表面激光熔覆

表面激光熔覆（共8篇）

表面激光熔覆 篇1

0 引言

镁合金具有比强度、比刚度高,导热导电性好等优点,是继钢铁、铝合金之后的第三大最具潜力的结构材料[1,2,3]。镁在地球上储量位居常用金属的第三位,海水中镁含量达2.1×1015t,可谓“取之不尽,用之不竭”。因此,多年来镁合金一直备受国内外研究学者的关注,但耐磨性和耐蚀性差在某种程度上制约了镁合金的广泛应用。表面处理是提高镁合金耐磨耐蚀性最简单的办法,如电化学沉积、转化膜技术、阳极氧化、热喷涂等[4,5,6]。激光表面熔覆最具发展前景,它是在激光束的作用下,将合金粉末或陶瓷粉末与基体表面迅速加热并熔化,光束移开后自激冷却的一种表面处理方法[4,5,6]。

镁合金分为铸造镁合金和变形镁合金,其中铸造镁合金约占镁合金总产量的90%以上。AZ91压铸镁合金是目前开发最成功、研究最细致的Mg-Al系合金,已广泛应用于航空航天、交通运输工具和电子器材等领域[7]。目前AZ91镁合金表面激光熔覆体系主要有Al基合金熔覆体系,Al基+Al2O3 或SiC复合熔覆体系,陶瓷熔覆体系,Cu基、Zr基非晶熔覆体系。本文综述了AZ91压铸镁合金表面不同激光熔覆层的组织特征及其耐磨耐蚀性的研究现状。

1 Al基合金熔覆层

Al具有很好的耐腐蚀性,而Al与Mg具有相近的熔点,在低温下两者易形成共晶组织,因此镁合金表面涂覆铝及铝合金粉末可显著提高镁基体的耐磨性和耐腐蚀性[8]。Yali Gao等[9]利用5kW CO2激光器,采用宽带激光熔覆技术在AZ91HP镁合金的表面熔覆了Al-11.7%Si(质量分数)合金粉末。熔覆层主要由Mg17Al12基体和分布其中的树枝晶Mg2Si、针状Mg2Al3组成;结合区沿热流方向自基体由柱状晶逐渐变为等轴晶;热影响区在Mg的扩散和快速冷却双重作用下,由α-Mg和β-Mg17Al12共晶组成,如图1所示。与原始合金相比,熔覆层微观硬度提高340%,耐蚀性提高90%。

Y.Yang等[10]在AZ91D镁合金表面熔覆了不同比例的Al-Si合金粉末,当Si的质量分数为8.0%时, 除熔覆层外熔池中还含有大量的Mg17Al12和少量Mg2Si;熔覆层由金属间化合物Mg2Si和Mg17Al12组成;当硅的质量分数为12.5%时,熔覆层为加强相Mg2Si均匀地弥散在细小的枝晶Mg17-Al12之间;当Si的质量分数为60%时,熔覆层主要由Mg2Si和少量枝晶状的Mg17Al12组成。这主要是熔覆过程中不同含量的Al、Si与稀释的基体Mg的竞相反应造成的。由于存在金属间化合物相,熔覆层的硬度提高了近5倍,耐磨时间与基体相比明显延长。

许晨阳等[11]在AZ91D镁合金表面成功地熔覆了Al60Si40合金粉末。熔覆层由溶有一定Al的α-Mg固溶体、(α+β)+β(Mg17Al12)共晶组织和新相Mg2Si组成。此外,熔覆层中还含有较高含量的C和O,分析主要是熔覆前的预涂覆工艺和熔覆中进入的空气所致。由于β-Mg17Al12和Mg2Si的强化作用,熔覆层的硬度提高了近2倍,耐磨性也显著提高。

此外,Yali Gao等[12]利用5kW CO2激光器,采用宽带激光熔覆技术在AZ91HP镁合金的表面熔覆了Al-33%Cu(质量分数)合金粉末。熔覆层由AlMg基体和嵌入其中的AlCu4、Mg17Al12组成;结合区是一条厚度为10~13μm的白亮片层晶带;热影响区为α-Mg和β-Mg17Al12共晶结构。熔覆层的硬度提高了近4倍,耐蚀性也明显提高。

综上所述,所有Al基熔覆层的熔覆层组织都是以Al-Mg化合物为主体,熔覆过程形成的其它弥散分布的金属间化合物作为强化相,使耐磨性提高。因Mg17Al12与基体不共格,其分布对镁合金的耐蚀性有很大影响:基体中共晶β-Mg17Al12弥散分布于α-Mg晶界周围,相对基体是较强的阴极相,加速镁合金的腐蚀;熔覆层中共晶Mg17Al12为主体,由于其本身具有较好的耐蚀性,可提高合金的耐蚀性。熔覆工艺参数和体系配方不同,得到的熔覆层成分结构不同,熔覆工艺参数直接决定了热影响区的晶体生长方式以及Mg基体在熔覆过程中的稀释率[13]。

