表面熔覆技术范文

表面熔覆技术范文（精选8篇）

表面熔覆技术 第1篇

模具是机械、冶金、电子、轻工与国防等工业领域的重要装备。在我国, 模具由于磨损、机械损伤而失效, 导致每年的经济损失达几十亿元人民币。因此, 对模具的破损部位进行修复以及对模具进行表面强化以提高模具的使用寿命是模具制造业中急待解决的关键问题。

目前, 国内外模具生产企业通常采用电镀、堆焊、热喷涂等方法对模具进行修复与表面强化;其中:电镀技术具有工艺成熟、成本较低等优点, 不足之处是镀层较薄, 与模具的结合力差, 形状损坏部位难于修复, 对环境有污染;堆焊技术具有操作简单、成本较低等优点, 但是堆焊的热输入量大, 加工效率低, 稀释率高, 导致模具热影响区大且容易变形;热喷涂技术具有工艺成熟、操作简单、施喷环境宽泛及效率高等优点, 但涂层与基材呈机械结合, 涂层容易出现气孔以及与模具之间结合强度低, 在使用的过程中易剥落。

与常规的电镀、堆焊、热喷涂技术相比, 激光熔覆技术具有能量密度高、稀释率低、热影响区与热变形小等特点, 熔覆粉末的化学成分可调、可控, 修复涂层的显微组织细小且致密, 与基材呈结合强度高的冶金结合, 在模具表面强化与修复领域具有广阔的应用前景。

冷冲压模具在工作过程中, 承受周期性冲击、磨损, 工作环境较恶劣, 服役一段时间后, 表面存在严重的磨痕、凹坑, 从而导致冲头损坏。因此, 针对冷冲压模具的性能特征以及服役过程中硬度与耐磨损性要求高的特点, 笔者成功开发了用于冷冲压模具的激光熔覆修复技术。

1 主要研究内容

1) 激光熔覆Ni基WC涂层的材料选择与制备。粘结金属选用熔点高且具有良好耐磨与耐蚀性能的Ni Cr BSi合金粉末, 陶瓷相选择热膨胀系数低、具有一定塑性并与粘结金属润湿性、相溶性好的铸造WC颗粒。研究内容包括:涂层宏观尺寸、稀释率与粉末利用率的影响因素, 包括陶瓷相含量、激光参数 (激光功率、激光扫描速度、激光光斑尺寸、搭接率) 等。

2) 激光熔覆Ni基WC涂层内陶瓷相行为的研究。研究内容包括:调节激光工艺参数, 不同含量与粒径的陶瓷相颗粒在激光熔覆过程中的烧损特征, 陶瓷相颗粒最终的分布特征与性能, 析出碳化物的类型与结构, 粘结金属的成分、组织及性能, 陶瓷相与粘结金属发生交互作用后, 形成反应层或重新析出碳化物的成分、晶体取向、界面处的应力特征等;建立陶瓷相与粘结金属交互作用的程度、方式与复合层裂纹敏感性之间的定量关系。

3) 激光熔覆Ni基WC涂层耐磨性能的研究。对比激光熔覆与等离子喷涂、堆焊相同成分材料所制备的涂层的干摩擦磨损性能, 分析磨屑的形貌特征与影响复合层干摩擦磨损性能的因素, 探讨复合层的干摩擦磨损机理, 建立激光熔覆工艺参数与涂层的显微组织以及耐磨性能间的定量关系, 获得优化的工艺参数。

2 利用激光熔覆技术实现冲压模具快速修复与表面强化的方法与步骤

1) 首先将专用合金粉末 (Ni基WC合金粉末) 装入自动送粉器的装料斗内, 然后将模具的破损部位或模具需要表面强化的部位进行打磨、除锈, 然后用酒精、丙酮清洗干净, 再把模具放入电炉内在温度为450℃下预热5~6 h。

2) 利用铜管对模具的破损部位或模具需要表面强化的部位吹入Ar气。

3) 将具有矩形光斑的激光束与自动送粉器的粉末喷嘴定位于模具的破损部位或模具需要表面强化的部位。

4) 利用粉末喷嘴将Ni基合金粉末吹入激光熔覆热源形成的熔池内, 当激光熔覆热源移开后, 熔融的合金粉末快速凝固结晶形成涂层。

5) 当激光熔覆完一道之后, 沿激光扫描速度的垂直方向移动数控机床, 其移动的距离为矩形激光光斑长度的80%~90%。

6) 检测涂层的面积是否达到预期的要求, 如果没有, 则重复步骤2) ~步骤5) , 直到涂层达到所要求的面积。

7) 对涂层表面进行铣削与磨光, 获得所要求的表面粗糙度。

3 技术验证

我们深入研究了激光熔覆金属陶瓷层的工艺条件, 探讨了激光扫描速度对粘结金属的显微组织与陶瓷相烧损形式的影响规律, 获得了WC质量分数最高达50%、稀释率小于10%、与基材呈冶金结合的金属陶瓷层, 证实了激光熔覆金属陶瓷层技术是一种新型、有效的模具快速修复与表面强化技术。

图1为高硬压轮模具激光熔覆修复前后的宏观结构。从图1 (a) 可以看出, 高硬压轮模具与冲头相互作用后, 表面存在严重的磨痕、凹坑与沟槽, 最大的凹坑深1 mm。经多道多层激光熔覆Ni基WC涂层修复后, 修复区域表面较平整与光滑, 经染料渗透剂检测无气孔与裂纹, 激光熔覆Ni基WC涂层与高硬压轮模具交界处无明显的界面。另外, 高硬压轮模具经预热后再激光熔覆Ni基WC涂层, 高硬压轮没有变形、开裂与断裂。

参考文献

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[3]时海芳, 李晓东, 马壮, 等.碳化钨颗粒增强高锰钢基堆焊材料组织及耐磨性能的研究[J].热加工工艺, 2010, 39 (17) :12-15.

[4]李涌泉, 稽宁, 刘建强.45钢表面激光熔覆Ni合金粉末的组织和耐腐蚀性能研究[J].热加工工艺, 2012, 41 (2) :170-172.

激光熔覆技术分析与展望讲解 第2篇

作者：张庆茂激光熔覆是一种新型的涂层技术，是涉及到光、机、电、材料、检测与控制等多学科的高新技术，是激光先进制造技术最重要的支撑技术，可以解决传统制造方法不能完成的难题，是国家重点支持和推动的一项高新技术。目前，激光熔覆技术已成为新材料制备、金属零部件快速直接制造、失效金属零部件绿色再制造的重要手段之一，已广泛应用于航空、石油、汽车、机械制造、船舶制造、模具制造等行业。为推动激光熔覆技术的产业化，作者：张庆茂

激光熔覆是一种新型的涂层技术，是涉及到光、机、电、材料、检测与控制等多学科的高新技术，是激光先进制造技术最重要的支撑技术，可以解决传统制造方法不能完成的难题，是国家重点支持和推动的一项高新技术。目前，激光熔覆技术已成为新材料制备、金属零部件快速直接制造、失效金属零部件绿色再制造的重要手段之一，已广泛应用于航空、石油、汽车、机械制造、船舶制造、模具制造等行业。

为推动激光熔覆技术的产业化，世界各国的研究人员针对激光熔覆涉及到的关键技术进行了系统的研究，已取得了重大的进展。国内外有大量的研究和会议论文、专利介绍激光熔覆技术及其最新的应用：包括激光熔覆设备、材料、工艺、监测与控制、质量检测、过程的模拟与仿真等研究内容。但到目前为止，激光熔覆技术还不能大面积工业化应用。分析其原因，这里有政府导向的因素、激光熔覆技术本身成熟程度的限制、社会各界对激光熔覆技术的认可程度等因素。因此，激光熔覆技术欲实现全面的工业化应用，必须加大宣传力度，以市场需求为导向，重点突破制约发展的关键因素，解决工程应用中涉及到的关键技术，相信在不远的将来，激光熔覆技术的应用领域及其强度将不断的扩大。下面介绍激光熔覆技术几个发展的动态，以飨读者。

激光熔覆的优势

激光束的聚焦功率密度可达1010~12W/cm2，作用于材料能获得高达1012K/s的冷却速度，这种综合特性不仅为材料科学新学科的生长提供了强有力的基础，同时也为新型材料或新型功能表面的实现提供了一种前所未有的工具。激光熔覆所创造的熔体在高温度梯度下远离平衡态的快速冷却条件，使凝固组织中形成大量过饱和固溶体、介稳相甚至新相，已经被大量研究所证实。它提供了制造功能梯度原位自生颗粒增强复合层全新的热力学和动力学条件。同时激光熔覆技术制备新材料是极端条件下失效零部件的修复与再制造、金属零部件的直接制造的重要基础，受到世界各国科学界和企业的高度重视和多方面的研究。

目前，利用激光熔覆技术可以制备铁基、镍基、钴基、铝基、钛基、镁基等金属基复合材料。从功能上分类：可以制备单一或同时兼备多种功能的涂层如：耐磨损、耐腐蚀、耐高温等以及特殊的功能性涂层。从构成涂层的材料体系看，从二元合金体系发展到多元体系。多元体系的合金成分设计以及多功能性是今后激光熔覆制备新材料的重要发展方向。

