激光熔覆NiCrMn-WC复合涂层的组织与耐磨性

王 璐，胡树兵，单炜涛，胡 可，张 磊

(华中科技大学 材料成形与模具技术国家重点实验室，武汉 430074)

液压油缸在工业机械中应用广泛，然而由于其锻造材料一般选用塑韧性较好的中碳钢，其表面硬度一般较低，约为28～32HRC[1](280～300 HV)，表面磨损是其的主要失效形式，在很大程度上缩短液压油缸的工作寿命。为了提高油缸表面的耐磨损性能，传统的热处理工艺一般是在其表面进行渗碳处理，使其表面硬度增加至48～52HRC[2](480～540 HV)，然而，在高频响的复杂环境下还是不能达到高耐磨性要求。传统的镀铬工艺对材料表面硬度提升较小，且在循环冲击磨损下，其表面镀铬层易产生局部剥落，亦不能成为改善液压油缸表面耐磨性的有效方法。激光熔覆技术相对于传统的表面改性技术，有着冷却速度快(高达106℃/s)，热畸变小，稀释度低，能够进行选区熔覆，易于实现自动化等优点，是一种理想的表面改性技术，在工业中有着广泛的应用[3-4]。它通过在基材表面添加熔覆材料，利用高能密度激光束快速加热，使熔覆材料和基体表层发生熔化，并通过基体的激冷作用实现快速凝固，从而形成与基体呈冶金结合，且具有良好性能的表面涂层[5-10]。杨胶溪等[11]在Cr12钢基体上利用激光熔覆技术上制备出了WC/Ni涂层，显著地提升了基体表面的耐磨损性能；ZHOU等[12]在45钢基体上制备出了多道搭接Fe基WC复合涂层，并测量了不同试验参数下熔覆层的磨损性能，其磨损质量损失较基体减少50%；YANG等[13]在钛合金表面制备出了TiCN/Ti涂层，其熔覆层的硬度较基体的提高了约3～6倍，相应的耐摩损性能也有很大的提高。

在本次研究中，考虑到45钢是常用的液压油缸铸造材料，且在机械制造中有着广泛的应用，Ni基涂层有着良好的性能，而WC更兼顾了较高的硬度、良好的塑性，以及在熔融金属中良好的润湿性[14]。为此，本文作者选择以调质态45钢作为液压油缸材料，利用激光熔覆技术在其表面制备了NiCrMn+WC复合耐磨涂层，对熔覆层的显微组织进行了分析，并给出不同工艺参数及WC含量对涂层性能的影响规律，为工业大规模应用提供理论工艺基础。

1 实验

1.1 试验材料与设备

本次试验所选用的基体材料为调质态(淬火温度850℃，回火温度600℃)45钢，试样尺寸为100 mm(长)×100 mm(宽)×10(厚) mm，其经过表面打磨，清洗、去污及干燥处理后。分别配置Ni基合金粉末(成份见表1)，Ni +10%WC、Ni +30%WC、Ni+50%WC(质量分数)粉末，并用球磨机进行球磨6 h，使其充分混合均匀，采用预置涂层法将已配置好的粉末分别涂覆在不同试样表面，厚度约1.5 mm，预制试块在200℃保温2 h待用。

采用YLR-4000型光纤激光器在每块试样表面进行扫描，扫描时偏离角为10°；光斑尺寸为4 mm；扫描功率分别选用1.5、2.5和3.5 kW，并在每种功率下分别选用240、360和480 mm/min的扫描速度。

表1 Ni基合金粉末成分Table1 Composition of Ni-base alloy powder (mass fraction, %)

1.2 试验方法

将按照常规方法制备金相试样，试样由砂纸打磨并抛光，经王水腐蚀后，用OLYMPUS-TOKYO型金相显微镜观察熔覆层组织，采用Sirion200场发扫描电镜对实验样品微观组织形貌进行观察，并采用Sirion200系统中的Gensis60型能谱仪对熔覆层中的化学成分进行了分析，利用X射线衍射仪对熔覆层进行物相分析。