2 Cu基合金熔覆层

铜的电极电位高、耐蚀性良好、摩擦系数小,表面激光熔覆铜合金可提高镁合金的耐磨性和耐蚀性。刘红宾等[14]采用宽带激光熔覆技术在AZ91HP合金表面制备了Cu-Zr-Al合金涂层。熔覆层由ZrCu、Cu8Zr3、Cu10Zr7、Cu51Zr14金属间化合物和α-Mg相所构成,ZrCu呈连续网状分布于其它三相所构成的区域周围;热影响区由外延生长的细小α-Mg和β-Mg17Al12共晶组织构成,通过基体镁的扩散使熔覆层与基体达到冶金结合。熔覆层多种金属间化合物的增强作用,使硬度、耐蚀性分别为基体的7倍、13倍。

非晶合金具有良好的耐磨性和耐蚀性,铜合金容易得到非晶组织,对铜基熔覆层的研究更多集中在形成非晶层。Kaijin Huang等[15,16]为提高AZ91D镁合金的耐滑动摩擦性能,采用激光熔覆法在镁合金表面制备了Cu47Ti34Zr11Ni8和Cu47Ti34Zr11Ni8+SiC 20%(质量分数)两种涂层。试验表明,两者的熔覆层组织主要由非晶相和各种金属间化合物组成,熔覆层中添加SiC以后,由于SiC 颗粒在熔覆层中起到了弥散强化作用,使熔覆层的硬度和耐磨性得到提高;但与其它成分相比,SiC对激光的吸收率高,在熔覆过程中的分解程度、产物及分布会对非晶组织的形成产生影响,甚至会降低熔覆层的抗腐蚀性能。对非晶熔覆层的耐磨和耐腐蚀性能进行测试,结果表明熔覆层的耐磨性约为基体的3~4倍;熔覆层的摩擦机制主要是磨料磨损,而基体主要是粘着磨损;由于非晶相的存在,熔覆层测试点A、B的腐蚀电位分别高出基体176mV和95mV,极化电阻分别是基体的1.12倍和1.82倍。

镁合金表面激光熔覆铜合金存在的问题是,由于铜对激光的反射率极高,同时Cu与Mg的物理性质差异较大,导致镁合金表面铜基熔覆层较难制备[17]。

3 复合熔覆层

AZ镁合金复合熔覆层的研究主要集中在以Al为主体,添加不同比例的SiC 或Al2O3等粉末形成复合体系。Y. H. Liu等[18]在AZ91D镁合金表面熔覆了不同比例的Al和Al2O3混合粉末,并分析了激光工艺参数和铝含量对熔覆组织的影响。因几种混合粉末的Al含量都超过Al-Mg合金的最大固溶度,熔覆层由α-Mg、Al2O3和Al、Mg反应形成的Mg17Al12组成,熔覆层的硬度和耐磨性相比基体显著提高,并得出Al和Al2O3质量比为3∶1、激光密度为(0.8~1.0)×109W/m2、扫描速度为1.0~1.5mm/s时的熔覆层微观组织和耐磨性能最佳。

林文光等[19,20]在AZ91D镁合金表面熔覆了Al和微纳米 Al2O3的混合粉末,得到晶粒细小均匀的熔覆层。涂层中Al2O3粒子分布均匀,且有拉长的多边形纳米Al2O3颗粒出现,由于纳米颗粒的团聚效应,其含量对熔覆层的质量和性能具有重要影响;结合区的生长形态为独特的平行树枝晶,与结合面方向垂直,前端为放射状枝晶,当树枝晶生长前方受阻时便进入熔覆层。熔覆层的耐磨性与原始合金相比显著提高。

Yao Jun等[21]采用5kW的YAG激光器在AZ91D镁合金表面熔覆了Al、Si和Al2O3粉末(比例为7∶1∶2),得到了无缺陷、结构均匀的熔覆层。熔覆层是由亚共晶铝基体和弥散于其中的Si、Al2O3粒子组成;过渡区由于薄片状Mg17-Al12的存在而使枝晶状的镁基体得到细化;基体由纯镁和Mg17Al12组成。各部分的微观形貌如图2所示,图2(b)为熔覆层上部Si、Al2O3粒子弥散分布在α-Al基体内的形貌,晶界清晰可见。

B. J.Zheng等[22]在AZ91D镁合金表面熔覆了Al+SiC粉末。研究表明,熔覆层主要由SiC、 Mg17Al12组成,同时存在少量的Al和Mg,从熔覆层到基体Al的量逐渐减少而Mg的量逐渐增加;熔化区除含有Al、Mg、Si和C 4种元素外,还检测到O,分析是在空气中快速冷却时引入的;熔覆层与基体间存在明显的界面,但无裂纹出现;当SiC的质量分数为30%时,熔覆层的耐磨性最好,硬度由基体的70HV提高到160HV。

