu)，從而擴(kuò)展了晶面間距[25]。

圖3 添加不同NbC含量的不銹鋼涂層XRD物相分析Fig.3 XRD physical phase analysis of stainless steel coatings with diffeent NbC contents

2.2 顯微組織分析

圖4為未添加NbC顆粒不銹鋼涂層橫截面的金相圖。圖4（a）為低倍金相圖，激光熔覆成形表面平整，涂層出現(xiàn)少量孔洞，未發(fā)現(xiàn)有裂紋缺陷。圖4（b）為涂層頂部組織，凝固速度較快，形成的是細(xì)小等軸枝晶。圖4（c）是中部組織，冷卻速度比上部組織慢，使得晶粒組織比較粗大，包含有胞狀晶和樹枝晶。圖4（d）為底部連接處組織。因?yàn)槿鄹驳慕饘僖后w與基體材料為直接接觸，溫度梯度很大，所以晶粒組織主要是以平面晶的形式外延生長，平面晶會使涂層和基體有良好的冶金結(jié)合。所以，激光熔覆組織從下到上主要是從平面晶到胞狀樹枝晶再到等軸樹枝晶的方向生長的。

圖4 未添加NbC顆粒不銹鋼涂層橫截面的金相圖Fig.4 Metallographic diagram of cross section of stainless steel coating without addition of NbC granules

圖5為添加不同NbC含量的不銹鋼涂層顯微組織圖。從圖5（a）中可以看出，未添加NbC的涂層顯微組織呈有明顯方向性的樹枝晶，主要由α–Fe相構(gòu)成。從圖5（b）中可以看到有基體以及白色顆粒，基體為α–Fe相，白色顆粒是少量加入的NbC顆粒熔化后，重新在晶界析出的碳化物相。加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%的NbC顆粒，晶粒明顯細(xì)化，這是因?yàn)榧尤肓颂沾上囝w粒后，陶瓷相彌散分布在組織中，形成異質(zhì)形核的核心，在形核過程中提高形核速率，從而使晶粒得到細(xì)化。在激光熔覆過程中，由于涂層組織形態(tài)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[26–27]，當(dāng)加入NbC顆粒后，擾亂了熔池流動的方向性，破壞了組織的原本凝固過程，使得涂層中樹枝晶被破壞。

圖5 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的NbC不銹鋼涂層顯微組織圖Fig.5 Microstructure of stainless steel coating with diffeent NbC mass fractions

當(dāng)NbC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%或20%時，熔覆過程的NbC顆粒全部熔解，未看到大塊白色的NbC顆粒析出，而且涂層均無明顯的缺陷。如圖5（c）所示，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的NbC顆粒，晶粒進(jìn)一步細(xì)化，生長的方向性變得更紊亂，且在樹枝晶間析出島狀組織，熔解的NbC過多，會導(dǎo)致更多的Nb類的硬質(zhì)相沿晶界析出聚集成島狀。隨著NbC顆粒的添加量增加，有大量的Fe3C相生成和過飽和的NbC相析出等，聚集于晶間，島狀組織變得更大 （圖5（d））；而晶間析出的組織會占據(jù)原本晶粒生長的空間，使黑色的基體組織減少，因此過飽和的NbC顆粒也細(xì)化了晶粒。

圖6為添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)20% NbC合金涂層的元素的分布結(jié)果?？梢钥闯鐾繉又蟹植嫉陌咨W(wǎng)狀和島狀組織富集了Mo、Nb元素，這是冷卻過程中形成了Nb、Mo的碳化物固溶于晶間。Fe元素和Cr元素主要分布在黑色基體組織中，其余NbC、Fe2Nb、Fe3C等這些新生的硬質(zhì)相則在涂層中均勻分布，起到了彌散強(qiáng)化的能力。此外，在晶間區(qū)域觀察到NbC相，這是由于NbC顆粒的完全熔解造成的[28]。NbC顆粒熔解稀釋后的Nb與C原子結(jié)合性強(qiáng)，部分重新結(jié)合在晶間。

圖6 添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)20% NbC不銹鋼涂層的EDS面掃圖Fig.6 EDS surface scanning of stainless steel coating with mass fraction 20% NbC

基于XRD結(jié)果和微觀組織，在激光熔覆時可能會發(fā)生下列反應(yīng)。

吉布斯自由能函數(shù)可以通過式（5）[29–30]計(jì)算：

圖7 吉布斯自由能隨溫度變化圖Fig.7 Graph of Gibbs free energy as function of temperature

2.3 硬度分析

圖8為不同NbC含量的涂層硬度圖?？梢钥闯?，未添加NbC的涂層的硬度為52.1HRC；添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%和10% NbC的涂層硬度逐步增加；添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%NbC的涂層表面硬度最高，達(dá)到60.0HRC。由圖5可得，NbC顆粒的加入，使得涂層中的晶粒尺寸減小，起到了晶粒細(xì)化的效果。Nb元素飽和帶來的晶格畸變，抑制了位錯運(yùn)動，阻礙晶界滑移，使得涂層合金固溶體的硬度增加[25]。此外，涂層中熔解的NbC顆粒，使得涂層中馬氏體中含碳量增加，馬氏體硬度升高，同時C含量的增加使析出的碳化物數(shù)量增多，涂層硬度增大。

