分享：含镍包WC铁基合金涂层显微组织和摩擦磨损性能

低合金Cr-Mo-V钢和Cr-Mo钢被广泛用于制造燃机机组、燃煤机组和循环流化床机组的关键部件,主要包括15Cr1Mo1V钢[1-3]、12Cr1MoV钢[4-5]、15CrMoG钢[6-7]等。燃气-蒸汽联合循环发电机组高压蒸汽联合阀阀体材料为15Cr1Mo1V铸钢件,锅炉冷灰斗水冷壁材料为15CrMoG钢,流化床锅炉屏式过热器材料为12Cr1MoV钢。ZG15Cr1Mo1V钢是一种珠光体类耐热铸造钢,常用于制作进汽温度不高于540 ℃的燃煤机组电站阀壳和汽缸,以及进汽温度为565.5 ℃的燃机高压联合主汽门。该钢铸造工艺性差,对热处理冷却速率敏感,易产生裂纹缺陷。燃煤锅炉冷灰斗水冷壁管和流化床锅炉屏式过热器管均存在冲击和磨损的问题。激光熔覆技术可起到增强防护和损伤修复的作用。强化功能是指通过涂层（熔覆层）增强基材的性能,在金属部件表面制备强度大、抗冲击且耐磨的涂层；修复功能主要体现在修复金属部件的孔洞和裂纹,恢复已损伤部件的结构尺寸,以提高部件再制造后的服役性能。利用激光熔覆技术能延长电站金属部件的使用寿命。 

激光熔覆技术相对于其他传统表面技术（如镀膜、刷镀、堆焊、焊条电弧焊等）有诸多优点,如：激光作用时间短、稀释率低、热影响区小、部件变形小；冷却速率快,可以细化晶粒,使组织致密,产生亚稳相、非晶相及超弥散相；涂层与基体冶金的结合强度高；熔覆过程可控性好,便于实现自动化,对环境无污染等。激光熔覆技术可对燃机机组、燃煤机组、循环流化床机组、水电和风电机组等金属部件进行增强耐磨预防护或修复。目前激光熔覆材料主要为Fe基[8-11]、Ni基[12-16]、Co基[17]可熔性合金粉末,其中Fe基合金具有综合力学性能良好及成本低等优点。WC具有熔点高、硬度高、热稳定性和化学稳定性好等优点,与Fe基、Ni基、Co基涂层结合具有良好润湿性,可用作涂层增强相的材料。WC增强金属基复合涂层制备方法主要有激光熔覆、热喷涂等。由于WC与金属基母材相的线膨胀系数存在一定差异,涂层中WC含量需控制在一定范围内,避免涂层出现纵向裂纹等缺陷；同时为避免WC分解,通常采用镍包WC作为增强相。申井义等[18]报道了镍包WC是一种具有核壳结构的球状混合粉,WC颗粒被Ni基合金包裹在球状结构的中心位置,Ni能对WC颗粒起到保护作用,因为其对激光光波的吸收率和热导率低。镍包WC还可以提高WC颗粒的润湿性及其在涂层中的弥散性；镍包WC增强涂层的组织更细小、成分分布更均匀,结构完整性优于WC增强涂层。 

笔者选取15Cr1Mo1V钢作为基材,采用激光熔覆技术在15Cr1Mo1V钢表面制备含镍包WC的增强铁基合金涂层,利用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪(XRD)、显微硬度计、拉伸试验机、冲击试验机和摩擦磨损试验台等设备对涂层的显微组织、物相组成、显微硬度、拉伸性能、冲击性能和摩擦磨损性能等进行研究,为15Cr1Mo1V钢提供高质量的激光熔覆增材制造技术（预防护或修复）提供数据支撑。 

1.   试样制备及试验方法

1.1   试样制备

选择15Cr1Mo1V钢作为基材,其化学成分如表1所示,尺寸（长度×宽度×高度）为200 mm×300 mm×20 mm。先用砂纸打磨基体板表面,用无水乙醇溶液清洗试样。对基体试样进行预热处理,将基体预热至温度约为100 ℃,以降低熔池的冷却速率,减少涂层的残余应力。 

选择铁基涂层,合金粉末粒径为40~150 μm,铁基合金粉末的化学成分如表2所示。镍包WC颗粒的粒径为40~150 μm,其中Ni元素质量分数为12%,WC质量分数为88%。镍包WC的添加量（质量分数）为0~30%。 

