WC含量及热处理对WC-Fe60熔覆层组织与性能的影响

高 枫, 薛瑞雷, 满 蛟, 翁益青, 周建平

(新疆大学 机械工程学院, 新疆 乌鲁木齐 830017)

激光熔覆是一种高效的表面材料沉积技术,可在金属表面制备高质量的熔覆层[1-2]。铁基、镍基和钴基合金粉末是激光熔覆较为常见的粉末。其中,铁基粉末因其低成本、高性能而被广泛应用。近年,许多研究者通过制备具有不同硬质颗粒的复合熔覆层来提高材料的显微硬度和耐磨性[3-4],WC颗粒因其具有低热膨胀系数、高硬度和良好的润湿性,是铁基熔覆层最常用的增强相。目前对于WC颗粒增强铁基合金熔覆层的研究主要集中在WC的含量、形态等对熔覆层微观组织、耐摩擦磨损性能的影响。陆海峰等[5]在45钢表面制备了无明显缺陷的WC增强Ni基合金熔覆层,结果表明,与基材相比熔覆层的摩擦因数降低了48.3%、磨损率降低了96.4%。沈言锦等[6]在45钢表面制备了WC增强铁基涂层,结果表明,熔覆层的硬度与耐磨损性能均显著提升。马世博等[7]研究了不同形态的WC和不同含量WC对Fe60熔覆层组织与力学性能的影响,结果表明,机械合金化方式改善了熔覆层自熔性合金粘结相与WC硬质相间的浸润性能,随着WC含量增加,熔覆层的显微硬度和耐磨性能逐渐增加,但熔覆层中缺陷也随之增多。

有研究表明,对激光熔覆层进行热处理可以降低熔覆层的内应力,改善熔覆层组织,降低裂纹扩展趋势,提升熔覆层性能。柴蓉霞等[8]研究了热处理工艺对304不锈钢熔覆层组织和性能的影响,表明热处理能使熔覆层晶粒更加均匀、细小、致密,增强熔覆层的抗拉性能。Zhang等[9]通过试验证明热处理可降低熔覆层裂纹的扩展,使熔覆层组织均匀化,提升熔覆层的抗拉性能。如前所述,虽然有学者研究了不同含量WC对Fe60熔覆层组织与力学性能的影响,但是不同含量WC以及熔覆后热处理对其力学性能以及耐腐蚀性等性能的影响未见报道。

本文采用WC颗粒增强Fe60熔覆层的性能,研究了不同含量的WC对熔覆层组织、耐磨性及耐蚀性的影响,并对20%WC质量分数的熔覆层进行两种不同的热处理制度,分析热处理对WC-Fe60熔覆层组织、耐磨性及耐蚀性的影响。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验采用E15.4B3-980-IS27.5激光器,HGSF-1型送粉器。试验用Fe60自熔性合金粉末的化学成分如表1所示,粉末粒度61～104 μm。配比WC颗粒的质量分数分别为0、10%、20%,经混料机混合均匀后,干燥处理待用。试验用基材为20钢(亚共析钢),尺寸为80 mm×60 mm×12 mm。

1.2 试验方法

试验开始前用砂纸打磨去除基材表面锈迹,并用无水乙醇清洗晾干,放入高温箱式电阻炉中预热至600 ℃开始激光熔覆。激光熔覆完成后立即将未冷却试样放入预热至300 ℃的保温炉中保温30 min,随炉缓慢冷却,以降低熔覆层的残余应力,防止裂纹出现。激光熔覆工艺参数为:激光功率2200 W,宽光源光斑尺寸3 mm×3 mm,扫描速度8 mm/s,熔覆间距3.5 mm,送粉速度0.35 r/min,氮气保护,保护气送气量10 L/min。由于激光熔覆工艺产生的热应力和变形很大,为了消除基材20钢在激光熔覆过程中的残余应力,提高其尺寸稳定性,本文对20%WC激光熔覆试样分别进行退火与正火,研究热处理对激光熔覆WC-Fe60涂层组织与性能的影响。600 ℃退火30 min空冷,确保熔覆层出现细小的等轴晶;800 ℃正火30 min空冷,确保20钢在此温度能完全奥氏体化。

