DOI:10.14128/j.cnki.al.20254512.023
中图分类号:TN249
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WC颗粒复合强化不锈钢激光沉积组织及耐磨性研究
0 引言
机械金属零部件表面存在磨损性能差等问题[1],利用定向能量沉积处理技术[2]可以增强零件表面的耐磨等性能。在金属材料表面改性等相关技术中,定向能量沉积技术具有沉积层成分可调、可进行工件修复、沉积质量高等优势[3-4]。激光定向能量沉积修复技术是通过激光将金属粉末融化沉积在缺陷零部件表面上形成沉积层[5]。激光定向能量沉积修复后的零件具有超过原零件强度85%的提升,而修复成本却不到更换原零件所需费用的25%。这一技术实现了零件轻量化,提高了性能,并且在经济上更为高效[6]。
目前常用的增强金属零部件表面的不锈钢沉积材料为316L合金,但其沉积后硬度较低,约30 HRC[7]。因此选用JG-8和FeCo50两种不锈钢合金粉末,为了使其获得更加优良的耐磨性能,往往都将其与WC、SiO2等高硬度材料混合作为复合沉积材料[8-9],这样可以显著提升沉积后材料的显微硬度、抗磨损性能等。金属合金粉末对WC有很好的润湿性[10],在金属凝固过程中,WC增强颗粒容易被凝固界面捕捉,从而制备出界面结合良好且分布较为均匀的复合材料[11]。因此采用激光定向能量沉积技术制备WC增强不锈钢合金沉积层具有一定的学术价值和应用价值。
本研究在A3钢表面分别激光定向能量沉积JG-8、10%WC/JG-8、FeCo50和10%WC/FeCo50(质量分数,下同) 4种不锈钢复合材料,对比四种沉积层的微观形貌、组成成分及显微硬度,并进行了耐磨损对比实验。研究结果表明FeCo50材料要比JG-8材料的性能较好,含10%WC的不锈钢复合材料能够显著增强A3钢基体表面的显微硬度和耐磨损能力,其中10%WC/FeCo50复合材料沉积层的显微硬度和耐磨损能力均为最优,这为后续进一步研究含WC不锈钢材料的激光定向能量沉积方法提供了参考。
1 试验材料及方法
试验基底材料为A3钢(又称Q235碳素钢,主要成分如表1所示),基底尺寸为240 mm×120 mm×20 mm,试验前用激光清洗机(HFB-C50)清洗基材表面的氧化物和铁锈等,避免钢板表面的污染物在激光定向能力沉积过程中分解或气化,产生气体,导致气孔的产生。清洗后的钢板比未清洗的表面更平整,减小了粗糙度,可以提高沉积层与基材之间的接触面积,有助于定向能量沉积过程的精确控制,提高沉积层的均匀性和黏附性。钢板清洗前后对比形貌如图1 所示。实验过程中将基材水平放置在氩气罩中,以防止粉末高温熔化过程造成样品的氧化。
图1 A3钢表面清洗处理前后对比图
Fig.1 Comparison of A3 steel surface before and after cleaning treatment
表1 A3钢材的化学组成成分
Table 1 Chemical composition of A3 steel
ChemicalcompositionContent(wt.%)Si0.26Mn0.39C0.19FeBal.
JG-8和FeCo50合金粉末成分如表2所示,通过表2的粉末成分对比可知,FeCo50合金粉末比JG-8合金粉末成分中多了约6%Co成分,通过测试比较这两种合金的性能,有望通过多一定量的Co成分提高合金的耐磨损性能。
表2 JG-8和FeCo50合金粉末化学成分
Table 2 Chemical composition of JG-8 and FeCo50 alloy powder
ChemicalcompositionCrSiNiCMoCoFeMassfraction/%JG-817.861.183.380.090.310.22Bal.FeCo5018.001.501.000.201.506.00Bal.
