氩弧熔敷原位自生WC复合涂层组织及耐磨性

孟君晟,　丁　天

(黑龙江科技大学 材料科学与工程学院, 哈尔滨 150022)



氩弧熔敷原位自生WC复合涂层组织及耐磨性

孟君晟,丁天

(黑龙江科技大学 材料科学与工程学院, 哈尔滨 150022)

为提高采煤机中截齿的耐磨性能,利用氩弧熔敷技术,在35CrMnSi钢表面制备WC增强Ni基复合涂层。利用OM、SEM、XRD和EDS分析复合涂层的显微组织,采用显微维氏硬度仪测试复合涂层的显微硬度,并测试涂层在室温磨损条件下的耐磨性能。结果表明:氩弧熔敷涂层组织均匀致密,熔敷涂层与基体呈冶金结合,主要由WC、W2C、γ-Ni、(Fe,Cr)23C6等物相组成;WC颗粒呈弥散分布,颗粒尺寸为1 μm;熔敷涂层可以改善基体的表面硬度, 最高显微硬度可达12.6 GPa;熔敷涂层在室温冲击磨粒磨损实验条件下,具有优异的耐磨性,磨损机制主要是磨粒磨损,其耐磨性较35CrMnSi基体提高近12倍。

35CrMnSi; 氩弧熔敷; WC; 显微组织; 耐磨性

0　引　言

截齿是采煤机上直接切割煤岩和煤层的关键部件，主要分为刀型和镐型截齿两类[1]。 由于它直接受煤及岩石的摩擦和冲击,所以实际生产中对其性能要求必须满足高耐磨性、强韧性以及切削稳定性[2]。目前,截齿的失效形式主要包括磨损、合金齿头脱落和齿体折断等[3],其中截齿齿体的磨损会导致硬质合金头过早脱落。因此,齿体的耐磨性成为影响其使用性能的重要因素。近年来,材料表面改性技术受到关注。它可提高材料表面性能,延长使用寿命,得到广泛的应用。截齿表面改性的方法主要有堆焊,等离子喷涂、激光熔敷和感应熔敷技术等[4-9]。但采用这些方法不仅设备昂贵,操作复杂而且获得涂层的质量难以达到使用要求,不利于进行推广。氩弧熔敷技术的热量集中，在熔敷过程中，材料受氩气保护，加热和冷却过程中无氧化和烧损现象，且具有设备便宜、操作简单、使用便利、易于推广等优点，得到了广泛应用[10-11]。笔者选用W粉、C粉和Ni60粉为熔敷材料,制成陶瓷棒,利用氩弧熔敷技术在截齿用钢35CrMnSi合金表面,制备原位生成碳化钨颗粒增强镍基耐磨涂层,对其熔敷涂层的显微组织、结构及耐磨性能进行研究。

1　实　验

1.1涂层制备

基体材料选用35CrMnSi合金,试样尺寸50 mm×20 mm×10 mm,用干磨砂纸对表面进行打磨,用丙酮和无水乙醇做除锈、去油处理。选用碳粉、钨粉和Ni60A的混合粉末为熔敷材料,其中钨粉的质量分数为99%,粒度为5～8 μm,(W+C)混合粉末的质量占总质量的30%,其中W与C的摩尔比为1∶1。将熔敷粉末进行球磨混合后用黏结剂将粉末制成陶瓷棒,平均直径为2.0 mm,将其放置在DHG-9070A型干燥箱,用150 ℃保温2 h。采用MW3000型数字式焊机进行熔敷试样制备,工艺参数为:电流160 A,电压20 V,气体流量9 L/min;熔覆速度2 mm/s。

1.2实验方法

对熔敷涂层进行金相试样制备,使用V(HNO3)∶V(HF)=9∶1的腐蚀液腐蚀。采用RigakuD/max2200型X射线衍射仪进行物相分析,MX2600FE型扫描电子显微镜(SEM)和蔡司光学显微镜(OM)对熔敷涂层的显微组织结构进行观察,MHV2000型显微硬度计测量熔敷涂层沿层深方向的硬度分布。利用MLD10动载磨粒磨损实验机进行室温冲击磨损实验,试样尺寸为10 mm×10 mm×30 mm,磨环为淬火态的GCr15钢(硬度为6.5～6.7 GPa),磨粒为石英砂。磨损实验力为98 N,冲击次数200次/min,试样转数为200 r/min,时间30 min。实验前后用无水乙醇将试样清洗干净,用精度为0.000 1 g的FC204型电子天平称量试样磨损前后的质量。