采用DHV-1000型显微硬度计对试样截面进行硬度测试，加载力为1.96 N，并绘制由熔覆层表面至基体的显微硬度分布图。采用MM-2000型磨损试验机对试样表面进行磨损试验，对磨试样为GCr15。测量熔覆层表面的磨损性能时，保持待测试样不动，试样以200 r/min的转速转动。选用真空泵油进行润滑，每分钟10滴，每对试样磨损时间累计10 h，每2 h称质量一次。每次磨损前后，先后用汽油、丙酮超声清洗上下试样，并烘干，用精度为0.1 mg的分析天平称质量，以磨损质量损失来评价熔覆层的耐磨性能。

2 结果与分析

2.1 激光熔覆层的显微组织

材料表面经激光熔覆涂层后截面由外向内一般分为熔覆层(Clad zone，CZ)，稀释层(Dilution zone，DZ)，热影响区域(Heat-affected zone，HAZ)[15]。

图1所示为各个区域的SEM像。由图1可以看出，激光熔覆层的致密度较高，无明显的裂纹及孔洞出现，从熔覆层到稀释层，晶粒的生长形态依次为等轴晶、树枝晶和平面晶。这可以通过熔池凝固理论模型[16]来解释。熔融态金属冷却凝固体时，当冷却速度非常大，将会发生非平衡转变。激光熔覆时，在熔覆层和基体界面处的温度梯度最大，但此时的结晶速度最小，所以熔池金属会以生长为平面晶的方式长大，形成一层细小的平面晶区[17]。而随着固/液界面的推移，温度梯度也就随之减小，结晶速度逐渐加大，此时将形成枝状晶，以及等轴晶。从图2所示的金相照片也可以清楚地看出这一变化趋势，并且可以看出，熔覆层、稀释层和基体直接形成良好的冶金结合。

对熔覆层进行 XRD物相分析，结果表明，熔覆层中主要是由γ(Ni，Fe)、M7C、M23C6和WC等相组成，其中，M7C和M23C6的出现，说明在激光照射过程中，WC由于受热产生了分解，其中的C元素与Fe和Cr等元素重新结合，形成新的沉淀相(见图3)。

图1 Ni基合金涂层截面的显微组织Fig.1 Cross-sectional microstructures of Ni coating: (a) CZ;(b) DZ; (c) Interface between DZ and HAZ

图2 Ni基合金涂层截面的金相照片Fig.2 Cross-sectional metallograph of Ni coating

图3 熔覆层的物相分析Fig.3 XRD phases analysis results of CZ

2.2 激光熔覆层的硬度

对试样截面进行显微硬度的测量，从表面至基体，每隔50 μm测量一个点，并作出硬度分布图。图4所示为功率2.5 kW、扫描速度240 mm/min时不同含量WC合金粉末经激光熔覆到基体表面后熔覆层的硬度分布规律。由图4可以看出，激光熔覆NiCrMn+WC合金粉末后熔覆层的硬度较基体(240HV)提升 2～5倍左右，且WC的含量比例越高，硬度的提升越明显。造成这种现象主要是因为未熔WC颗粒以及熔覆时产生的M7C3和M23C6为硬质相，可以起到弥散强化的效果；而熔解的WC所形成的元素，可以固溶到γ-Ni中，产生固溶强化效果，WC含量的增加使得弥散强化和固溶强化的效果越明显，故其硬度也就越高。然而，尽管WC含量比例的增加能够显著提高熔覆层的硬度，但经多次试验表明，当合金粉末中WC含量达到50%时，由于硬质相的过度聚集，内应力增加，会导致熔覆层内开裂，不利于材料表面的强化。图5所示为典型的熔覆层开裂形貌。

图4 WC含量对涂层硬度的影响Fig.4 Effect of WC content on microhardness of coating

图5 层内开裂形貌Fig.5 Morphology of intraformational cracking

图6所示为扫描速率与扫描功率对硬度分布规律的影响。从图6中可以看出，经过激光熔覆NiCrMn+WC硬质合金层后，材料表面的硬度得到显著的提升，且随着扫描速率的增加以及扫描功率的降低，硬度的提升也就越显著。造成这种规律的原因可以通过能量密度的变化来解释。定义单位时间内照射在试样表面单位面积上的能量为能量密度。能量密度增高，基体与熔覆层的受热量增加，使得熔覆层稀释率升高，较高的稀释率不利于熔覆层获得良好且均匀的性能，与此同时，充分的受热时间能够使熔覆层凝固速度减小，相对保温时间增大，导致形成的晶粒粗大。根据细晶强化原理，在成份相同的情况下，晶粒较为细小的组织其硬度较大。图7所示为相同功率(2.5 kW)不同扫描速率下Ni基熔覆层金相照片。由图7可以看出，较大的扫描速度(见图7(b))下可以得到较小的晶粒，有利于硬度的提高。过高的功率密度会使熔覆层烧损，达不到基体表面强化的目的，另外，较小扫描速度可以减少WC的沉积，使WC均匀的分布在熔覆层内；而过小的功率密度不能够使熔覆层与基体表面同时熔化，不能够形成良好的冶金结合，亦不能使基体表面得到强化。