将0%WC/JG-8、10%WC/JG-8、0%WC/FeCo50和10%WC/FeCo50粉末混合,为了确保强化相WC颗粒的均匀分布,使用VC-5混粉机进行机械混合40 min后放到恒温干燥箱中,在110 ℃温度下干燥2 h,去除内部水分。
实验采用高斯激光定向能量沉积系统,系统包括激光器、六自由度工业机器人、水冷机、送粉系统、氩气瓶和实验室自主研发的同轴送粉头,氩气瓶为气动送粉器提供送粉动力,同时为沉积实验提供氩气环境。
在沉积过程中,粉末与激光通过同轴送粉头一起辐射在熔池中,其中送粉器的送气量为2.5 L/min,送粉量调为25 g/min,在激光的作用下合金粉末A3钢基板上形成沉积层。为了避免沉积层在沉积过程中发生高温氧化反应,全部沉积过程在氩气舱里进行。其中工艺参数为:激光功率为2 200 W,光斑扫描速度为15 mm/s,沉积多道搭接率为50%。
在试样制备完成后,对4种材料的激光沉积试样块进行预处理:试样制备完毕后,采用电火花数控线切割机(DK7735)将试样切割为6 mm×6 mm×6 mm的尺寸用于分析显微组织以及测试硬度,15 mm×10 mm×10 mm的尺寸用于摩擦磨损性能测试。切割下来的试样镶嵌成块,然后使用磨抛机进行研磨和抛光处理,在抛至表面无划痕后用超声清洗将样品清洗干净。使用王水对试样进行腐蚀后,采用CX40M光学显微镜观察沉积层的形貌等,采用扫描电子显微镜(ZEISS Sigma300)对沉积试样的WC颗粒分布及WC周围的微观组织进行表征分析;采用显微硬度计(HV-1000)对沉积层进行硬度测试(载荷200 N,持续时间10 s,点间距50 μm);采用摩擦磨损试验机(M-2000)对沉积层进行耐磨损实验(外加载荷力150 N,环速200 r/min、持续时间60 min),摩擦形式为干滑动摩擦,对磨环的材质为GCr15钢[硬度(60 ± 2)HRC、直径50 mm。
2 试验结果与分析
2.1 沉积层宏观形貌
利用高斯激光定向能量沉积系统制备了0%WC/JG-8、10%WC/JG-8、0%WC/FeCo50和10%WC/FeCo50沉积层试样,沉积层宏观表面及截面形貌如图2所示,可以看出试样表面光滑、平整,内部未出现裂纹、凹陷、明显大气孔等缺陷。制备过程中,对粉末与基材熔化形成的熔池进行氩气罩保护,保证氧含量小于50×10-6,以防止高温熔化过程造成沉积试样的氧化。
图2 沉积层宏观表面及截面形貌
(a)～(d)宏观表面;(a1)～(d1)截面形貌
Fig.2 Macroscopic surface and cross-section morphology of the sedimentary layer
(a)～(d)Macroscopic surface;(a1)～(d1)cross-section morphology
2.2 沉积层显微组织
0%WC/FeCo50、10%WC/FeCo50、0%WC/JG-8、10%WC/JG-8 4种沉积试样的横截面整体SEM形貌如图3所示。4种材料沉积试样的平均厚度均约为1.2 mm,沉积层与基材之间冶金结合良好,结合处无气孔、开裂等明显缺陷。沉积试样中存在少量的气孔和部分WC脱落坑,如图3(b)和(d)所示,大部分WC颗粒在沉积层中分布较为均匀,在高能量密度的激光束辐射基材上形成熔池过程中,熔池内存在温度梯度,液态金属在熔池内部发生自然对流,促进了WC颗粒在熔池内的均匀分布。添加WC颗粒后,沉积层中出现的气孔相对较多。因为金属的快速升温和冷却速度极快(103～106 K/s),熔池的存在时间短,其流动性低,阻碍了熔池中部分残留气体的逸出,进而导致产生气孔等缺陷。部分气孔也可能是由于高斯激光过多的热量输入导致WC颗粒少部分熔解,析出的C元素与氧气结合生成CO和CO2,而极快的冷却速度使得气体没有足够的时间逸出,从而在复合材料沉积试样中形成气孔[12]。
图3 沉积试样横截面SEM形貌
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0%WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
Fig.3 SEM morphology of the cross-section of the deposited sample
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0%WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