金相试样用王水(浓HNO3、甘油、浓HCl按体积比1∶2∶3配置)进行腐蚀,使用SU-8000扫描电镜观察熔覆层显微组织,使用D8 advance X射线衍射仪分析熔覆层物相。使用MH-5-VM显微硬度计测试熔覆层显微硬度,加载载荷20 g、保持时间5 s,将熔覆层顶部定义为0点,沿垂直于熔覆层表面方向每隔0.1 mm测量一次硬度值。使用HT-1000摩擦磨损试验机测试熔覆层的耐磨损性能,对磨材料选用直径φ3 mm的Si3N4球,加载载荷9.8 N,摩擦路径320 m,试验温度为室温;使用CHI660D型电化学工作站测试不同熔覆层的耐蚀性能,测试采用标准三电极体系,选择铂电极作为对电极,饱和甘汞电极作为参比电极,熔覆层试样作为工作电极,电解液为3.5%NaCl溶液,交流阻抗谱的测试参数为:扫描频率10 mHz～100 kHz、电压振幅±5 mV。动电位极化曲线测试的扫描速度为5 mV/s、扫描范围为-0.7～+0.3 V。

2 试验结果与分析

2.1 熔覆层组织形貌

激光熔覆获得的WC-Fe60复合熔覆层表面平整光滑,无裂纹气孔等缺陷,熔覆层厚度约为0.8 mm。图1为不同WC含量的WC-Fe60复合熔覆层的显微形貌,可见熔覆层与基体之间存在一条冶金结合线,证明熔覆层与基体之间为良好冶金结合。由图1(a)可见,Fe60熔覆层顶部由大量等轴晶组成,底部与中部主要为垂直于结合界面逆向生长的树枝晶。而图1(b,c)所示10%、20%WC的WC-Fe60复合熔覆层,树枝晶仅在熔覆层底部生长,并未蔓延到中部。这是由于凝固过程开始于熔覆层和基体之间的结合界面。凝固初期,温度(G)极高,凝固速度(R)相对较低,因此G/R值较大。此时,晶体的成核速度远快于生长速度,导致晶体在基体上以平面晶态生长。在液固界面,液相实际温度逐渐降低,凝固速度加快,G/R比降低,呈现快速凝固特性,平面晶生长至柱状晶,熔覆层底部的晶粒生长呈现明显的外延特性,导致大量的枝晶从熔覆层底部向外生长。在离结合界面较远的区域,凝固速率增加,G/R比降低,出现少量粗大枝晶。在熔覆层的中上部区域,温度(G)达到最大值,凝固速率(R)增加到峰值,在这种情况下,晶粒生长速度远大于形核速度,因此熔覆层的中上部表现为均匀的等轴晶。由图1(b)还可以看出,WC颗粒会截断枝晶的生长,这是由于WC颗粒的熔点较高,约为3000 ℃,熔覆层内其他合金组织从熔化到凝固过程,即枝晶生长的过程中,WC颗粒没有完全溶解,其在熔覆层中阻碍枝晶的生长。因此随着WC含量的增加,枝晶的生长受到更多阻碍,熔覆层内均匀的等轴晶增多。

图2为20%WC-Fe60复合熔覆层热处理前后的显微形貌。可见,同未热处理熔覆层相比,600 ℃热处理后,组织更加细小且均匀,熔覆层内基本为细小等轴晶。这是由于600 ℃高温退火时,组织发生再结晶,出现大量的等轴晶,使晶粒更加细小、致密均匀。在800 ℃热处理时,加热过程中出现相变产生大量奥氏体,因此冷却过程中析出马氏体相,晶粒发生畸变,组织较600 ℃处理粗大。

图2 20%WC-Fe60熔覆层热处理前后的显微形貌(a)未处理;(b)600 ℃退火;(c)800 ℃正火Fig.2 Morphologies of the 20%WC-Fe60 clad layers before and after heat treatment(a) untreated; (b) annealed at 600 ℃; (c) normalized at 800 ℃