最新的研究表明，在我国工程应用中钢铁基的金属材料占主导地位。同时，金属材料的失效（诸如腐蚀、磨损、疲劳等）大多发生零部件的工作表面，需要对表面进行强化。为满足工件的服役条件而采用大块的原位自生颗粒增强钢铁基复合材料制造，不仅浪费材料，而且成本极高。另一方面，从仿生学的角度考察天然生物材料，其组成为外密内疏，性能为外硬内韧，且密—疏、硬—韧从外到内是梯度变化的，天然生物材料的特殊结构使其具有优良的使用性能。根据工程上材料特殊的服役条件和性能的要求，迫切需要开发强韧结合、性能梯度变化的新型表层金属基复合材料。因此，利用激光熔覆的方法制备与基材呈冶金结合的梯度功能原位自生颗粒增强金属基复合材料不仅是工程实践的迫切需要，也是激光表面改性技术发展的必然趋势。激光熔覆技术制备原位自生颗粒增强金属基复合材料、功能梯度材料已有报道，但大部分停留在组织、性能分析，工艺参数的控制阶段，增强相的尺寸、间距和所占的体积比还不能达到可控制的水平，梯度功能是通过多层涂覆形成的，不可避免地在层与层之间存在界面弱结合的问题，距离实用还有相当长的路。利用激光熔覆技术制备颗粒大小、数量、分布可控，强韧性适当匹配，集梯度功能和原位自生颗粒增强为一体的金属基表层复合材料是今后重要的发展方向。研究内容涉及到：

● 熔覆材料成分、组织、性能设计的技术、手段和原理及其工艺实现的控制技术。

● 激光熔覆制备功能梯度原位自生颗粒增强金属基复合材料颗粒增强相析出、长大和强化的热力学和动力学模型的建立。

● 颗粒增强相形态、结构、功能和复合的仿生设计和尺寸、数量、分布的控制技术。

● 涂层成分、组织和性能梯度控制的原理、关键因素和工艺方法的研究。

● 宏观、微观界面的观察、分析控制和表征；功能梯度原位自生颗粒增强金属基复合材料常规性能的分析和检测以及不同工况下的磨损行为及失效机制。

这些研究内容的突破，有可能解决涂层与基体相容性不匹配，易于产生裂纹的问题，促进激光熔覆技术应用领域的拓宽。

激光复合熔覆技术

激光熔覆是由激光作为热源，在基底上包覆一层性能极为优良的合金层，其性能将依照所处理零件的具体要求而定。激光熔覆方法的优点是覆层组织细密、性能优异、热应力小、变形小以及无污染等。其缺点也是很明显的：需要很高功率的激光器、单道搭接扫描不适宜大面积处理，难于实现产业化等。为解决这些难题，采用激光复合熔覆技术是有效的途径之一，也是今后发展的重要方向。激光复合熔覆就是采用普通加热方法，再加上激光复合加热来完成熔覆处理工作。普通加热方法根据需要可以是电加热、各类感应加热等。归纳起来，激光复合熔覆技术具有如下的特点：

●“常规（如感应）＋激光”二者复合加热熔覆是集两种加热工艺的优点，同时克服了各自单一方法的不足，充分体现了优势互补的特点。

● 用常规方法辅佐了激光加热，从而可以实现用较小功率的激光器完成由原来必需很高功率也不易完成的大面积熔覆，是单一方法无论如何也不易做到的。

● 激光复合熔覆技术扩大了常规技术的新的更广应用，而对常规技术的采纳又进一步促进了激光熔覆技术的应用和产业化的进程。

● 激光复合熔覆技术特别适用于细长杆类，尺寸在一定范围内的轴类等零件，如抽油泵柱塞、某些类型的轧辊及特殊用途的轴等。

新型激光源的熔覆技术

目前，激光熔覆主要采用的是CO2气体激光器，用于大型零件的激光熔覆，见图2和图3，少部分采用YAG激光器。YAG激光熔覆常采用脉冲激光熔覆。最近的工程应用表明，采用YAG激光熔覆在小型零部件方面更有优势。

发展的另一个重要的趋势是采用高功率半导体激光器，利用波长范围808-965μm的红光或近红外激光，较CO2 激光器来看金属易吸收，可省去前期预处理，方便易操作。大功率半导体激光熔覆技术较其他熔覆方法具有显著的优势，见表1。同时，半导体激光可以实现与同轴送粉一体化控制及应用光纤传输与扩束技术进行导光聚焦，实现全封闭传输或光纤传输，实现光、机、电、粉、控一体化高度集成控制；与机器手（人）结合，小型化，可实现移动在线服务，满足不同层次的需求。可以预见，在传统CO2、YAG激光熔覆技术之外，新型的大功率半导体激光熔覆设备与工艺，必将逐步发展起来并满足高质量表面工程的需要，成为激光表面处理的重要组成部分。

极端条件下的激光熔覆技术

随着激光熔覆技术的成熟与发展，陆续成功的应用于瓦楞辊的激光熔覆见图4，缸套火焰环的激光熔覆直接制造见图5，发动机部件修复见图6等。实现了以激光为主要加工手段对各种金属部件的几何缺失，按照原制造标准进行几何尺寸的回复、性能的提升。随着科学技术和工程技术的发展与需要，金属部件工作的条件愈来愈苛刻，经常工作在高交变应力、高温、高速、高腐蚀等极端条件下。因此，制造金属部件的材料需要同时具有多种性能才能满足零件特殊的服役条件。而且这些部件的制造成本、制造周期长，一旦失效产生巨大的经济损失和安全事故。如轮机装备中，各类重要的部件如：叶片、转子轴颈、阀杆、叶轮、阀门等；飞机发动机、内燃机部件等。这些工程上的技术难题，为激光熔覆技术提出了新的挑战。因此，如何解决极端条件下失效零部件的修复问题是十分迫切和复杂的，需要对极端条件下，零部件的失效形式分析，剩余寿命进行评估，选择合适的材料、工艺方法。因此，以极端条件下关键零部件的强化与修复为切入点，系统研究激光熔覆强化与再制造技术，通过若干关键技术的联合攻关，获得适合于极端条件下，各种零部件强化与修复的总体技术。重点需要攻关的方向：

● 极端条件下，失效零部件修复（强化）前后，寿命评估技术；

● 极端条件下，失效零部件无损伤修复技术的研究；

● 极端条件下，失效零部件激光修复专用合金材料的研究；

● 实体测量、三维实体堆积造型修复控制系统、修复过程温度、几何尺寸和质量智能监控系统的研究；

● 专用的修复附属装备的研究；

● 修复层性能测试技术及其加工技术的研究。

激光熔覆技术的展望

激光熔覆技术是集材料制备和表面构型为一体，是绿色再制造技术的重要支撑技术之一，符合国家可持续发展战略的高新技术。我国科学工作者在基础理论研究方面处在国际先进水平，为激光熔覆技术的发展做出了巨大的贡献。但另一方面，激光熔覆技术的应用水平和规模还不能适应市场的需求。需要解决工程应用中的关键技术，研究开发专用的合金粉末体系，开发专用的粉末输送装置与技术，系统研究无损伤修复的工艺方法，建立质量保证和评价体系，加大力度，培养工程应用方面的人才，相信在制造业市场竞争日趋激烈的今天，激光熔覆技术大有可为。

作者简介

张庆茂，男，工学博士，教授，广东激光加工技术产学研结合示范基地主任，广东省光学学会激光加工专业委员会秘书长。

激光熔覆表面裂纹的研究进展 第3篇

随着工业的发展,很多机械零件都离不开腐蚀的影响,现代引入了表面技术这个概念,它在国民经济中起着不可估量的作用。表面技术涉及很多行业,如机械、军工、模具、航天等,表面工程技术包括热喷涂、电镀和化学镀技术、气相沉积、激光熔覆等。与传统的表面处理技术相比,激光熔覆具有如下特点:冷却速度快,使熔覆层凝固组织细小、致密;覆层的硬度高,耐磨耐蚀;局部表面快速熔化使基体热影响区小,便于实现选区熔覆;通过多道搭接技术,易于实现自动化[1]。激光熔覆的这些优势,已经获得了国内外的普遍关注。

激光熔覆自从20世纪70年代发展以来,已经积累了丰富的研究数据,但在实际应用上还存在很多问题,没有广泛投入使用,主要是熔覆表面产生的裂纹制约了其发展。Nanhai Hao等[2]提出了利用有限元对包层应力与裂纹之间的关系进行模拟仿真,找出影响裂纹的主要因素。本文在总结国内外激光熔覆涂层开裂研究现状基础上,分析了裂纹产生的原因,并从工艺和材料等方面阐述了裂纹的防止措施,为进一步提高零件表面质量提供理论基础和实践依据。

1 裂纹产生原因

激光熔覆是一个复杂的变化过程,是一个典型的快速加热与冷却过程,由于修复急热、急冷的特点,这就使得在激光熔覆过程中存在较大的残余应力,这种内应力(如热应力、组织应力、约束应力)会导致熔覆层开裂。热应力包括:一种是温度梯度的影响形成的,另一种是基材与涂层材料之间热膨胀系数的差异性而产生的。热应力产生是由于金属基体与熔覆陶瓷材料之间存在的在物理特性(如热膨胀系数、弹性模量等)的差异而产生的。组织应力主要是由于金属材料受热熔化导致基体发生相变而产生的应力;约束应力是由于熔池冷却时受到周围基材的限制[3],激光熔覆后快速冷却产生的拉应力也可包括在约束应力的范畴内。此外,激光熔覆过程中,由于熔池内温度呈梯度分布,使得结晶时的共晶组织方向不定而且会不断地挤压碰撞,从而产生微裂纹。并且在冷却中残余应力大于熔覆层的抗拉强度,容易在气孔、尖端等处产生应力集中,首先以微裂纹的形式存在,随着裂纹的不断扩大,当残余应力超过材料的极限时,就会导致熔覆层开裂。

2 预防熔覆涂层开裂的措施

目前专门针对涂层上裂纹问题的研究不是很多,但是涉及激光熔覆的文章中大多数都会提到如何减少裂纹。现今研究较多的有:优化设计激光熔覆层的制备工艺、熔覆前后预热处理、梯度增韧层的设计以及复合熔覆技术的采用等,如激光重熔、激光感应复合熔覆等等。虽然这些方法在某种程度上对裂纹的消除产生一定的效果,但未从根本上解决问题。通过参阅文献,抑制和消除熔覆层裂纹的方法主要包括以下几个方面:

1)优化工艺参数,减少裂纹。路程等[4]研究了激光熔覆Ni基球形WC复合涂层的组织与性能,当激光功率较低时,会使部分粉末未熔透导致熔覆层内存留气孔或裂纹源,这就是激光功率对裂纹的影响,选用合适的功率增大熔覆层与基材的结合强度,可减少裂纹。刘敬福等[5]研究了扫描速度对45钢表面Ni基Ti C激光熔覆层性能的影响,随着扫描速度的增大,界面结合强度很差,容易产生裂纹。但是适当的扫描速度,比如将速度调至5 mm/s时,热影响区组织细小、均匀。

2)熔覆前、后热处理以减小温度梯度。由于熔覆前后对零件表面进行预热和后热处理,事先改变零件表面的温度,对即将进行激光熔覆的材料有益,可以使得材料表面致密,难以形成空隙。戴晟等[6]在45钢表面制备Ti C/Ni复合涂层,实验前,对粉末进行100℃烘干2 h,这样避免粉末上残留的水分对熔覆质量的影响。但是,该方法也有不利的一面,对于大型零件,过长时间的预热会导致零件表面被氧化。当基材由高温退火到室温时,会产生更大的拉应力,致使表面开裂[7]。总的来说,熔覆前、后热处理不能从根本上解决裂纹问题。

3)提高熔覆材料的塑性和韧性。Yongjun Huang等[8]通过激光诱导Ni基涂覆在表面上,结果发现混合包层有效抑制了涂层的开裂。国内外很多关于这方面的研究,通过添加Ni、Co等合金元素可以抑制熔覆层裂纹的开裂,同时也有副作用,比如熔覆层硬度会减少,降低了零件表面的使用性能等[9]。

4)设计使用梯度过渡涂层。选用基体材料与陶瓷合金材料的热膨胀系数,增大涂层的润湿性,这样可以降低它们之间的热应力,更好地增大结合性能,减少因气孔对零件表面产生裂纹的不利影响。为了满足熔覆层与基体之间热膨胀系数同一性原则,即两者尽可能接近,式(1)为涂层与基体之间热膨胀系数的匹配原则[10]:

式中:σ1、σ2分别为涂层与基体的抗拉强度;ΔT为温差;v为熔覆层的泊松比;Δα为两者的热膨胀系数之差;E1、E2分别为涂层与基体的弹性模量。

3 激光熔覆技术未来展望

制约激光熔覆技术的发展因素包括以下两个方面:1)激光器的价格与性能;2)涂层自身的质量,即裂纹问题。现在国内激光器的价格普遍下降,而且激光器的种类也比较多,不仅仅是CO2激光,还有高功率固体激光器,大大加快了有色金属表面改性的质量。而且这方面的成功研究较多,在选材和工艺上也取得了很大突破。但是也存在较多问题,熔覆道形状、表面不平度、裂纹、气孔及稀释率等,制约了零件表面改性的广泛使用。自从20世纪80年代以后,激光熔覆技术在某些领域代替传统工艺技术,已成为未来表面改性的热点。

4 结语

裂纹产生原因:熔覆过程中熔池内含有较大的残余应力(热应力、组织应力、约束应力),这些内应力超过材料的抗拉强度,尤其是在气孔等处应力较集中的地方发生开裂现象,即裂纹。针对裂纹产生的机理,本文进而探讨了裂纹的防止措施。有关实验数据表明,优化工艺参数、熔覆前后热处理、提高熔覆材料的韧性和塑性、使用梯度过渡涂层,这些方法在某种程度上可以缓解裂纹的开裂,但很难从根本上解决问题。随着激光熔覆技术不断突破,在不久的将来,解决裂纹问题可以通过仿真软件模拟出最佳的控制裂纹参数,吸引更多的科研工作者发掘其中的潜力,为零件表面改性大面积推广做出贡献。

摘要：近年来,有很多关于激光熔覆表面改性的研究,重点研究对象是表面裂纹,这也是激光熔覆技术的一大障碍。为了解决激光熔覆自身缺陷,文中主要从裂纹的产生原因着手,通过查阅国内外文献,着重探讨了防止表面产生裂纹的措施以及未来发展前景,对改善液压元器件等机械零件的性能提供指导意见。

关键词：激光熔覆,表面改性,裂纹,研究进展

参考文献

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[4]路程.激光熔覆Ni基球形WC复合涂层的组织与性能研究[D].广州:华南理工大学,2012.

[5]刘敬福,李赫亮,于小月,等.扫描速度对45钢表面Ni基Ti C激光熔覆层性能的影响[J].材料保护,2014,47(6):69-71.

[6]戴晟,左敦稳,方淳,等.激光熔覆Ni/Ti C复合涂层组织与性能[J].机械制造与自动化,2014(3):63-65.

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表面熔覆技术 第4篇

1 实验材料及方法

实验用基体材料为灰铸铁,其显微组织如图1所示,片状石墨均匀分布在基体上。试样尺寸为50mm×30mm×10mm。激光熔覆材料选用Fe90铁基合金粉末,粉末粒度为-140～+325目。Fe90合金粉末和铸铁基体的化学成分见表1。

铸铁表面激光熔覆时,熔覆层表面易于出现裂纹。这是由于铸铁含碳量高,激光熔覆时基体被稀释导致熔覆层增碳所致。采用电刷镀技术在熔覆层和铸铁基体之间制备一层纯镍阻隔层,可以起到阻隔碳扩散,防止熔覆层开裂。Fe90合金激光熔覆具有较好的工艺性和耐磨性,能够满足零件的性能要求。因此,电刷镀/激光熔覆复合处理涂层包括两部分:电刷镀纯镍镀层和Fe90激光熔覆层。首先进行电刷镀纯镍镀层的制备,电刷镀电源型号为MS-100,电刷镀工艺流程为:电净-活化-打底-镀镍,刷镀电压12V,镀笔相对运动速率9m/min。实验用镍镀液的主要成分(g/L)为硫酸镍254,柠檬酸铵56,醋酸铵23,草酸铵0.1,氨水105,添加剂微量。镀液初始温度为室温,镀层厚度100μm。然后采用1kW DLA60100型全固态激光器进行激光熔覆处理,在激光熔覆处理前,先用砂纸打磨试样表面,并用丙酮擦洗干净。激光熔覆工艺参数为:功率1kW,扫描速率5mm/s,搭接率50%,送粉电压10V,载气200 L/h。熔覆过程中采用氮气保护,防止激光熔池高温氧化。

激光熔覆结束后将试样沿着横截面切取试样,经打磨、抛光后,采用王水腐蚀试样。采用Quanta200型扫描电子显微镜(SEM)和Genesis60S型能谱仪(EDS)对试样进行显微组织观察和成分分析。根据GB/4342采用HVS-1000型显微硬度计测量涂层横截面的显微硬度,载荷300g,持载时间15s。

磨损实验在UMT-2型多功能摩擦磨损实验机上进行,摩擦对偶球为ϕ4mm SiC陶瓷球,其硬度为 HRC 92。摩擦实验条件为:在干摩擦条件下往复滑动,行程为5mm,频率为5Hz,载荷为30N,摩擦时间为20min。通过测量磨痕宽度,最终结果取5次实验的平均值,利用公式(1)计算磨损体积,评价材料的耐磨性。

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式中:R为钢球半径;d为磨痕宽度;L为往复滑动行程;ΔV为磨损体积。

2 实验结果及分析

2.1 复合涂层宏观形貌和显微组织

在铸铁表面直接进行激光熔覆时熔覆层表面常出现裂纹,如图2(a)所示。但经过电刷镀/激光熔覆复合处理后涂层表面没有出现裂纹,如图2(b)所示。从涂层表面宏观形貌可以看出,电刷镀/激光熔覆复合处理解决了铸铁表面激光熔覆易于开裂问题。

(a)激光熔覆涂层;(b)电刷镀/激光熔覆复合涂层(a)laser cladding coating;(b)electro-brush plating/laser cladding duplex coating

图3(a)为电刷镀纯镍镀层横截面扫描照片。从图3(a)中可以看出,镍镀层厚度在0.1mm左右,镀层组织整体比较致密。图3(b)为激光重熔纯镍镀层的横截面组织。从图3(b)中可以看出,经过激光重熔后,镀层与基体之间形成了冶金结合,结合界面处没有发现裂纹、气孔等冶金缺陷。由此可见,镍阻隔层可以有效降低熔覆层裂纹敏感性。这是由于一方面镍起到阻隔碳的扩散,防止熔覆层增碳,另一方面,镍有利于增加熔覆层的塑韧性,提高熔覆层的抗裂能力。

(a)镍镀层;(b)激光重熔层(a)electro-plating nickel coating;(b)laser remelting coating

图4为电刷镀/激光熔覆Fe90复合涂层的XRD衍射图谱。从图4中可以看出,复合涂层主要由Fe和Ni3Si两相组成。图5为电刷镀/激光熔覆Fe90复合涂层显微组织SEM照片,从图5(a)中可以看出,激光熔覆层晶粒细小、组织致密。这是由于激光熔覆具有快速凝固特征,熔池内温度梯度极大,可以大量形核,抑制晶粒长大,因此组织比较细小致密。从5(b)中可以看出,铸铁基体/电刷镀层/激光熔覆层三者界面处没有出现裂纹、气孔等冶金缺陷;激光熔覆层与电刷镀层以及电刷镀层与铸铁基体之间的界面形成了良好的冶金结合。由此可见,电刷镀/激光熔覆复合处理可以为铸铁零件的再制造提供一条可行的技术途径。

