几种微量元素对铁基激光熔覆层组织与性能的影响

2020-07-16田玉亮李杰

热喷涂技术 2020年1期

田玉亮，李杰

（1.北京矿冶科技集团有限公司，北京,100160;2.北矿新材科技有限公司，北京，102206）

0 引言

激光熔覆作为一种绿色再制造工艺，在煤矿领域得到较为广泛的应用，液压支架作为顶板支护设备也受到重点关注[1-4]，目前国内外对煤矿液压支架较多采用表面电镀硬铬的方式进行防护，电镀硬铬工艺严重破坏环境且防护效果较差，李杰、杨庆东等[1,2]研究表明采用激光熔覆技术制备的耐磨防腐熔覆层，可以明显延长煤矿液压支架使用寿命，然而目前激光熔覆材料较多采用的是商用热喷涂粉末[5,6]，极易在熔覆过程中产生裂纹，为此激光熔覆专用粉末的研究成为激光熔覆技术研究的重要方向。激光熔覆材料主要有自熔合金粉末、陶瓷粉末以及金属陶瓷复合粉末等，铁基合金材料因与基材成分接近，更易与基材形成良好冶金结合，且成本低，易于研究和推广应用，成为研究的热点，常见的铁基合金粉末有FeCrC 合金体系[7]、FeCrBSiC 合金体系[8]以及FeNiCrMoSiC 合金体系[9]等，研究表明，合金元素对铁基熔覆层的微观组织以及性能有很大的影响，李杰[2]研究的FeNiCrMoSiC 熔覆材料表明，C 含量不超过0.3%，能够制备出无裂纹激光熔覆层。李胜、宋武林[10,11]研究表明铁基合金粉末中加入适量的C 元素，能提高Ms 点，增加α-Fe 相的转变量，降低Mo 含量，减弱熔覆层开裂敏感性。姚成武[12]认为在铁基合金粉末中添加V、W 元素有利于熔覆层硬质相生成，提高熔覆层硬度。基于此，本文在已有研究的基础上，自行制备FeNiCrMoSiC 合金体系粉末，研究C 元素、V+W 元素含量变化对所制备的涂层组织及性能影响，旨在得到能够大幅提高熔覆层硬度且无裂纹，增强其耐磨、耐蚀性的合金粉体材料。

1 试验材料及方法

试验基材为27SiMn 钢，熔覆粉末为自行制备的铁基合金粉末，其形貌及主要化学成分分别如图1、表1 所示，四种粉末的物理性能基本相似，即粒度组成为45～149μm、流动性14-15s/50g、松比4～5g/cm3。本次试验用铁基合金粉末分为两个系列，一个系列通过调整C 含量，而其他元素保持不变（如表1 中的1-3 号试样）制备的合金粉末，根据李杰[3]前期研究表明，当碳含量增加到0.3%，熔覆层存在开裂的倾向，故本次试验最高碳含量未超过0.3%；另一个系列通过降低Mo 元素、Ni元素，添加V+W 元素（如表1 中的4 号试样）所制备的合金粉末，降低Mo 元素主要是降低熔覆层开裂敏感性[10]；降低Ni 元素、增加W+V 元素一是降低粉末成本，二是提高熔覆层硬度[10,12]。采用HJ3000 型CO2激光器与PF-3 型激光宽带涂覆喷粉机进行同步送粉式激光熔覆多道搭接试验，其工艺参数如下：激光功率2.3kW，送粉率8g/min，光斑直径3mm，扫描速度300mm/min。

将实验获得的试样沿表面冶金道方向横向截开，做成金相试样，用王水进行腐蚀，对表面熔覆层截面进行金相分析；在HLM-100PLUS 手持式里氏硬度仪，对表面熔覆层进行硬度检测。盐雾腐蚀试验在YWX/Q-250 盐雾腐蚀试验箱中进行，试验前用清漆将试样裸露的基材涂覆，静置晾干后用清水将试样表面脏物清洗干净，随后用酒精清洗、吹干，放置在干燥器中备用。试验条件：箱体温度35℃，饱和桶温度47℃，盐雾沉降量1.7mL/80cm2·h，样品呈30°倾斜放置在样品架上。

图1 激光熔覆粉末形貌Fig.1 Morphology of laser cladding powder

表1 激光熔覆铁基粉末化学成分(wt.%)Table 1 The chemical composition of laser cladding Fe-Based powder (wt.%)

2 结果与讨论

2.1 熔覆层组织分析

4 种铁基合金熔覆层微观组织基本相似（如图2），呈典型的三种组织形态：即熔覆层与基体之间结合区，结合区呈快速凝固组织特征；熔覆层靠近结合区部的组织为树枝状晶（含部分胞状晶）；熔覆层表端组织为等轴晶。上述表面冶金层结晶形态的变化主要受 G/V(G 为温度梯度，V 为结晶速度)的控制[13]。在熔覆层和基材界面处的温度梯度最大，但此时熔池中的结晶速度最小，所以熔池金属以平面晶方式长大，形成一层很薄平面晶区，在显微镜下呈现白亮带，这也说明熔覆层与基体呈良好的冶金结合；随着液固界面的推移，熔池中温度梯度G 逐渐减小，结晶速度V 逐渐加大，形成胞状晶，在结晶区前沿液相中产生成分过冷，结晶形态由胞状晶变为树枝晶，同时部分枝晶呈现择优生长现象，存在定向凝固的柱状枝晶组织；随着液固界面的不断推进，液相中温度梯度不断降低，结晶速度越来越快，造成树枝晶在逐渐细化；在熔池顶部，由于熔池中散热条件改变，既可以通过基体传导散热，又可以通过周围空气介质辐射和对流散热，此时熔池中成分过冷度很大，使得熔池处于深过冷状态，提高形核率，所以结晶晶粒更加细小，呈现等轴晶状态。