2　结果与讨论

2.1组织特征及物相

图1是氩弧熔敷WC增强Ni基复合涂层横截面形貌光学显微照片(100×)。从图1可看出,熔敷涂层与基体呈冶金结合,界面无气孔、夹杂等缺陷,熔敷层内组织均匀、致密,并存在过渡层。图2为氩弧熔敷涂层X射线衍射图谱。由图2可知,氩弧熔覆涂层表面主要是由WC相、W2C相,γ-Ni和(Fe,Cr)23C6组成。

图1　氩弧熔敷WC/Ni基涂层光学显微照片

图2　氩弧熔敷WC/Ni基涂层X射线衍射

2.2涂层组织

图3为氩弧熔敷涂层不同区域显微组织照片。从图3中可以看出,熔敷表层(图3a)和底层(图3b)的组织存在明显差别。图3a为氩弧熔敷表层背散射照片,图中方块状的白色颗粒为WC颗粒,平均尺寸为1 μm,WC颗粒细小且弥散分布于涂层表层中。底层如图3b所示,WC颗粒几乎不存在,主要为树枝晶组织。分析认为,在氩弧熔敷过程中,电弧使基体表面发生熔化的同时将对陶瓷棒粉末进行搅拌,形成混合熔体。由于基体晶界结构的不稳定性,导致固/液界面在微观尺度上发生不均匀的起伏,熔池与基体的固/液界面的迁移速度远大于颗粒的移动速度,快速加热冷却氩弧熔敷过程,使得生成的颗粒来不及向熔池底部迁移,而是弥散分布于熔池的上部不断形核长大。根据结晶成分过冷理论,凝固金属的结晶形态主要取决于结晶前沿的液相成分、结晶方向上的温度梯度和凝固速度[12]。在熔池底部,结晶的温度梯度大且过冷度小,这有利于熔池底部以平面晶的形态形核长大,随结晶过程向涂层表面推进,主要受到成分过冷的作用,固/液界面前沿温度梯度变小,冷却速度降低,晶体生长方向受到传热条件的控制,从而形成枝状晶。

图3　氩弧熔敷WC/Ni基涂层SEM形貌

氩弧熔敷过程中基体中的W和C相互作用会发生如下化学反应:

(1)

(2)

(3)

根据文献[13]中的热力学数据,通过计算可以得出以上各反应的标准吉布自由能与温度的关系,见图4。 由图4可知,温度在500～2 200 K时,反应(1)和(2)的标准吉布斯自由能变化均小于零,在热力学上,吉布斯自由能最负的反应,对应的生成物最稳定,因此,WC和W2C是W-C体系中的稳定相。

图4　吉布斯自由能ΔG随温度的变化

2.3显微硬度及耐磨性

氩弧熔敷WC/Ni基涂层由表面至基体的显微硬度如图5所示。从图5中可以看出,熔敷涂层的显微硬度较高,最高可达12.60 GPa,是基体金属的4倍以上,且沿层深方向呈梯度分布。熔敷试样硬度分布分为熔敷区、过渡区(TZ)和热影响区(HAZ)三个区域。由于熔敷区有大量硬质相WC的生产,且弥散分布于涂层中,导致该区硬度高;过渡区组织主要由树枝晶组成,该区域固溶了大量的合金元素,形成固溶强化,硬度较高。