为了分析熔覆层稀释率及合金元素在熔覆层中的分布规律,对熔覆层与基体结合界面区域进行了能谱线扫描,扫描方向垂直于界面。图6是对熔覆层与铸铁基体结合界面处进行线扫描后得到的部分元素分布曲线。可以看出,元素在熔覆层内分布比较均匀;但界面处元素含量分布却发生了突变,这是由于界面处基体被稀释造成的。

2.2 复合涂层的显微硬度

图7为激光熔覆层到基体的显微硬度分布曲线。由图7可知从熔覆区、热影响区到基体的显微硬度成阶梯状分布,熔覆层及热影响区的硬度值较基体显著提高。整个熔覆层的硬度在422～450HV0.3之间,热影响区的硬度在363～520HV0.3之间,明显高于铸铁基体的硬度(235～252HV0.3)。高硬度为激光熔覆层具有较好的耐磨性提供了保障。

2.3 复合涂层的耐磨性

磨损实验在UTM-2型多功能摩擦磨损试验机上进行,试验结果见表2。从表2可以看出,电刷镀/激光熔覆复合处理涂层改善了灰铸铁基体表面的耐磨性。一般来讲,降低金属表面摩擦因数和提高表面抗变形能力是减小磨损的重要途径。灰铸铁中由于有石墨的存在,其摩擦因数相对较低;所以电刷镀/激光熔覆复合处理涂层改善基体摩擦因数是有限的,其耐磨性的提高主要靠表面强化,提高表面硬度是减小磨损的主要形式。电刷镀/激光熔覆复合处理后复合涂层的硬度得到了提高,相应也就改善了灰铸铁表面的耐磨性能。

图8为铸铁基体和电刷镀/激光熔覆复合涂层的磨痕形貌照片。由于对磨件硬度高,在法向载荷作用下可刺入试样磨损表面,并在切向力作用下对磨损表面进行犁削,特别是当载荷大时,磨损表面上留有深而宽的犁沟。灰铸铁磨损表面的片状石墨因犁削脱落而失去自润滑作用,另一方面,在灰铸铁磨损面亚表层中的片状石墨尖端会产生应力集中而引发微裂纹萌生,随着磨损的进行,裂纹平行于表面并向表面方向扩展,最终落出表面并引发表层材料呈片状剥落,从而导致磨损加剧,如图8(a)所示。经过电刷镀/激光熔覆复合处理后铸铁表面硬度得到了提高,所以电刷镀/激光熔覆复合涂层表面只发生轻微的犁削作用,如图8(b)所示。

(a)铸铁;(b)Fe90复合处理涂层 (a)cast iron; (b)Fe90 duplex treated coating

3 结论

(1)电刷镀/激光熔覆复合处理显著降低了铸铁激光熔覆裂纹敏感性,为铸铁零件的再制造提供了一条可行的技术途径。

(2)电刷镀/激光熔覆复合涂层组织致密、无裂纹、气孔等冶金缺陷,涂层主要由Fe和Ni3Si两相组成,涂层的显微硬度为422～426HV0.3;复合处理显著改善了铸铁在干摩擦条件下的耐磨性能。

摘要：为了解决铸铁零件激光熔覆易出现裂纹的问题,采用电刷镀与激光熔覆技术复合方法对铸铁零件进行再制造。采用扫描电镜(SEM)、能谱(EDS)、X射线衍射仪(XRD)、显微硬度计和往复摩擦磨损试验机分析了涂层的显微组织、测试了涂层的硬度和摩擦磨损性能。实验结果表明:电刷镀/激光熔覆复合处理所制备的涂层组织致密、无裂纹、气孔等缺陷,涂层主要由Fe和Ni3Si两相组成,涂层显微硬度达422～436 HV0.3,复合处理显著改善了铸铁在干摩擦条件下的耐磨性能。

表面熔覆技术 第5篇

铜和铜合金由于具有良好的导电导热性及机械加工性而在电子电气、机械制造及海洋工业等领域获得了广泛的应用。但是, 随着工业的发展, 传统的铜性能已无法满足使用条件, 尤其是在一些特殊要求的工业设备、军事器械等领域, 服役环境对铜件的性能有了更高要求, 例如要求高强、高导电性的电磁炮导轨, 要求高耐磨、耐热性能的连铸结晶器等[1,2]。提高铜表面性能的方法有电镀、铸渗、热喷涂等, 但这些方法都存在弊端, 例如电镀会污染环境, 铸渗使铜件产生气孔, 热喷涂不能使涂层与基体冶金结合等[3]。激光熔覆作为表面改性的一种重要手段, 具有灵活性高、对工件热影响小、涂层与基体结合强度高等优点, 因而广泛应用于金属材料的表面改性, 通过此技术可以获得组织细密、性能优良的涂层。但是, 由于铜对激光具有较高的反射率, 所以在铜表面进行激光熔覆较为困难, 不少学者针对这一难题展开了一系列研究。本文就目前铜表面激光熔覆涂层改性的情况, 从材料体系、制备工艺和涂层的组织及性能三方面加以综述。

1 熔覆材料体系

表1[4,5,6,7,8,9,10,11]为几种典型的铜表面激光熔覆的材料体系, 其主要分为金属粉末与复合粉末, 而金属粉末中又以Ni基合金粉末的应用最为广泛。这是因为一方面Ni基合金粉末自熔性、韧性、抗氧化性能均好, 且耐磨、耐蚀、耐冲击, 另一方面Ni与Cu的晶体结构相同, 密度、熔点、线膨胀系数等热物性参数接近, 而且二者无限固溶, 结合性好, 因此常作为铜表面的熔覆材料[6,9]。此外, Co基合金粉末自熔性也较好, 且高温性能最好, 只是价格相对较高[8]。有时为了减缓涂层与基体之间性能的突变, 也可以在自熔性合金粉末中添加一定量的铜, 防止涂层中存在应力和开裂。文献[5]中张永忠等在纯铜表面激光熔覆制备了铜合金涂层, 不仅提高了纯铜的表面性能, 还避免了熔覆层与基体由于性能差异大而过渡不连续的问题。复合粉末是各种高熔点硬质陶瓷材料与金属或合金粉末混合而形成的材料体系, 它能够将金属的强韧性、良好的工艺性和陶瓷材料优异的耐磨、耐蚀、耐高温和抗氧化特性有机结合起来, 形成性能更优良的熔覆涂层[4,7,10,11]。其中, 文献[10]和文献[11]的熔覆粉末中分别添加了固体润滑剂和晶须, 是为了达到自润滑和强化的目的。

在选择熔覆材料体系时, 需要考虑所选材料与基材是否具有良好的相容性和匹配性[12]。一方面考虑其物理性质如熔点、弹性模量和热膨胀系数, 另一方面考虑其晶体结构和化学性质。这是因为铜不仅对激光的反射率高, 而且与很多材料的润湿性差, 热膨胀率很高, 这使得熔覆层与基体很难达到冶金结合, 或形成冶金结合层时易产生裂纹等缺陷。所以要想在铜材料上熔覆一层无裂纹、冶金结合性好且性能优异的涂层比较困难, 而根据需要选择合适的熔覆材料是首要条件。

2 熔覆层质量与制备工艺

铜表面进行激光熔覆的激光器类型主要有CO2气体激光器和YAG固体激光器, 送粉方式分为粉末预置法和同步送粉法。激光熔覆的工艺参数比较复杂, 有激光功率、扫描速度、稀释率、对激光的吸收率等。对于铜来说, 激光吸收率是影响熔覆质量的关键因素, 当选择不同的送粉方式时, 其吸收率的变化非常大, 比如若采用同步送粉法, 就必须使用高能量密度的热源。Bysakh等[4]采用同步送粉法, 使用10kW的CO2激光器在功率8kW的情况下才将Cu-Fe-Al-Si合金粉末熔覆在铜基体上, 从中可看出在铜表面采用CO2激光器进行熔覆的难度是相当大的。

闫华等[13]采取预置粉末法, 用HY-V1型400 W脉冲式Nd∶YAG激光器在Cu-0.9Cr-0.26Zr铜合金基体上熔覆了Ni基涂层。激光处理前, 将Ni基合金粉末与乙酸纤维素有机粘结剂混合后预置于铜合金基材上, 预置粉末厚度约为0.7mm, 激光处理时通Ar气进行保护, 结果得到了组织细小致密、无缺陷的涂层。虽然可以采用预置粉末的办法解决铜对激光反射率高的问题, 但是使用有机粘结剂会污染熔覆层并对熔覆层的质量产生影响, 而且此方法难以获得大面积、厚度均匀的熔覆层, 生产效率低。

由于铜对涂层的导热性强, 导致涂层制备过程中激光提供给熔覆层的热量散失很多, 因此在同样的激光参数条件下, 涂层与基体较难形成冶金结合界面, 且熔覆过后涂层中易产生裂纹、气孔等缺陷。针对此难题, 有研究者采用多种表面技术复合处理制备熔覆涂层, 如热喷涂和激光重熔复合[14]。Liu等[15]采用先等离子喷涂含Cu的Ni基合金, 再用5kW横流CO2激光器 (DL-HL-T5000) 重熔的方法在铜基材上制备了Ni基涂层, 结果出现了大量裂纹, 且涂层硬度低。后来又用最大功率为400 W的Nd∶YAG激光器, 以同样的方法进行处理, 结果得到了质量较好的Ni基涂层, 改善了涂层出现裂纹的情况, 但是重熔层中始终有裂纹无法消除[16]。Dehm等[17]也先利用等离子喷涂技术, 在纯铜表面喷涂一层Ni-B-Si粉末, 其厚度大约为100μm, 然后再用最大输出功率4200W的横流CO2激光器在其表面激光熔覆一层主要成分为Ni-B-Si-Cr-Fe-C的Ni基合金粉末, 最终得到的涂层中也出现了裂纹, 这是因为涂层中硼化物相与其他相的热膨胀系数有巨大差异, 造成内应力的产生, 导致裂纹的出现。