2.2 物相分析

对不同熔覆层试样顶部进行XRD物相分析,结果如图3所示。未热处理熔覆层内主要物相为M7C3和γ′-(Fe, Ni),含少量M23C6相,随着WC含量的增加,熔覆层内出现更多的M7C3。20%WC-Fe60熔覆层600 ℃热处理后M7C3相消失,M23C6相增多。经800 ℃热处理后熔覆层内同时出现M7C3和M23C6相。亚稳态M7C3在合适的热处理过程中会转变成M23C6,稳态的M23C6也会分解为亚稳态的M7C3[10-11]。经过600 ℃热处理后熔覆层内发生如下转变:

图3 WC-Fe60熔覆层的XRD图谱Fig.3 XRD patterns of the WC-Fe60 clad layers

(1)

生成的C元素继续与熔覆层中的Cr元素反应:

103.5Cr+27C→4.5Cr23C6

(2)

所以经600 ℃热处理后,碳化物相吸收了更多的Cr元素,晶界处析出较多分布较为均匀的Cr23C6相。

而经800 ℃热处理后,不仅发生了上述转变,且部分M23C6发生转变分解成M7C3:

M23C6+austenite→ M7C3

(3)

图4为WC-Fe60熔覆层的SEM形貌。Fe60熔覆层内只存在极少量的碳化物增强相,主要为M7C3,见图4(a)。10%WC-Fe60熔覆层内,仅在WC颗粒周围析出较多的碳化物,主要为M7C3相,见图4(b,c)。20%WC-Fe60熔覆层晶界析出大量碳化物,主要为M7C3相,见图4(d)。这是由于部分WC颗粒溶解释放出大量的W与C元素,在冷却过程中析出碳化物相,且未热处理熔覆层中以初生态针状或短棒状M7C3为主,而经600 ℃热处理后,熔覆层内主要为颗粒状M23C6,M7C3相基本消失,见图4(e)。经800 ℃热处理后,熔覆层内同时存在M23C6和M7C3。由于WC、M7C3、M23C6等相在晶界析出,起到晶界强化作用,使得熔覆层组织致密度更高。

图4 WC-Fe60熔覆层的SEM图像(a)Fe60;(b,c)10%WC-Fe60;(d)20%WC-Fe60;(e)20%WC-Fe60,600 ℃退火;(f)20%WC-Fe60,800 ℃正火Fig.4 SEM images of the WC-Fe60 clad layers(a) Fe60; (b,c) 10%WC-Fe60; (d) 20%WC-Fe60; (e) 20%WC-Fe60, annealed at 600 ℃; (f) 20%WC-Fe60, normalized at 800 ℃

2.3 显微硬度分析

图5为不同熔覆层的显微硬度分布。可以看出,各熔覆层显微硬度均远高于基体,随着WC含量增加,熔覆层硬度逐渐提升、曲线波动增大。结合熔覆层微观组织可知,随着WC含量的增加,熔覆层内M7C3、γ′-(Fe, Ni)固溶体、M23C6相和WC颗粒等硬质强化相逐渐增多,提高了熔覆层硬度,但熔覆层内的强化相分布不均匀,主要集中在WC颗粒周围。经600 ℃热处理后,去除点位在WC颗粒上的极点,熔覆层显微硬度分布较未热处理波动减小,熔覆层内M7C3转变为M23C6,M23C6相在析出过程中吸收了熔覆层内的大量Cr元素,M23C6相弥散分布在晶界中,且较未热处理更加均匀。经800 ℃热处理后,熔覆层中M23C6、M7C3、马氏体等硬质相进一步增多,提升了熔覆层硬度,但马氏体相增多且分布不均匀,使熔覆层显微硬度曲线波动增大。

图5 WC-Fe60熔覆层的显微硬度分布Fig.5 Microhardness distribution of the WC-Fe60 clad layers

2.4 摩擦磨损分析

图6为各熔覆层试样的摩擦磨损三维轮廓形貌,图7为各熔覆层的磨损率。可见,WC含量越多,熔覆层磨痕越小,磨损率越低。Fe60熔覆层的磨痕两侧有大量磨屑堆积,磨痕内呈不规则状突起,主要为黏着磨损。10%WC-Fe60熔覆层磨痕两侧磨屑堆积减少,磨痕内出现浅而细的凹槽,黏着磨损程度降低,开始转变为磨粒磨损。20%WC-Fe60熔覆层两侧磨屑进一步减少,磨痕内基本为浅而细的凹槽,其主要为磨粒磨损。因此,随WC含量增加,WC-Fe60熔覆层黏着磨损程度降低,磨粒磨损程度增加。