图5　氩弧熔敷WC/Ni基涂层显微硬度曲线

图6所示为氩弧熔敷WC/Ni基涂层与35CrMnSi合金基体的相对耐磨性。从图6中可以看出,熔敷涂层的耐磨性ε较35CrMnSi合金基体提高了近12倍。

图6　35CrMnSi合金与熔敷涂层相对耐磨性

图7为35CrMnSi合金基体与熔敷涂层磨损表面形貌。图7a为35CrMnSi合金基体的磨损形貌。从图7a可知,35CrMnSi合金基体磨损表面比较粗糙,犁沟比较深,表面黏附磨屑较多。这是由于硬度较高的GCr15表面的硬质点以及石英砂的共同作用,在35CrMnSi合金表层形成切削作用,从而产生较深的犁沟。且由于35CrMnSi合金基体相对硬度较低,较硬的GCr15钢对软的基体易于产生黏着,当在冲击载荷作用下发生相对运动时,基体表层不断产生塑形变形,当变形达到一定程度将发生剪断。通常情况下在软金属表层容易发生这种剪断作用,在磨料和冲击的共同作用下使得35CrMnSi合金表面产生较深的犁沟和黏着。这表明在冲击磨损作用下35CrMnSi合金的磨损机制主要表现为磨粒磨损和黏着磨损的特征。氩弧熔敷涂层的磨损表面形貌如图7b所示。从图7b中可以看出,熔敷涂层磨损表面比较光滑,黏着痕迹较少,且产生的犁沟深度较浅,其磨损机制主要是磨料磨损。熔敷涂层表面生成硬度很高的WC颗粒,且均匀弥散地分布在整个涂层表面,使熔敷涂层具有较高的硬度,GCr15对磨环表面微凸体难以有效的压入涂层表层内,在冲击载荷和石英砂的作用下,只能在涂层表面产生显微切削作用,而黏着倾向较轻。这是由于在氩弧熔敷过程是快速熔化和凝固过程,所得的涂层组织均匀、细小,原位自生的WC颗粒与金属基体达到良好的强韧配合,形成细晶强化和弥散强化,且熔敷涂层中固溶了大量的合金元素,产生硬度较高的固溶体,形成固溶强化。在上述因素的影响下,氩弧熔敷涂层具有优异的抗冲击磨损性能。

图7　35CrMnSi合金基体与熔敷涂层的磨损表面形貌

3　结　论

(1)以W粉、C粉和Ni60粉为原料,采用氩弧熔敷技术,在35CrMnSi合金表面成功制备出以WC为增强相的复合涂层。

(2)氩弧熔敷层主要由WC、W2C、γ-Ni和(Fe,Cr)23C6物相组成,增强相WC以方块状弥散分布在基体上,颗粒尺寸约为1 μm。

(3)熔敷涂层至基体表面的显微硬度逐渐降低,最高硬度可达12.6 GPa,在室温冲击磨粒磨损条件下,熔敷涂层具有优异的耐磨性能,比基体提高近12倍。

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(编辑徐岩)

Microstructure and wear resistance of WC composite coating in situ synthesized by argon arc cladding

MENGJunsheng,DINGTian

(School of Materials Science & Engineering, Heilongjiang University of Science & Technology, Harbin 150022, China)

Aimed at improving the wear resistance of cutting teeth of Shearers, this paper introduces Ni-based composite coating reinforced by WC particle, prepared on the surface of 35CrMnSi steel using argon arc cladding technique with the pre-alloyed powder of W, C and Ni60. The paper presents an analysis of the microstructure of the coating by optical microscope, scanning electron microscopy(SEM), X-ray diffraction(XRD) and energy-dispersive spectrum(EDS), an examination of microhardness, and a test of wear resistance at room temperature of the composite coating by means of Microhardness tester and impact abrasion resistance tester respectively.The results suggest that there is the uniform and dense bonding in Argon arc cladding coating, and a metallurgical bonding between cladding coating and the substrate, consisting mainly of the main phases, such as WC、W2C、γ-Ni,and(Fe,Cr)23C6; that the WC particles, dispersively distributed in the cladded coating is in the range of 1 μm; the composite coating reinforced by WC particle allows the surface hardness of 35CrMnSi steel to be improved; that the highest microhardness could be up to 12.6 GPa; that the composite coating has excellent wear resistance under impact abrasion test conditions and the wear mechanism of coatings results from abrasive wear; and that composite coatings show almost 12 times higher wear resistance than 35CrMnSi steel.

35CrMnSi; argon arc cladding; WC; microstructure; wear resistance

2013-06-01

黑龙江省教育厅科学技术研究项目(11551419)

孟君晟(1982-),男,黑龙江省鸡西人,工程师,博士研究生,研究方向:金属材料表面工程,E-mail:mengjs2008@live.cn。

10.3969/j.issn.1671-0118.2013.04.007

TG174.44

1671-0118(2013)04-0345-05

A