复合表面技术一方面可以提高铜对激光的吸收率, 另一方面能够减缓基体和涂层之间的物理和力学性能的突变, 提高涂层的强韧性。然而在决定熔覆层顺序时, 作为中间过渡层的材料须能与基材形成韧性相界面, 且熔覆层成分还应在其表面有很好的浸润性。如文献[17]中就需要更换不同的预覆层材料以避免内应力的产生。尽管如此, 却还是不能完全避免裂纹, 所以需要从熔覆工艺过程对裂纹的形成和行为影响进行深入的研究。

3 熔覆层组织与性能

3.1 耐磨性

铜及其合金由于具有许多优良的性能而被广泛应用于连轧连铸设备和高炉风口, 但是其耐磨性较差, 服役寿命短, 因此需要激光熔覆抗热耐磨涂层以提高其表面性能。李养良等[18]为了改善铝青铜合金表面的耐磨性能, 在其表面备了镍基涂层, 并分析了涂层的微观组织, 测试了显微硬度及磨损性能。结果发现从涂层表层到基体热影响区, 组织形貌由细小的柱状晶过渡到胞状晶, 再到树枝晶, 最后过渡到平面晶, 且涂层组织致密。涂层的硬度和耐磨性都有了显著提高, 图1为铝青铜从涂层表面到基体的显微硬度曲线图, 可见涂层的显微硬度最高可达817HV, 相比基体有显著提高。

图2为激光熔覆后的涂层和铝青铜磨损量的对比图, 由图2可知, 随着磨损转数的增加, 涂层的磨损率较小, 而铝青铜的磨损量增长较快。这是因为熔覆层中由Cr、Ni、Si等合金元素及微小未完全熔化的合金小颗粒组成的硬质相产生了弥散强化作用, 所以整个摩擦过程中摩擦表面的抗变形能力提高, 而激光熔覆又是一个快速熔化和快速凝固的过程, 合金元素具有较强的固溶强化效应, 因此涂层的整体耐磨性得以提高。郭晓琴等[19]在纯铜表面成功地原位合成了CuTiB2涂层, TiB2颗粒细小且均匀分布在基体上, 显微硬度、耐磨性与纯铜相比均有很大的提高, 组织性能良好。

Yan等[20]为了提高连续铸造模铜件的耐磨性, 向Co基合金粉末中加入TiC陶瓷粉末和CaF2固体润滑剂, 在CrZr-Cu合金上制备了Co基TiC/CaF2自润滑复合涂层。通过金相观察, 粗大的硬质相颗粒和细小的润滑相颗粒均匀分布在熔覆后的涂层上。由于涂层中加入了CaF2固体润滑剂, 因此其显微硬度比不加固体润滑剂的耐磨涂层低, 且随着CaF2含量的增加而降低。图3为涂层磨损实验后的SEM形貌。由图3可以明显看出, Co基TiC/CaF2自润滑涂层磨损后的表面相对比较光滑, 只有轻微的划痕和粘着特性, 涂层较高的硬度使基体在干滑动摩擦条件下不易发生塑性变形。因此, Cu基自润滑复合涂层具有很好的抗塑变能力和抗摩擦磨损性能。

3.2 耐电蚀性

Ng等[21]为了提高铜质电接触材料的耐磨、耐电蚀性, 在铜基体上制备了Mo/Ni/Cu三明治式涂层, 如图4所示, Ni作为中间层是为了提高铜对激光的吸收率, 并克服Mo和Cu热性能差异大、互溶度低的困难, 保证涂层与基体形成良好的冶金结合。实验结果表明:涂层的平均显微硬度约为铜基体的7倍, 耐磨性能也有很大程度的提高。在熔覆层试样和铜上加0~15V的电压来测量它们的电阻值, 与铜几乎可以忽略的电阻值相比, 熔覆层的电阻值为2.5×10-7Ω。根据文献[22], 铜、钼、镍的电阻系数分别为1.7×10-8、5.3×10-8、7.0×10-8, 由此判断熔覆层的电阻值会增大。但是, 这只是对铜激光熔覆层电导率的初步测试, 不能确定当电压增大到几百伏特时会有什么结果。这种借助激光熔覆来提高铜材料耐磨、耐电蚀性的方法还应用在修复大型直流电机磨损的换向器、发电机设备和提高电动列车系统的高架铜线的使用寿命等方面。

3.3 耐腐蚀性

铜的耐蚀性在海洋工程中的应用尤为重要[23]。如铝青铜管道在海水中由于长期的腐蚀破坏, 常常会发生腐蚀开裂, 引起海水的泄漏, 大大降低材料的使用效能[24]。镍基合金由于具有耐海水腐蚀的特点, 经常被用来提高铝青铜的耐蚀性[25,26]。徐建林等[27]利用激光熔覆技术在QAl9-4铝青铜表面制备了Cu、Ni基合金熔覆层, 通过电化学试验、X射线衍射分析、静态浸泡试验、扫描电镜等方法研究了熔覆层试样和QAl9-4铝青铜在3.5%的NaCl溶液中的腐蚀行为及腐蚀机理。研究表明, 激光熔覆层在3.5%NaCl溶液中的耐蚀性能高于QAl9-4铝青铜。通过对比激光熔覆层在3.5%的NaCl溶液中腐蚀前后的SEM图像发现, 腐蚀后表面由大量网状物变为不规则的树枝晶形状, 对其微区成分进行分析, 得知熔覆层的腐蚀过程主要是Cu元素的优先溶解造成的脱成分腐蚀。田凤杰等[28]在纯铜基体上制备了Ni60A涂层, 通过在标准盐雾试验条件下 (5%NaCl喷雾, 35℃) 测定熔覆层试片、铜基体试片和电镀层试片出现黄色点锈的时间, 证明了熔覆层的耐蚀性确实明显提高。李养良等[29]在紫铜表面制备了镍基合金涂层以提高紫铜的耐冲蚀磨损性, 结果表明随着冲蚀次数的增加, 熔覆层质量损失率降低, 大约是基体磨损量的1/3。Tam等[30]为提高黄铜 (Cu-38%Zn) 的耐气蚀性能, 采用激光熔覆工艺制备了Ni-Cr-Fe-WC复合涂层, 实验结果表明由于WC的增强作用, 黄铜的耐气蚀性大幅提高。

3.4 导电性

众所周知, 铜强度不高, 而铜合金获得的高强度是以牺牲导电性能为代价的。对铜进行激光熔覆涂层改性若导致其导电性能急剧下降, 则无法满足某些铜件的特殊应用环境, 如电磁炮导轨, 其不仅要求在高温下具备较高的硬度和强度, 还需要有良好的导电性能。李岩等[31]在纯铜表面利用激光熔覆制备了不同成分的TiB2/Cu复合涂层, 并研究了它的导电性。结果显示, 随着TiB2含量增大, 涂层显微硬度升高, 电导率下降, 而且电导率的实际值和理论值相差很大, 颗粒增强铜基复合材料的导电机制比较复杂, 与陶瓷颗粒的体积分数、电子散射等因素有关;熔覆层组织为外延生长的柱状晶, 由于TiB2颗粒与Cu之间的润湿性不好, 导致涂层中有TiB2团聚现象, 而TiB2颗粒的尺寸与分布情况也对导电性产生了一定影响。郭晓琴等[32]在纯铜表面原位制备了TiB2/Cu激光熔覆层, 并测试了涂层的导电性, 测量结果平均值为82.7%IACS (International annealed copper standard) , 与理论值基本相符。材料具有良好的导电性的原因主要是激光原位合成的TiB2/Cu组织细小均匀, 涂层致密, TiB2由表及里逐渐减少。

目前铜表面进行激光熔覆的研究大部分都是为了提高它的耐磨性, 而忽略了铜本身具有的导电性, 各种研究报道也很少涉及激光熔覆对铜的导电性造成的影响。因此如何在铜上制备出高强高导电且耐磨耐蚀的复合涂层是今后共同的研究方向。

4 展望

激光熔覆具有能量密度高、对工件热影响小, 覆层与基体是冶金结合, 层内组织致密, 可以使表面获得性能更优良的合金覆层等优点, 因而逐步成为铜及其合金表面改性的手段之一。尽管激光熔覆在铜表面改性方面取得了一定的成果和经济效益, 但是要制备出质量良好、性能优异的功能熔覆层仍然较为困难, 其主要问题是铜本身的物理化学性质。

(1) 熔覆材料方面, 由于铜与很多材料之间的浸润性差, 界面结合强度弱, 因此需要研究出更多的熔覆材料体系, 优化熔覆粉末成分, 以保证熔覆层与基体达到无缺陷的冶金结合。

(2) 制备工艺方面, 铜对激光的反射率极高, 通过采用复合表面处理技术能够提高其对激光的吸收率, 涂层厚度的增加会提高裂纹出现的几率[33], 涂层的质量不能保证。所以需要探索作业灵活、加工成本低的熔覆工艺, 进一步优化工艺参数, 在保证熔覆层的质量的前提下使激光提供能量的散失最少。此外, 稀土元素、纳米材料的加入, 可以细化熔覆层晶粒, 对减少裂纹有所帮助。