圖8 添加不同NbC含量的不銹鋼涂層硬度圖Fig.8 Graph of hardness of stainless steel coatings with diffeent NbC contents

2.4 摩擦磨損分析

圖9為添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)NbC的不銹鋼涂層摩擦磨損系數(shù)?？梢钥闯觯繉拥哪p過程可分為磨合期和穩(wěn)定磨損階段兩個階段，未添加NbC顆粒的不銹鋼涂層摩擦系數(shù)在前期迅速增加到約1.70，然后穩(wěn)定磨損階段平均摩擦系數(shù)下降到1.35，緩慢上升最后劇烈波動，隨著摩擦的進(jìn)行，涂層表面的溫度升高，摩擦力逐漸增加，涂層表被粘連，摩擦系數(shù)增加。摩擦磨損系數(shù)最小的是添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20% NbC的不銹鋼涂層，平均摩擦系數(shù)為0.75。根據(jù)Archard定律[32]，材料的耐磨性與其硬度呈正相關(guān)，即耐磨性隨著硬度的增加而提高。這是因?yàn)檫^飽和的NbC顆粒熔解在合金涂層中，生成了新生硬化相，如Fe3Nb3C、NbC、碳化物等和富鉻化合物Fe – Cr – C，增加了表面抵抗變形的能力，提高了涂層的耐摩擦磨損性能。涂層在摩擦穩(wěn)定階段有顆粒脫落，改變了磨損方式，因此，摩擦系數(shù)曲線和整體的波動都很小。Yang等[33]對脫落顆粒進(jìn)行線掃，小顆粒中富含Nb元素，并結(jié)合其XRD分析可得出脫落顆粒為NbC。

圖9 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)NbC的不銹鋼涂層摩擦磨損圖Fig.9 Friction and wear diagram of stainless steel coating with diffeent NbC mass fractions

為進(jìn)一步分析涂層的摩擦磨損機(jī)制，對磨損后的平面進(jìn)行掃描。圖10（a）是未添加NbC顆粒的不銹鋼涂層摩擦磨損形貌?？捎^察到較深的犁溝，且數(shù)量較多，部分較軟的相 （α – Fe、Fe – Cr等）與摩擦機(jī)高速往復(fù)運(yùn)動中產(chǎn)生摩擦熱，在磨損過程中被剝落和黏附，此時磨損方式以黏著磨損和磨粒磨損為主；圖10（b）是添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%的NbC的不銹鋼涂層摩擦磨損形貌，可以看到摩擦磨損試驗(yàn)后較淺且較少的犁溝，還有散落在上面的少量金屬屑，表明摩擦磨損方式主要是磨粒磨損。

圖10 涂層摩擦磨損形貌Fig.10 Frictional wear appearance of coating

結(jié)合圖6可以分析出，通過在不銹鋼粉末中添加NbC顆粒，能夠有效改善基體材料表面的耐摩擦磨損性能。這是因?yàn)樵诩す馊鄹苍囼?yàn)時，加入的NbC顆粒熔解，從而與Fe元素、Cr元素和Mo元素等形成了高強(qiáng)度的化合物，增強(qiáng)了表面強(qiáng)度，同時改變了摩擦磨損方式，此時的磨損方式為磨粒磨損。此外，硬質(zhì)相略微突出，高于α – Fe等較軟相可以承受摩擦施加的載荷，抵抗塑性變形，防止摩擦球壓入涂層，從而減小涂層與摩擦副之間的接觸面積，降低摩擦力[25]。

3 結(jié)論

在本研究中，激光熔覆制備了添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)NbC增強(qiáng)的不銹鋼涂層，研究了涂層的相變化、顯微組織、硬度及耐磨性，并深入探討了磨損機(jī)制，得出以下結(jié)論。

（1）通過在EA1T車軸鋼表面激光熔覆制備不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)NbC的不銹鋼涂層，涂層組織幾乎沒有明顯的缺陷，枝晶生長完整；添加的NbC全部熔解并且在晶間全部析出，晶粒得到了細(xì)化。

（2）未添加NbC的涂層主要由α – Fe和少量的M7C3組成；隨著NbC添加，出現(xiàn)Fe – Nb – C類化合物增強(qiáng)相，網(wǎng)狀分布在晶間；當(dāng)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)10% NbC時，過飽和的NbC會以島狀彌散分布。

（3）涂層的硬度隨著添加NbC增加而提高。當(dāng)在不銹鋼粉末中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%的NbC時，平均硬度最大為60HRC，此時摩擦磨損系數(shù)最小，為0.7，磨損機(jī)制為磨粒磨損，耐磨性能最好。