采用激光熔覆设备制备涂层,采用同步送粉方式,激光功率为1 400 W,扫描速率为300 mm/s,搭接率为50%,送粉速率为18 g/min,光斑直径为3 mm。待涂层试样冷却后,对试样进行切割。依次用90,360,600,1 000,1 500,2 000目（1目=25.4 mm）的水砂纸对试样进行打磨。选用水溶性金刚石研磨膏在磨抛机上对试样进行抛光直至镜面,随后用无水乙醇擦拭试样。待试样风干后放置于干燥箱中备用。 

1.2   试验方法

采用体积分数为3%的硝酸乙醇溶液对试样进行腐蚀,然后利用光学显微镜对试样进行金相检验。利用SEM观察涂层的微观形貌。采用XRD分析涂层表面的物相,加速电压为40 kV,电流为20 mA,扫描范围为20°~90°。采用显微硬度计测试涂层的维氏硬度,载荷为10 N,取涂层表面的5个区域,每个区域测量5次,求平均值。根据GB/T 228.1—2021 《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》,室温拉伸试样为全壁厚横向试样；根据GB/T 228.2—2015 《金属材料 拉伸试验 第2部分：高温试验方法》,高温拉伸试样为?圆柱形试样,采用拉伸试验机对基材试样和激光熔覆试样进行室温和高温拉伸试验。根据GB/T 229—2020 《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》,制备含有V形缺口的冲击试样,尺寸（长度×宽度×高度）为55 mm×10 mm×10 mm,利用冲击试验机对试样进行冲击试验。使用高温摩擦磨损仪进行摩擦磨损试验,转速为560 r/min,载荷为9.8 N,摩擦磨损时间为60 min,对磨材料为Si3N4(直径为4 mm),试验温度为室温和550 ℃。 

2.   试验结果

2.1   微观分析

2.1.1   XRD分析

图1为不同镍包WC含量涂层的XRD分析结果。由图1可知：镍包WC的质量分数为10%时,涂层析出Fe3W3C、Fe6W6C、WC和Cr23C6等；随着镍包WC含量的不断增多,Fe6W6C和Cr23C6衍射峰增强,碳化物数量显著增多,尤其当镍包WC的质量分数为30%时,Fe6W6C和Cr23C6的衍射峰显著增强,表明碳化物析出量增多。 

图  1  不同镍包WC含量涂层的XRD分析结果

2.1.2   SEM分析

不同镍包WC含量涂层的SEM形貌如图2所示。由图2可知：铁基合金涂层组织致密；随着镍包WC含量的不断增大,大部分WC颗粒与铁基合金元素发生化学反应而形成新的碳化物相,进而形成网络状结构,晶粒细化；部分区域分布有未分解的WC颗粒,WC颗粒保持了原有形貌；WC颗粒周边发生熔化分解,熔化后的WC颗粒与Fe、Cr 形成碳化物,将WC颗粒牢牢固定在涂层中。 

图  2  不同镍包WC含量涂层的SEM形貌

2.2   力学性能测试

2.2.1   显微硬度测试

基体和不同镍包WC含量涂层的显微硬度分布曲线如图3所示。由图3可知：当镍包WC质量分数分别为 10%,20%,30%时,涂层的平均显微硬度分别为720,774,819 HV0.5,随着镍包WC含量的增大,涂层显微硬度显著增大,结合界面的硬度也相应提高；涂层显微硬度曲线呈阶梯状分布,由内向外硬度逐渐降低,说明涂层硬度大,基体硬度最小。 

图  3  基体和不同镍包WC含量涂层的显微硬度分布曲线

随着镍包WC含量的增大,涂层显微硬度显著增大。激光熔覆过程中,部分镍包WC高温分解成W、C,与涂层合金元素Cr和Fe发生化学反应,形成了Cr23C6、Fe3W3C、Fe6W6C等硬质相,发挥弥散强化作用。析出碳化物作为形核中心,可以促进二次枝晶形成、细化涂层晶粒,起到细晶强化作用。在弥散强化、细晶强化的综合作用下,涂层硬度增大,当镍包WC质量分数为30%时,涂层显微硬度达到最大值,为819 HV0.5。 

2.2.2   拉伸性能测试

图4为基体和不同镍包WC含量涂层的拉伸性能测试结果。由图4可知：随着镍包WC含量的增加,涂层在室温和高温条件下的抗拉强度、屈服强度、断后伸长率、断面收缩率均略微增大,且均较基体试样有大幅提升。涂层高温抗拉强度和屈服强度显著提高的原因为,在激光熔覆制备过程中,涂层与基体表层形成冶金结合,使涂层组织致密、晶粒细化,大量细小碳化物析出强化,材料的高温抗拉强度和屈服强度得到提高。 