表面熔覆技术 第6篇

Thermo-Calc是一款功能强大的热力学计算软件, 可计算合金体系凝固过程、相图、不同条件下相与相之间的转变及各相热力学性能等, 广泛应用于各类合金成分设计、热处理工艺制定、析出相形成机理分析[4,5,6,7]。郝珊等[4]采用Thermo-Calc软件对T91耐热钢中M23C6和MX相进行了热力学计算, 表明M23C6和MX相开始析出温度分别为860℃和1200℃。MX相中首先析出富Nb碳氮化物, 随后析出富V碳氮化物。随着钢中Nb, V和N含量的提高, MX相的数量和开始析出温度均有所提高。Da Li等[5]采用Thermo-Calc软件研究了高Cr铸铁中各相的转变、碳化物析出温度和相图, 结果表明, 成分 (质量分数/%, 下同) 为2.0C, 15Cr, 0.20Mo, 1.0Ni铸铁的共晶转变温度为1245℃ (实验值为1234℃) , 主要析出碳化物为M7C3;高Cr铸铁共晶转变温度随C含量的降低而升高, 单相奥氏体相区随Cr含量的增加而缩小, 计算结果和实验结果具有很好的一致性。

本工作采用横流CO2激光器在TC4合金表面进行了激光熔覆Ni基合金涂层实验, 结合Thermo-Calc热力学软件[8,9]对各析出相进行了热力学计算, 分析了熔覆层中各析出相的构成、稳定性、各相相对含量、不同温度下各元素在γ-Ni和M23C6相中的分布特征等, 为TC4合金表面激光熔覆Ni基合金涂层成分设计和生产工艺的合理制定提供了重要的理论指导。

1 实验方法

基体材料采用退火态TC4合金, 激光熔覆试样尺寸为30mm×20mm×10mm的长方体。待熔覆表面经磨削加工, 粗糙度为Ra=0.2μm, 预置熔覆材料前用砂纸打磨除去表面氧化层, 并用无水酒精和丙酮清洗。熔覆材料成分为:16.0Cr, 3.3B, 0.9C, ≤8Fe, 其余为Ni。用黏结剂将熔覆材料调成膏状, 预置在TC4合金试样表面, 预置层厚度为1mm, 低温烘干后待用。

激光熔覆实验采用ML-108型9kW横流CO2激光器。激光熔覆工艺参数:激光光斑直径D=6mm, 激光功率P=5kW, 光束扫描速率V=8mm/s, 多道熔覆的搭接率为50%。为防止激光熔覆过程中熔池发生氧化, 采用Ar气对熔池进行保护, Ar气的流量为20L/min。

利用QUANTA200型扫描电镜 (SEM) 、Rigaku Rotaflex D/max-r B型X射线衍射仪 (XRD) 和Philips CM12型透射电镜分析激光熔覆层的微观组织结构。制备扫描电镜试样时, 采用线切割机沿垂直于熔覆的方向切开, 试样经研磨抛光后用氢氟酸、硝酸和水混合液 (HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶5, 体积比) 进行化学腐蚀。制备透射电镜试样时, 采用线切割机沿熔覆的方向切割成0.5mm厚的薄片, 在砂纸上手工磨至厚度约为30μm, 最后采用离子减薄至穿孔。

2 计算方法

根据合金系中各相热力学特征函数, 建立热力学模型, 计算出合金系中析出相, 在不同温度下合金系中相及其组成根据系统的Gibbs能最小原理来确定[10]。当体系温度低于500K时, 各析出相的相对含量趋于稳定, 合金元素之间的扩散和各相之间的相互转化基本停止, 因此本工作采用Thermo-Calc软件及相应Ni基合金数据库对钛合金表面激光熔覆Ni基合金涂层在500K以上温度范围内各相相对含量及各元素在γ-Ni和M23C6相中的含量随温度变化关系进行了模拟计算[11]。计算时, 设合金系为1mol, 参照状态为298.15K和105Pa, 温度以热力学温度输入。激光熔覆过程中, TC4基体材料表层熔化并进入熔池中。研究结果表明[12], 在优化熔覆工艺条件下, 进入熔覆层中的基体材料约为10%, 因此熔覆层成分为:16.0Cr, 3.3B, 0.9C, 10Ti, ≤8Fe, 其余为Ni。

3 实验结果与讨论

3.1 激光熔覆层中各相析出量与温度的关系

在激光熔覆过程中, 激光束辐照预置层表面, 激光能量转化为热能并向试样内部传导, 试样由表及里产生很大的温度分布梯度, 预置层和基体表层熔化形成熔池。熔池中Ni, Cr, Ti, C, B原子相互间具有较强的化合能力, 在随后冷却凝固过程中极易形成多种金属间化合物或非金属化合物。

图1为熔覆层中各析出相相对含量与温度的关系, 图1 (b) 为图1 (a) 左下角局部放大图。由图1 (a) 可知, 熔池温度降至3100K时, 熔池中开始析出TiC相, 随着温度继续降低, TiC相的相对含量迅速增加, 当温度降低至2500K时, TiC相的相对含量基本保持不变;熔池温度为2420K时, 熔池中开始析出少量TiB2相, 随着温度继续降低, TiB2相的相对含量缓慢增加, 当温度降至1460K时, TiB2相的相对含量快速增加;熔池温度在1470~1140K范围内, 熔池中析出γ-Ni相, 随着温度降低, γ-Ni相的相对含量迅速增加并达到峰值, 温度继续降低, γ-Ni相的相对含量反而减少;熔池温度低于1200K时, 熔池中析出少量M23C6相和Ni3B相, M23C6相相对含量迅速达到10%后基本保持不变, Ni3B相相对含量则随温度下降呈上升趋势, 见图1 (b) 。由图1 (a) 和Ni-B二元合金相图可知, 熔池中液态金属在1150K时发生共晶转变:L→γ-Ni+Ni3B, 直至凝固结束, 液相消失。

图1激光熔覆层中各相析出量与温度关系曲线 (a) 及局部放大图 (b) (摩尔分数/%) Fig.1 Relationship between temperature and the amount of precipitated phases in laser clad coating (a) and its partial magnification diagram (b) (mole fraction/%)

熔池凝固结束后, 在1150~500K温度范围内, 由于固态扩散和固态相变的作用, 熔覆层中不同固相之间发生相互转变, 这一过程对熔覆层组织有着很重要的影响, 如图1 (b) 所示。当温度低于1150K时, 继续冷却, γ-Ni和TiB2相的含量不断减少, Ni3B和TiC相的含量不断增加, 而M23C6含量基本保持不变, 说明在固态冷却过程中, 由于固态扩散和固态相变的作用, TiB2相发生分解, B原子与γ-Ni中Ni原子化合形成Ni3B, Ti原子和C原子化合形成TiC相。当温度低于500K时, TC4合金表面激光熔覆Ni基合金涂层中以γ-Ni相为主, 同时含有少量的TiC, TiB2, Ni3B和M23C6相。

3.2 激光熔覆层中γ-Ni和M23C6相成分的变化

为了更好地理解熔覆层在1150~500K温度范围内的固态相变过程, 采用Thermo-Calc热力学计算软件分析了不同温度下B, C, Cr, Fe, Ni和Ti元素在γ-Ni和M23C6相中含量的变化 (见图2) 。图2 (a) 给出了激光熔覆层中M23C6相中各元素含量随温度变化曲线。由图2 (a) 可知, M23C6相是一种合金碳化物, 以Cr和C元素为主, 同时含有少量Ni和Fe元素。在1150~500K温度范围内, 随温度降低, M23C6相Cr含量迅速升高, M23C6相有向Cr23C6相转变的趋势, 说明Ni和Fe元素对M23C6相的稳定性有显著地影响, Ni和Fe元素的含量越高, M23C6相的稳定性越低。图2 (b) 给出了激光熔覆层中γ-Ni相中各元素含量随温度变化曲线。由图2 (b) 可知, γ-Ni相为Fe, Cr和少量C元素溶于Ni所得到的一种固溶体相, γ-Ni相的成分随温度变化不明显。

(a) 合金元素在M23C6相中的分布; (b) 合金元素在γ-Ni相中的分布 (a) the content of the alloying elements in M23C6; (b) the content of the alloying elements inγ-Ni

结合熔覆层中各相相对含量和各合金元素在M23C6和γ-Ni相中含量随温度的变化曲线可知 (如图1, 2所示) , 在1150~500K温度范围内, 随温度的降低, γ-Ni相相对含量缓慢下降 (该相缓慢分解) , γ-Ni固溶体中Fe原子的浓度稍有增加, 而Cr元素、C原子和Ni元素的浓度则有所降低, 说明在这个温度范围, γ-Ni固溶体向周围释放出Cr原子、C原子和Ni原子。M23C6相的相对含量基本保持不变, M23C6相中Cr浓度快速升高, Fe和Ni的浓度则有所降低, 说明在这个温度范围, M23C6相向周围释放Fe原子和Ni原子, 并从周围吸收Cr原子。TiB2相的相对含量下降, TiB2相分解成Ti原子和B原子;Ni3B相和TiC相的相对含量增加, 说明在这个温度范围, Ni原子和B原子化合形成Ni3B相, Ti原子和C原子化合形成TiC相。由此分析可知, 在1150~500K范围内, 钛合金表面激光熔覆Ni基合金涂层固态相变及合金元素在各相中的扩散过程为:γ-Ni固溶体分解释放的Cr原子固溶于M23C6相中, γ-Ni固溶体分解和M23C6相中释放的Ni原子与TiB2相分解释放的B原子化合成了Ni3B相, γ-Ni固溶体分解释放的C原子与TiB2相分解释放的Ti原子化合成了TiC相。

3.3 激光熔覆层微观组织

为了验证Thermo-Calc热力学软件计算结果的正确性, 在TC4合金表面激光熔覆了Ni基合金涂层。图3示出了激光熔覆试样横截面宏观形貌。由图3可见, 激光熔覆层可分为三个区:熔覆区 (Cladding Zone) 、结合区 (Bonding Zone) 和基体热影响区 (Heat-affected Zone of Substrate) 。TC4合金表面激光熔覆Ni基合金涂层内部无气孔和裂纹等缺陷存在, 且熔覆层与基体TC4合金之间形成了良好的冶金结合。