图4分别显示了4种沉积层顶、中、底部的SEM图像,沉积层底部的枝晶由平面晶生长为胞状晶,再由胞状晶生长为柱状晶,其生长方向垂直于熔池方向。在这4种沉积层中,枝晶生长遵循凝固理论[13],在较高的冷却速率下生成粗柱状枝晶。WC颗粒周围的部分枝晶在WC的阻碍作用下平行于结合处生长。在试样的顶部,枝晶呈逐渐转变的趋势,从最初的柱状晶逐渐演变为等轴晶和胞状晶[14]。这种变化可以归因于沉积层上部区域的温度梯度逐渐减小。在复合材料沉积试样中,特别是在WC颗粒周围,晶粒的组织呈现明显的细化趋势。这表明复合材料在沉积过程中经历的微观结构演变,与温度梯度的变化密切相关。
图4 四种沉积试样顶、中、底部的微观形貌
(a)～(a2) 0%WC/FeCo50; (b)～(b2) 10%WC/FeCo50; (c)～(c2) 0% WC/JG-8; (d)～(d2) 10%WC/JG-8
Fig.4 Microscopic morphology of the top,middle,and bottom of four sedimentary samples
(a)-(a2) 0%WC/FeCo50; (b)-(b2) 10%WC/FeCo50; (c)-(c2) 0% WC/JG-8; (d)-(d2) 10%WC/JG-8
使用Nano Measurer软件计算了4种沉积层中部局部的粒度分布情况,统计结果如图5所示。结果表明,随着WC颗粒的加入,FeCo50和JG-8沉积试样的平均晶粒尺寸分别减小了30.36%和19.68%。
图5 沉积层粒径分布
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
Fig.5 Particle size distribution of sedimentary layers
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
定向能量沉积晶粒生长过程如图6所示。枝晶通常生长在凝固区,激光光斑中心区域的温度梯度较低,有利于等轴晶体的形成。在激光光斑边缘,由于激光连续照射,晶粒以柱状晶的形式生长,形成柱状晶区域。WC颗粒的熔点达到了2 600 ℃,远高于FeCo50与JG-8合金的熔点,WC颗粒在受到激光作用后表面处的G×R较大,使局部晶粒细化[15]。
图6 沉积层的熔池凝固过程
Fig.6 Solidification process of molten pool in sedimentary layer
图7是WC/FeCo50与WC/JG-8沉积层的微观结构,并对其进行EDS线扫。在图中,WC颗粒周围有一些由白色分支组成的“碳化钨冠”。通过图8中的EDS线扫描结果可以看到基材中的Fe和Cr扩散到WC颗粒中,而WC中的C和W扩散到基板中。对比FeCo50和JG-8两种材料的元素,可以明显看出FeCo50中富含Co元素。WC颗粒部分熔融,与基体之间结合良好。图7显示枝晶的生长位置在WC表面,生长方向为向外。产生这种现象的原因是当WC颗粒周围熔化的粉末凝固时,能量从高温基体流向低温WC颗粒,形成微定向生长[16]。在定向能量沉积过程中,激光扫描后,高温熔池将迅速冷却。一些熔化的WC颗粒可以为异质形核提供方便的条件。沉积层的晶粒细化与基体中WC颗粒有关,在柱状晶等长枝晶生长时会遇到未融WC颗粒的阻碍,这种阻碍作用就会抑制晶粒的生长,从而达到细晶强化的作用[17-18]。
图7 WC颗粒与材料边界的微观结构
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
Fig.7 Microscopic structure of WC particles and material boundaries
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
图8 WC颗粒与材料边界的EDS线扫描结果
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
Fig.8 EDS line scan results of WC particles and material boundaries
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
2.3 显微硬度分析
硬度是衡量材料软硬程度的重要指标,也是金属材料最常用的力学性能指标之一[19]。使用维氏显微硬度计从沉积层顶部开始,沿着垂直于沉积层平面的深度方向测量显微硬度数值,每个测量点之间间隔50 μm,直至靠近基材处停止。由于WC颗粒的硬度(2 600 HV) 远大于沉积层的硬度,因此在测量过程中应绕过未熔解的WC颗粒,并在水平方向附近进行测量。