图6 WC-Fe60熔覆层的磨痕形貌(a)Fe60;(b)10%WC-Fe60;(c)20%WC-Fe60;(d)20%WC-Fe60,600 ℃退火;(e)20%WC-Fe60,800 ℃正火Fig.6 Wear scar morphologies of the WC-Fe60 clad layers(a) Fe60; (b) 10%WC-Fe60; (c) 20%WC-Fe60; (d) 20%WC-Fe60, annealed at 600 ℃; (e) 20%WC-Fe60, normalized at 800 ℃

图7 WC-Fe60熔覆层的磨损率Fig.7 Wear rate of the WC-Fe60 clad layers

经600 ℃高温退火处理的20%WC-Fe60熔覆层磨损率最低,较未热处理熔覆层降低了30%,磨痕两侧堆积少量磨屑,磨痕内存在少量犁沟与不规则状突起,其主要为黏着磨损与磨粒磨损。经800 ℃热处理熔覆层磨痕两侧极少堆积,磨痕内主要为犁沟与不规则凹坑,主要为磨粒磨损与剥落磨损。且800 ℃热处理熔覆层硬度虽较高,但其耐摩擦磨损能力较未热处理却没有明显提升。这是由于经800 ℃热处理的熔覆层内,弥散分布更多的硬质相,如M23C6、M7C3和马氏体相,提升了熔覆层硬度,但减少了熔覆层内的粘结相,过多的硬质相在磨损过程中易于剥落,降低熔覆层耐磨损性能。因此,材料的耐磨性能和硬度不是简单的正相关,还和材料的韧性有关,硬度需要与韧性相匹配才能获得最佳耐磨性能[12]。

2.5 电化学腐蚀分析

图8为不同熔覆层的极化曲线,其中Fe60和10%WC-Fe60熔覆层耐蚀性能相当,20%WC-Fe60熔覆层的耐蚀性能有所降低。这是由于随着WC含量的增加,熔覆层内出现更多未完全扩散进入基体材料的过量WC,增加了熔覆层内的异质相,易于形成原电池,降低熔覆层的耐腐蚀性能[13]。20%WC-Fe60熔覆层经热处理后,其耐蚀性有不同程度的提升,都优于未热处理的熔覆层,且经600 ℃热处理的熔覆层耐蚀性能最佳。这是由于600 ℃热处理后,熔覆层中M7C3转变为M23C6堆积在晶界处,使晶界更加致密,增强了薄弱晶界处的耐蚀性能,进而增强了熔覆层的耐蚀性能。800 ℃热处理熔覆层内由于出现较多的马氏体相,降低了熔覆层的耐蚀性能,且600 ℃热处理的熔覆层晶粒更加细小致密,熔覆层组织更加均匀化,因此其耐蚀性能最佳。

图8 WC-Fe60熔覆层的电化学腐蚀极化曲线Fig.8 Electrochemical corrosion polarization curves of the WC-Fe60 clad layers

3 结论

1) 激光熔覆WC-Fe60复合熔覆层组织以树枝晶和等轴晶为主。随着WC含量的增加,熔覆层内枝晶明显减少,等轴晶数量增加,WC颗粒在熔覆层内能截断树枝晶的生长起到细化晶粒的作用。

2) 随着WC含量的提升,熔覆层内碳化物硬质增强相逐渐增多,熔覆层的显微硬度、耐摩擦磨损性能逐渐提升,但熔覆层耐蚀性能降低。

3) 20%WC-Fe60熔覆层经热处理后,显微硬度、耐摩擦磨损性能有不同程度的提高,耐蚀性能有极大提升,且600 ℃热处理的熔覆层耐摩擦磨损与耐蚀性能最优。