图4为TC4合金表面激光熔覆Ni基合金涂层显微组织形貌。如图4所示, 激光熔覆层显微组织由细小树枝晶、共晶、黑色颗粒、白色颗粒和白色短杆状相组成。激光熔覆层中均匀分布的黑色颗粒相尺寸为5~10μm, 呈四边形或六边形形状;白色颗粒相尺寸为1~2μm, 排列成带状。图5为多道搭接熔覆层X射线衍射图谱。由X射线衍射结果可知, 激光熔覆层中包含:γ-Ni, TiC, TiB2, Ni3B和M23C6相。由各相衍射峰的相对强度与该相相对含量的定性关系可知, γ-Ni固溶体对应衍射峰的相对强度最大, 熔覆层中γ-Ni固溶体的含量最高, TiC, TiB2, Ni3B和M23C6相对应衍射峰的相对强度相当, 且强度均较低, 说明这些相在熔覆的相对含量相近, 且含量较低, 与热力学计算结果相吻合。在激光熔覆过程中, 钛合金表层发生熔化并进入Ni基合金熔池中, 由于Ti是强碳化物和硼化物形成元素, 因此, 在高温作用下Ti元素极易与熔池中的C和B元素化合形成TiC和TiB2相[13]。由能谱分析结果可知, 熔覆层中树枝晶的主要成分为Ni, 同时含有Cr和Fe, 说明树枝晶为γ-Ni固溶体相。由Ni-B二元合金相图可知, 熔覆层中共晶组织为γ-Ni+Ni3B。短杆相的主要成分为Cr, 同时含有少量的Ti, Fe和Ni, 说明短杆相为M23C6合金碳化物。黑色颗粒相和白色颗粒相的主要成分均为Ti, 说明它们分别为TiC和TiB2相。

图6为熔覆层中层片状共晶组织的TEM明场像及组成相的选区电子衍射照片。共晶组织层片厚度为0.2~0.3μm。由选区电子衍射可知, 明亮相具有面心立方晶体结构, 为γ-Ni固溶体相 (见图6 (b) ) , 灰暗相具有正交晶体结构, 为Ni3B相 (见图6 (c) ) , 由此可知, 熔覆层中共晶组织为γ-Ni+Ni3B。由上述分析可知, TC4合金表面激光熔覆Ni基合金涂层中析出相种类、各相相对含量及共晶组织组成与Thermo-Calc热力学软件计算结果基本一致, 为TC4合金表面激光熔覆Ni基合金涂层成分设计和工艺优化提供理论依据。

(a) 共晶组织明场相; (b) γ-Ni固溶体相选区电子衍射; (c) Ni3B相选区电子衍射 (a) bright-field image; (b) SADP ofγ-Ni; (c) SADP of Ni3B

4 结论

(1) TC4合金表面熔覆Ni基合金涂层可分为三个区域:熔覆区、结合区和热影响区, 其中熔覆区由γ-Ni, TiB2, TiC, M23C6和Ni3B相组成。

(2) γ-Ni相为Fe, Cr和少量C元素溶于Ni所得到的一种固溶体相, 而M23C6相以Cr为主, 同时含有少量Ni和Fe元素的合金碳化物。

表面熔覆技术 第7篇

关键词：氩弧熔覆,复合涂层,NbC,显微硬度,耐磨性

1引言

1.1主要研究内容

以Nb、Ni、C、Si粉末为原料, 采用钨极氩弧焊机 (MW3000型数字式焊接机) 在16Mn钢基体上制备出含原位合成的颗粒增强金属基复合材料涂层。利用金相电子显微镜、扫描电镜显微镜 (MX2600FE) 对不同熔覆参数的涂层的组织和结构进行分析。用显微硬度计 (MHV2000) 测出涂层的显微硬度, 采用MMS-2B滑动磨损试验机测定涂层的磨损性能, 并对熔覆层磨损机理进行分析。

2试验材料及试验方法

2.1基体材料

试验采用广泛使用的16Mn钢作为母材金属, 通过钨极氩弧熔覆技术在表面制备高性能的熔覆层。母材金属的试样尺寸为50mm×10mm×10mm, 试样待涂覆面用砂轮机、砂布、砂纸除锈, 用丙酮、无水乙醇等清理干净, 同时要保持一定的粗糙度。

2.2涂层材料

试验粉末选用Nb粉、C粉、Si粉、Ni粉。粉末的总量为3g (成分设计见表2-2) , 熔覆前将合金粉末用胶水调匀, 均匀的涂覆在16Mn基体表面。

3熔覆涂层的组织形貌分析

3.1界面分析

不同成分的复合涂层的界面形貌见图3.1所示。由图可见涂层组织呈典型的外延生长, 在涂层底部与基体的结合处呈现出一条具有一定宽度的白色亮带, 这是由于在涂层底部温度梯度很高而生长速度又很小 (接近于零) 使得凝固界面以平面方式生长的结果, 同时也表明涂层与基体呈完全的冶金结合。从图中可以看出, 涂层与基体之间呈现弧形结合。基体与涂层熔合质量较好, 仅仅在个别处出现体积较小的不光滑现象。

3.2 N i-Si-N b的组织形貌分析

Ni-Si-Nb的组织形貌见图3.2所示, 涂层中的物相有两种形貌, 一种为黑色基体, 一种是在基体上生长出白色条状和颗粒状的物质, 涂层中颗粒相的尺寸大约为1.5μm左右。可以判断, 黑色基体为Nb Ni Si和α-Fe, 长条状和粒状为Nb C。

3.320%N b C复合涂层的组织形貌分析

从图3.3可以看出, 涂层中的物相主要为黑色基体上分布着粒状和块状的硬质相, 颗粒相的密度明显多于Nb-Ni-Si复合涂层。可以确定, 黑色基体为Nb Ni Si和α-Fe, 块状为Nb C颗粒相。原位生成的Nb C颗粒增强相分布在Nb Ni Si和α-Fe基体中, 并且原位自生的Nb C颗粒在整个熔覆层中分布均匀。大量Nb C颗粒的形成且先共晶析, 成为新的异质核, 大大提高了结晶形核率, 使得涂层组织得到均匀细化。

4熔覆涂层的性能结果与分析

4.1显微硬度测试

4.1.1硬度测试曲线

不同成分合金复合涂层的显微硬度测试结果见图4.1所示。图中左侧为基体, 右侧为熔覆层。

4.1.2结果分析与讨论

图4.1给出了基体到熔覆层表面的显微硬度曲线。由图中可以看出熔覆层表面区域的硬度较高, 达到HV1000以上, 最高可达HV1098, 硬度较基体显著提高4倍以上。

4.2磨损性能测试

4.2.1熔覆层的摩擦系数

图4.2给出了基体和不同成分熔覆层在相同参数下的摩擦系数随时间变化的曲线。图4.1与4.2对比分析发现熔覆层的硬度越高摩擦系数越小。与图4.1对比发现:20%Nb C+Nb-Ni-Si比Nb-Ni-Si硬度高, 而20%Nb C+Nb-Ni-Si摩擦系数平均为0.43, Nb-Ni-Si摩擦系数平均为0.49, 前者比后者小很多, 而且20%Nb C+Nb-Ni-Si的曲线较Nb-Ni-Si更加平稳。母材基体16Mn钢的摩擦系数为0.7左右。相对基体而言, 表面涂层的摩擦系数明显减小, 且表面硬度较高的熔覆层摩擦系数略小。这是由于熔覆层表面的Nb C硬质颗粒阻碍作用, 摩擦过程中需要更大的摩擦力, Nb C硬质颗粒增强项明显改善了母材的耐磨性能。

4.2.2磨损性能

不同成分磨损量对比见图4.3。从图4.3可以看出, 不同成分复合涂层的磨损性能不同, C+Nb复合涂层优于Nb-Ni-Si复合涂层和16Mn, 主要原因为加入了C、Nb粉末原位合成了大密度的Nb C硬质颗粒, 起到增强相的作用。

4.3磨损机理

图4.4为16Mn钢与试验所得复合涂层用淬火GGr15钢对磨后的表面SEM形貌对比图。由图可知, 未经熔覆处理的16Mn (见图4.4 (a) ) 钢试样在常温干滚动磨损过程中发生了严重的塑性变形, 磨损表面遍布很深很宽的犁沟和片状磨屑脱落的痕迹, 试样发生了严重的磨料磨损和粘着磨损。而经熔覆处理的熔覆层磨损试样的磨损表面很光滑 (见图4.4 (b) ) , 看不出有塑性变形, 只有轻微的擦划痕, 磨损机理为显微式擦伤磨损。

5结论

熔覆层与基体的界面结合为良好的冶金结合, 熔覆层中没有孔洞和裂纹;熔覆层随着Nb C含量的增加晶粒明显细化, 可以分析涂层组织形貌为Nb Ni Si基体上分布着颗粒状和条状的Nb C, 20%Nb C的组织颗粒相的密度明显增加;硬度实验结果显示, 含Nb C量为20%硬度较高, 可达到HV1098, 涂层硬度比基体硬度提高4倍;磨损实验表明, 在相同的磨损条件下, 基体的磨损量比涂层的磨损量多3-5倍。

参考文献

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表面熔覆技术 第8篇

目前,对WC增强自熔性合金涂层制备的研究还处于实验室 阶段,采用的主 要技术手 段是感应 熔覆[1~3],其加热速度快,对基体热影响小,成本低,制备的涂层具有较好的显微组织结构和性能,但高质量熔覆层对制备条件要求高[4],如真空熔覆、型壳保护熔覆等,而在普通环境下工艺难以控制,且熔覆层表面质量差,组织中还存在夹生、孔洞等[5,6],不利于广泛应用。为降低WC增强镍基合金涂层的制备成本,提高其表面性能,本工作先在热轧45钢表面刷涂Ni60 -WC,用玻璃纤维布绕覆后常态作高频感应熔覆,再进行电接触强化[7,8],以期消除组织中的孔洞缺陷,重新焊合夹生层,实现复合涂层的致密化,提高其表面性能。