图9显示了0%WC/JG-8、10%WC/JG-8、0%WC/FeCo50、10%WC/FeCo50四种沉积试样沿深度方向的显微硬度曲线以及平均显微硬度。可以看出,随着WC颗粒的加入,10%WC/JG-8与10%WC/FeCo50沉积试样的硬度得到提升,沉积层的平均硬度分别从483.35 HV、592 HV提升至522.45 HV、638.9 HV,其中FeCo50沉积层的硬度要比JG-8的硬度高,10%WC/FeCo50复合材料沉积层的硬度最高。这是因为WC颗粒在受到激光辐照后吸收了大量热量,在其表面形成较大的温度梯度,导致过冷度显著增加,使得柱状晶晶粒细化,沉积层的显微硬度得到显著提升[19]。根据位错理论,当位错遇到由于晶粒边界或硬质相引起的阻挡时,会产生相对位移而无法通过阻挡区域。这种相对位移导致位错沿着阻挡区域的长度线性增加,使位错密度提升,从而阻碍位错的移动,提高材料的抗变形能力和强度。而晶界的存在阻碍了位错的滑移和移动,从而影响了材料的变形。当晶粒尺寸较小时,晶界的相对面积增大,位错受到的阻碍增加,材料不易发生塑性变形,从而表现出更高的硬度[20]。此外,WC颗粒在熔池中分解生成的W元素均匀分布在枝晶中也对沉积层起到一定的固溶强化作用[21]。而未熔化的WC颗粒和新形成的碳化物也可以作为硬质相弥散强化沉积层,发挥第二相强化作用,从而提高材料的硬度。
图9 4种激光沉积试样的硬度测试结果
(a)显微硬度图;(b)平均显微硬度
Fig.9 Hardness test results of four laser deposited samples
(a)Microhardness chart; (b)average microhardness
2.4 摩擦磨损性能分析
沉积试样的摩擦磨损性能表征为摩擦系数和磨损量。4种沉积层在干滑动摩擦磨损试验下的系数曲线随时间的变化如图10(a)所示,摩擦系数小代表测试试样耐磨性较好。摩擦磨损试验分为两个阶段:起始阶段与稳定阶段[22]。起始阶段沉积层与对磨环之间是点接触,沉积层表面虽然已使用砂纸打磨过,但仍然具有一定的粗糙度,这是摩擦系数迅速上升的原因。随着摩擦磨损试验时间的持续延长,接触点逐渐被切断,脱落后成为磨屑,沉积层与对磨环之间逐渐的变为面接触,直至稳定[23]。摩擦系数也逐渐趋于稳定。WC的加入使沉积层稳定阶段的摩擦系数降低,两种材料均有这种表现。其中,未添加WC的JG-8和FeCo50合金的摩擦系数基本稳定在0.29和0.26左右,加入10%WC的JG-8和FeCo50复合材料沉积试样的摩擦系数降至0.26和0.23左右。图10(b)为4种沉积层磨损量结果。
图10 4种沉积层的耐磨性测试结果
(a)摩擦系数图; (b)磨损量
Fig.10 Wear resistance test results of four sedimentary layers
(a)Friction coefficient graph; (b)wear amount
材料的摩擦系数与其硬度值成反比。同时,硬度高能承受更高的磨损载荷,有效避免磨粒引起的犁削,降低自身的磨损程度[24]。析出的大尺寸硬质合金颗粒可以提高表面硬度,使其摩擦系数降低,从而获得更优的耐磨性。从图11中4种沉积层磨损试样表面的SEM形貌可以看出,沉积层在磨损后没有出现摩擦裂纹,但有部分WC脱落和剥落坑、犁沟等,具有典型的磨料磨损和黏着磨损特征。当材料中不含WC时,沉积层的磨损表面较为粗糙,JG-8纯材料磨损凹槽尤为明显。当添加WC后,沉积层磨损表面有少量磨屑和小部分脱落,并且磨损面犁沟宽而浅,显示出良好的耐磨性。
图11 沉积层磨损试样表面SEM形貌图
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
Fig.11 SEM morphology of the worn sample surface of the sedimentary layer
(a)0%WC/FeCo50; (b)10%WC/FeCo50; (c)0% WC/JG-8; (d)10%WC/JG-8
3 结论
本研究利用高斯激光定向能量沉积系统在A3钢表面制备了0%WC/JG-8、10%WC/JG-8、0%WC/FeCo50和10%WC/FeCo50 4种沉积试样,并对其宏观形貌、微观组织、显微硬度和耐磨性进行了研究,得出如下结论:
(1)沉积层底部的晶体结构呈现从平面晶到胞状晶再到柱状晶的演变,在顶部枝晶呈现逐渐转变的趋势,从柱状晶演变为等轴晶和胞状晶。
(2)沉积材料中晶粒的组织在WC颗粒周围表现出明显的细化趋势。随着WC颗粒的添加,FeCo50和JG-8沉积试样的平均晶粒尺寸分别减小了30.36%和19.68%。
(3)4种沉积材料在添加了WC颗粒后,沉积试样的平均硬度显著提升,从原来的483.35 HV和592 HV分别提升至522.45 HV和638.9 HV。
(4)4种沉积材料均展示出优异的耐磨性能。未添加WC的JG-8和FeCo50合金的摩擦系数稳定在0.29和0.26左右,添加10%WC后沉积试样的摩擦系数分别降至0.26和0.23左右。
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