图2 铁基合金激光熔覆层组织：(a)结合区；(b)熔覆层中部；(c)熔覆层顶部Fig.2 SEM Microstructures of the laser cladding layers: (a) combining area,(b)central section of the cladding layer, (c)top of the cladding layer

利用扫描电镜携带的能谱仪测定了4 种合金熔覆层不同区域的成分，分析部位及结果如图3、表2 所示，结果显示熔覆层主要由树枝晶及枝间共晶组成，A 区为树枝晶枝干部分，B 区为枝晶间隙。A、B 区的元素质量分数如表2 所示。本工作铁基粉末中的合金元素主要有Ni、Cr、Mo、Si、B 和C。其中Ni、B 和 C 是奥氏体相形成元素，而Cr、Mo、W、V 和Si 是铁素体形成元素和缩小奥氏体区元素。作为主要合金元素的Ni、Cr 和Mo，在凝固过程中将发生偏析，从而造成组织差异。EDS 结果显示枝晶区域主要元素为Fe和Ni；枝晶间区域主要元素富集Cr 和Mo。图4所示为四种熔覆层物相分析结果，1-3 号试样主要由γ-Fe、FeNiCrC、Fe0.64Ni0.36、α-FeC 组成，而4 号试样由γ-Fe、FeNiCrC、Fe0.64Ni0.36、α-Fe、MC 组成。根据EDS 结果并结合XRD 分析，认为大块区域为奥氏体枝晶、Fe0.64Ni0.36和FeNiCrC 化合物，细密的树枝晶为α-FeCr 固溶体以及FeNi 的共晶组织，枝晶中也存在大量的Ni 元素和大量的Cr 元素，这归因于在冷却凝固过程中铁基合金粉末中的 Ni、Cr 与Fe 的原子半径相差不大而固溶于Fe 原子，从而形成了富含Ni 和Cr 的固溶体。4 号试样与其他试样组织结构不同主要是在于枝晶间为α-FeCr 含量较多，且含有微量的MC，之所以组织有差异，主要是4 号试样Cr 元素含量较Ni 元素高，更容易促成α-FeCr形成，枝晶间富集V 元素，极易与C 元素形成碳化物。

图3 熔覆层EDS 分析区域Fig3. EDS analysis area of the cladding layer

表2 熔覆层能谱分析Table 2 EDS result of the cladding layers

图4 熔覆层XRD 分析结果Fig.4 XRD analysis of cladding layers

2.2 熔覆层硬度

用HLM-100PLUS 手持式里氏硬度仪对材料硬度进行分析，对每个试样表面随机测定5 个点获取一个平均值，四种熔覆层的洛氏硬度如表3所示。结果显示每个试样熔覆层硬度分布比较均匀，1-3 号试样碳含量从0.1%增加到0.3%，熔覆层的洛氏硬度从22.2 增加到40.7，这表明熔覆层硬度随着C 含量的增加而增加，根据熔覆层的物相分析，随着C 含量增加枝晶间α-FeCr 衍射峰增强，表明熔覆层中α-FeCr 含量随着C 含量增加而增加，结合Schaeffler diagram 组织图[6]，1-3 号试样成分设计制备的熔覆层极易析出的马氏体相，这表明熔覆层中α-FeCr 主相为马氏体，即在Ni、Cr、B、Si、Mo 元素保持不变的条件下，随着C元素含量的增加，激光熔覆粉末在快速不平衡结晶中，C 可以作为间隙原子固溶到Fe 基体中，形成间隙固溶体，随着激光熔覆的冷却速度加快，其固溶度随着C 含量增加而增大，极易形成碳溶于α-FeCr 的过饱和的固溶体，即马氏体相，孙有政[14]的研究也证明了这一点。4 号试样熔覆层硬度提高的机理与上述试样一致，即高Cr、低Ni促使α-FeCr 含量增加[15,16]，α-FeCr 作为硬质相，能显著提高熔覆层硬度，同时W 元素在基体中作为间隙原子起到固溶强化作用，V 元素在枝晶极易形成碳化物，作为硬质相起弥散强化作用以提高熔覆层硬度。

表3 熔覆层洛氏硬度Table3 The rockwell hardness of the cladding layer

2.3 熔覆层耐蚀性能

1-4 号试样经盐雾试验后，熔覆层出现不同程度的腐蚀情况，但熔覆层与基体结合良好，未出现脱落现象。图5 为1-3 号试样熔覆层经72h盐雾腐蚀后表面形貌照片。从图中分析可知，C 含量为0.10%的熔覆层经72h 盐雾腐蚀后熔覆层未发现锈迹；C 含量为0.20%的熔覆层出现1个腐蚀点；C 含量为0.27%的熔覆层出现3 个腐蚀点，可见，随着C 含量的升高，熔覆层表面出现的腐蚀点数量增多，其抗点蚀能力变差。图6 为1 号试样、2 号试样、3 号试样和4 号试样经212h 盐雾腐蚀后的照片，可以看出，4 种试样的腐蚀面积百分比分别约为30%、36%、42%、50%，表明加V 和W 元素，明显降低熔覆层腐蚀性能。1-3 号试样抗腐蚀能力优于4 试样，因为涂层中Ni、Cr、Mo 含量较高，Ni 化学性质稳定，可以降低涂层阳极活性溶解速率，提高涂层的耐腐蚀性能和钝化能力，同时，涂层中Cr、Mo 元素的富集，极易形成富Cr 氧化物、Mo 氧化物的钝化膜，从而提高涂层钝化能力和局部抗腐蚀能力，增强涂层的的耐蚀性[6]。