图6 不同扫描速率和功率下显微硬度分布Fig.6 Microhardness distribution at different scanning speeds and powers

图7 功率2.5 kW时不同扫描速率下熔覆层的显微组织Fig.7 Microstructures of coating at 2.5 kW and different scanning speeds: (a) 240 mm/min; (b) 360 mm/min

2.3 激光熔覆层的耐磨性

图8对比研究了基体、Ni基涂层以及NiCrMn+WC合金涂层的磨损质量损失。从图8中可以看出，经过激光熔覆Ni+WC合金涂层后，45钢基体表面的耐磨损性能得到了显著的提升。对于基体及纯Ni基涂层而言，磨损开始理想状况为线接触，但是经过一段时间的磨损之后，材料表面会由于磨损出现契合摩擦副的一个凹面，增大了摩擦面积，因此，在质量损失曲线上呈现磨损加剧的情况。由于Ni基涂层的硬度远大于45钢基体的，故其耐磨损性能明显优于基体的。熔覆涂层在添加了WC之后，熔覆层在磨损过程的初始阶段，Ni基合金元素化物由于其硬度相对较低，在磨料的作用下先行被磨损。随着磨损的进行，Ni基合金元素化物的不断磨去，WC颗粒开始凸露出来，此时WC颗粒作为主要的承载相。因与其对磨的GCr15钢中强化相碳化铬的硬度比WC的低，高硬度的WC颗粒阻止GCr15钢切入涂层。并且，熔覆层中的金属都具有一定的塑性变形能力，当轴承钢对涂层施加外力时，内嵌WC颗粒的金属Ni会发生一定的塑性变形，吸收了部分能量，延缓了WC颗粒的拔出、脱落，提高了涂层的耐磨性能。由于WC颗粒具有较高的硬度，可起到阻碍磨粒磨损的作用，因此，可以看到磨损进行的中期会有变缓的趋势，但是当WC颗粒周围的基质不断发生挤压磨去后，其中的WC颗粒将破碎以至于发生脱落(见图9)。

图8 样品的磨损质量损失Fig.8 Wear mass loss of samples

图9 破碎WC颗粒的形貌Fig.9 Morphology of cracked WC particle

图10 样品的磨损形貌Fig.10 Morphologies of worn surfaces of samples:(a) Substrate; (b) Ni-based coating; (c) NiCrMn+WC30%coating

图10所示为样品的磨损形貌。从图10所显示的3种材料不同的磨损形貌可看出，较轻的磨粒磨损和少量粘着磨损，而NiCrMn+WC合金涂层中，因为有硬质相的加入，其磨损方式转变成了轻微的磨粒磨损。

3 结论

1) 通过激光熔覆的方法在45钢表面制备的NiCrMn+WC硬质合金涂层，在合适的工艺参数下，熔覆层的致密度较高，无明显的裂纹及孔洞出现，且与基体呈良好的冶金结合，当WC含量超过50%(质量分数)时，熔覆层内易产生层内开裂。

2) 45钢表面熔覆的NiCrMn+WC涂层，其硬度比基体提高了3～5倍，且工艺参数与WC含量对硬度的影响规律为：在一定范围内，增加扫描速度为200～600 mm/min)，降低功率(4～1.5 kW)以及增加 WC的含量(质量分数50%以下)比例都可以提高熔覆层的硬度。

3) 在45钢表面熔覆NiCrMn+WC硬质合金涂层，可以很好地改善基体的耐磨损性能，其磨损质量损失比基体降低了约94%，且磨损类型从粘着磨损转变为轻微的磨粒磨损。

4) 分析各个工艺参数下熔覆层的性能，得到最优的工艺参数功率2.5 kW，扫描速度360 mm/min，最佳涂层配比为70%NiCrMn+30%WC(质量分数)。

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