1 试 验

1. 1 基材前处理

基材为热轧态45钢,尺寸为Ф60 mm×30 mm,粗车棒料去除其表面的氧化层、疲劳层。对45钢表面进行喷砂处理,以净化、粗化并活化其表面,喷砂能形成一定的残余压应力,有利于减缓熔覆过程中的热应力;将喷砂后的45钢置于碱液中活化( 12. 0 g /L氢氧化钠,8. 0 g /L碳酸钠,7. 0 g /L磷酸三钠,0. 5 g /L十二烷基磺酸钠,温度50 ~ 60℃,时间20 min) ,之后置于丙酮中超声清洗15 min。

1. 2 Ni60 -WC 预涂层制备

采用粒度均为200目的Ni60自熔性合金粉末及WC粉末。Ni60合金化学成分 ( 质量分数,% ) : 0. 5 ~1. 0 C,14. 0 ~ 19. 0 Cr,3. 5 ~ 5. 1 B,3. 0 ~ 4. 5 Si,< 8. 0Fe,余量为Ni。将WC,Ni60合金粉末按质量比35∶65混合后置于QM -3SP行星式球磨机上球磨2 h混匀。之后向混合粉末中加入20 m L 50 g /L醋酸纤维素丙酮溶液,用电动搅拌机调成糊状,刷涂于45钢表面。将Ni60 -WC预涂层置于干燥箱中100℃干燥10 min,用砂纸打磨平整,重复刷涂、固化、打磨直至预涂层厚度达0. 5 mm。用0. 3 mm厚玻璃纤维布绕覆。

1. 3 高频感应熔覆和电接触强化工艺

在JQ35KW型高频感应炉上进行高频感应熔覆:将绕覆玻璃纤维布的45钢置于专用夹具上,调整夹具位置使其与线圈( 4匝) 同轴,启动高频感应炉,设置各参数: 功率35 k W,感应器振荡频率50 k Hz,振荡输出电流1 600 A。启动线圈冷却水装置,开启加热开关进行感应熔覆加热42 s,熔覆后空冷。

将熔覆试样安装在自主研制的电接触强化设备上,启动设备并设置接触电流为12 k A,接触压力800N,工件转速1 r / min,电极轮进给速度0. 75 mm / min;设置完毕,启动电极轮冷却装置并接通接触电流,进行电接触强化,完毕后喷水冷却。

1. 4 测试表征

用VHX-1000型超景深光学显微镜分析熔覆层电接触强化前后的显微组织; 用D/max -2550PC型X射线衍射仪( XRD) 分析熔覆层电接触强化前后的相结构组成; 采用HXD -1000型显微硬度计测试熔覆层电接触强化前后的显微硬度,加载载荷2 N,时间15 s,从熔覆层表面向心部每隔50μm测1个点,取同一距离面3个点的平均值。根据YB /T 5345 - 2006采用MJP -20滚动摩擦磨损试验机对电接触强化前后的熔覆层试样进行滚动疲劳接触磨损试验: 试样为外径60 mm,内径30 mm,宽20 mm的环状,表面粗糙度为0. 63μm,对磨件为淬硬GCr15钢,硬度为60 HRC,两试样接触线宽为5 mm,磨损时间为4 h; 由于淬火态45钢与熔覆层的硬度接近,采用淬火态( 850℃淬火,80℃回火) 45钢进行滚动疲劳磨损性能对比研究。

2 结果与讨论

2. 1 显微组织

图1为熔覆试样电接触强化前后的截面金相组织。

由图1a,1b可知,Ni60 -WC感应熔覆层电接触强化前后的平均厚度约为0. 40,0. 35 mm,在熔覆层与基体交界处有一条宽约10 ~ 20μm的白亮带,即为涂层的过渡区,这是因为预涂层与基体磁导率、居里点不同,导致涡流密度和分布不同; 熔覆层强化前存在大量孔洞缺陷,强化后孔洞大幅减少,夹生层出现重熔合金化,强化层内部组织的结合强度增加,致密度增加,这是由于高频感应加热集肤效应,表面层温度最高,最先发生熔融; 预涂层磁导率的降低和WC颗粒对涡流运动的阻碍,使得基体与涂层结合处成为第二高温区,涂层与基体交界处熔融,导致熔覆层中部产生夹生,粘结剂烧蚀产生的气体导致了孔洞的产生; 电接触强化为点状热源加热,接触面积小,热量集中,在电极轮压力作用下对熔融层微区有一定的致密化作用。

由图1c,1d尺寸标注范围可知: 感应熔覆层试样电接触强化前基体热影响区宽150 ~ 180μm,电接触强化后的热影响区变小,为80 ~ 100μm; 未电接触强化前靠近过渡区的基体晶粒粗大,电接触强化后晶粒细小,这是因为感应加热为环状多匝线圈透入式加热,加热范围较大,加热时间相对较长,对基体的热影响较大;电接触为点状热源加热,热量集中,加热速度快,喷水冷却,相当于对基体进行了二次淬火,细化了晶粒,缩小了对基体的热影响区。

预涂层内部存在的35% WC陶瓷颗粒会阻碍涡流运动,使强化层内部涡流密度下降,向基体转移,两者共同作用使得预涂层与基体界面处形成高温区,导致界面最先熔融,实现了基体与熔覆层的冶金结合; 电接触强化时点状热源加热,热量集中,加热及冷却速度快,过渡区不满足扩散的时间条件[9],故其宽度并没有明显的扩展。熔覆层经过电接触强化后与基体仍呈冶金结合。

2. 2 相结构

图2为熔覆层电接触强化前后的XRD谱。

由图2可知: 熔覆层电接触强化前后的相结构组成基本相同,主要由镍基体和弥散分布在其上的强化相组成,主要强化相有WC,W2C,Cr23C6,Cr7C3,Fe WB及Cr5Si3等; 对比合金粉末成分可知,除去粉末中原来存在的WC,熔覆层内部产生了W2C,Cr23C6,Cr7C,Fe WB及Cr5Si3等新相; 熔覆层经过电接触强化后,WC含量降低,W2C含量增加,这是由于电接触强化时接触区域温度高,涂层内的WC发生脱碳分解。

2. 3 显微硬度

图3为熔覆层电接触强化前后的显微硬度分布曲线。由图3可以看出: 距表面300μm内熔覆层电接触强化前显微硬度为600 ~ 700 HV2 N,强化后大幅度提高,为750 ~ 900 HV2 N,靠近过渡区电接触强化后硬度为700 ~ 750 HV2 N,较强化前的仍提高了50 HV2 N以上; 过渡区和基体热影响区内,熔覆层电接触强化前后的显微硬度相差不大,靠近过渡区200μm内基体的显微硬度并不高,这是因为接触电流在10 ~ 19 k A内,电接触强化的淬硬层深度只有0. 3 ~ 1. 0 mm,当接触电流约10 k A时,接触热透热层较浅,减小了对基体的热影响[10]。

感应熔覆层中存在WC,W2C,Cr23C6,Cr7C3等强化相,能有效提高其硬度,但熔覆层为自由成形,且存在有少量孔洞、夹生缺陷,致密度较低。电接触强化为点状热源加热,压力下成形,大幅提高了强化层的致密度,使孔洞消失、夹生区重新焊合。因此,熔覆层电接触强化后硬度提高。感应熔覆时,由于熔覆层磁导率随温度的变化会导致基体与涂层接触面成为仅次于表面的高温区域,而使熔覆层与基体呈冶金结合[11]; 熔覆层在进行电接触强化时已呈冶金结合,故过渡区和热影响区硬度变化不大。

2. 4 滚动疲劳磨损性能

图4为光学显微镜下淬火态45钢、感应熔覆层电接触强化前后的滚动疲劳磨损形貌。由图4可以看出,在相同条件下磨损后,淬火态45钢出现了大块剥落,感应熔覆层电接触强化前也出现了较小的块状剥落,电接触强化后基本未发生明显剥落。

淬火态45钢内部组织为马氏体及少量残余奥氏体,虽然有较高的硬度,由于未经过回火,组织应力大,在滚动疲劳磨损发生时,受到压应力和剪切应力的综合作用发生应力集中,导致裂纹,随裂纹的扩展表面发生剥落; 感应熔覆层是自由成形,熔覆过程中玻璃纤维布并不能提高其致密度,熔覆层中虽然存在WC,W2C,Cr23C6,Cr7C3等强化相,提高了其硬度,但仍发生轻微剥落; 电接触强化是点状热源加热,压力下成形,使熔覆层的致密度大幅提高,并形成了较高的残余压应力,提高了抵抗塑性变形的能力,耐磨性也随之增大。

高频感应熔覆及电接触强化能够不同程度地提高涂层的耐磨性,特别是电接触强化后试样表现出优异的耐磨损性能,不仅与表面硬度的提高有关,也与强化层组织转变和表面残余应力的分布有关。

3 结 论

( 1) 热轧45钢表面Ni60 -WC高频感应熔覆层经过电接触强化后,组织更加致密; 孔洞减少,夹生层重新焊合,基体的热影响区减小; Ni60 -WC熔覆层电接触强化前后的相结构组成相似,除了WC,W2C硬质相,还有Cr23C6,Cr7C3等新相生成; 熔覆层与基体实现了冶金结合。

( 2) 电接触强化熔覆层显微硬度分布范围为750 ~900 HV2 N,较强化前的600 ~ 700 HV2 N大幅提高; 高频感应熔覆层电接触强化后的抗疲劳磨损性能大幅提高,且远远高于淬火态45钢的。

参考文献

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