图  4  基材和不同镍包WC含量涂层的拉伸性能测试结果

2.2.3   冲击性能测试

基材和不同镍包WC含量涂层的冲击性能测试结果如图5所示。由图5可知：基体试样的冲击吸收能量为34.2 J；不含镍包WC涂层试样的冲击吸收能量为38.6 J；含有质量分数为20%,30%镍包WC涂层试样的冲击吸收能量分别为61.1,62.2 J,均较基体试样有大幅提升。 

图  5  基体和不同镍包WC含量涂层的冲击性能测试结果

涂层晶粒细化导致晶界处的位错吞噬和释放能力明显提高,使涂层的塑性和韧性增大。晶粒越细小,则晶界面积越大,对涂层材料性能的影响也越大。对于涂层材料的室温力学性能来说,晶粒越细小,其强度和硬度越大,塑性和韧性也越好。因为晶粒较细,可使塑性变形更均匀,内应力集中较小；还可以使晶界面增多,晶界越曲折,晶粒与晶粒之间交错的机会就越多,抑制了裂纹的萌生和扩展,使材料的强度和韧性增大。 

2.2.4   摩擦磨损试验

图6为室温下基体和不同镍包WC含量涂层的摩擦因数曲线。由图6可知：基体试样的摩擦因数约为0.6,不含镍包WC涂层试样的摩擦因数约为0.55,含有质量分数为20%,30%镍包WC涂层试样的摩擦因数分别约为0.52,0.49。 

图  6  室温下基体和不同镍包WC含量涂层的摩擦因数曲线

图7为室温下基体和不同镍包WC含量涂层的磨损轮廓曲线。由图7可知：基体试样的磨损深度约为4.80 µm,磨损宽度约为815 µm；不含镍包WC涂层试样的磨损深度约为3.21 µm,磨损宽度约为734 µm；随着镍包WC含量增大,涂层的磨损深度和磨损宽度逐渐减小。 

图  7  室温下基体和不同镍包WC含量涂层的磨损轮廓曲线

图8为高温下基体和不同镍包WC含量涂层的摩擦因数曲线。由图8可知：基体试样的摩擦因数约为0.63,不含镍包WC涂层试样的摩擦因数约为0.55,含有质量分数为20%,30%镍包WC涂层试样的摩擦因数分别约为0.49,0.45。 

图  8  高温下基体和不同镍包WC含量涂层的摩擦因数曲线

图9为高温下基体和不同镍包WC含量涂层的磨损轮廓曲线。由图9可知：基体试样的磨损深度约为43.6 µm,磨损宽度约为996 µm；不含镍包WC涂层试样的磨损深度约为37.8 µm,磨损宽度约为993 µm；随着镍包WC含量的增大,涂层的磨损深度逐渐减小。 

图  9  高温下基体和不同镍包WC含量涂层的磨损轮廓曲线

对比磨损深度和磨损宽度,质量分数为30%的镍包WC涂层耐磨性更高,因为涂层中弥散分布有Fe3W3C、Fe6W6C、WC和Cr23C6等硬质相,这些相具有细化晶粒的作用,使涂层的耐磨性较原始基体显著提高。材料摩擦磨损性能提高的原因为：涂层组织致密,使涂层表面粗糙度降低、摩擦因数减小；位错密度增大、晶粒细化及硬质相的产生使涂层组织致密性提高、显微硬度增大、接触面积减小,不易发生黏着磨损；晶粒细化的涂层更具保护性和附着力,起到钝化作用,改善了涂层的摩擦磨损性能。 

3.   结论

（1）镍包WC铁基合金涂层物相为Cr23C6、Fe3W3C、Fe6W6C和WC等；随着镍包WC含量的不断增大,大部分WC颗粒与铁基合金元素发生化学反应,产生新的碳化物相,形成网络状结构,使材料晶粒细化。当镍包WC质量分数为30%时,Cr23C6和Fe6W6C数量增多,铁基合金涂层的组织致密、细化效果最明显。 

（2）当镍包WC质量分数为30%时,涂层硬度达到819 HV0.5,室温和高温下的抗拉强度分别为531,508 MPa,室温和高温下的屈服强度分别为383,342 MPa,冲击吸收能量为62.2 J,耐摩擦磨损性能最佳。

文章来源——材料与测试网