由于熔覆层中的SiC、Al2O3颗粒起到弥散强化的作用,阻碍基体的塑性变形甚至改变接触面特性从而减轻粘着磨损,Al基复合熔覆层与Al基合金熔覆层相比具有更好的耐磨性。

4 陶瓷粉末熔覆层

AZ91镁合金的陶瓷粉末熔覆层主要以Al2O3为主。由于Al2O3与基体的热物性参数差距较大,通常采用Al作为过渡材料。

王存山等[23,24]采用等离子喷涂和激光重熔复合技术在AZ91HP镁合金表面制备了Al2O3陶瓷涂层。先采用等离子喷涂法依次将Al-Si 共晶合金和Al2O3陶瓷粉末预置在镁合金基体上,再用5kW横流CO2激光器对等离子喷涂层进行激光重熔,其中Al-Si为过渡层用来缓解陶瓷层与基体间的热物性差异。研究表明,等离子喷涂Al2O3涂层由扁平化粒子和未熔粒子构成,涂层形成了大量的γ-Al2O3亚稳相;激光重熔层出现明显的分层结构,包括柱状Al2O3重熔区、团絮状的Al2O3烧结区、残存等离子喷涂层、Al-Si为过渡层和镁基体,如图3所示;陶瓷熔覆层最终得到的完全是硬质陶瓷相,其耐磨性、耐蚀性明显优于原始镁合金;激光重熔层的耐蚀性优于等离子喷涂层,这主要归结于喷涂层结构疏松且为γ-Al2O3亚稳相,易被腐蚀,而重熔层是具有良好耐蚀性的光滑致密的柱状 Al2O3。

5 非晶熔覆层

非晶合金具有良好的耐蚀性、耐磨性,高的强度、硬度和韧性等许多独特的性能。利用Zr、Al、Ni、Cu、Ti等多种元素通过不同比例配合制备非晶熔覆层来改善镁合金的耐磨耐蚀性能也是当前研究的热点之一。除了前面提到的铜基非晶熔覆层外,Huang Kaijin 等[25]还在AZ91D镁合金表面熔覆了Zr-Cu-Ni-Al/TiC复合涂层。由于非晶组织和金属间化合物的形成,熔覆层具有良好的耐磨性;随着TiC含量的增多,熔覆层的耐磨性提高,这主要是由于TiC的加入改变了原来的摩擦机制。

Cunshan Wang等[26,27]在AZ91HP镁合金表面熔覆了Ni-Zr-Al粉末。试验结果表明,熔覆层主要由非晶组织和2种三元金属间化合物组成,由于非晶组织没有相界和晶界,熔覆层与基体的整体连续性加强。与基体相比,熔覆层表现为极高的硬度和良好的耐磨性,腐蚀速率几乎为零。

6 展望

综上所述,各类熔覆层相对基体均具有较好的耐磨耐蚀性,但各有优劣。Al基熔覆层制备相对最简单,耐蚀性也是最好的,但耐磨性却不及复合熔覆层和陶瓷熔覆层;复合熔覆层是通过在Al为主体的熔覆粉末中加入硬质相粒子,得到具有良好耐蚀性熔覆层的同时使耐磨性显著提高;而陶瓷熔覆层是通过两步法得到完全由陶瓷相组成的熔覆层,相对前者具有更高的硬度和耐磨性;虽然非晶熔覆层的熔覆成分设计相对复杂,但由于非晶合金相比晶态合金具有更好的耐磨耐蚀性等优越性能,仍是研究者关注的热点。

要得到无裂纹、无气孔的良好熔覆层,熔覆粉末配比、工艺参数起着至关重要的作用[28,29,30]。因此在今后的研究中,应着重将熔覆材料配方、工艺参数标准化。另外自熔性Ni基合金熔覆粉末已经很成熟,但因其与镁基的物理性质差距大而制备困难,可考虑采用梯度涂层(逐层熔覆Al/Cu/Ni粉末)工艺来实现,T. M. Yue等[31]已经取得一定成果,而且可以降低镁基体的稀释率。只有真正降低生产成本、简化制备工艺才能使激光熔覆技术在镁合金表面处理上得到广泛应用。

表面激光熔覆 篇2

关键词:激光熔覆;修复;组织;耐磨性能

激光熔覆技术是一种新颖的表面改性技术,近年来已经应用于航空发动机制件的修复,如航空发动机叶片的修复[1]。航空发动机制件高温锻压模具破坏形式可以有以下几种:磨粒磨损,冲击磨损,氧化腐蚀。目前用激光熔覆修复的研究尚不多见。贵重模具失效后直接报废,给企业造成了巨大的经济损失,降低了企业的经济效益,所以修复失效模具,可节约贵重合金元素,具有重要的经济效益和社会效益.为此我们研制出了专用于中低碳钢及合金钢的激光熔覆粉末,并用该粉末对航空发动机制件报废高温锻压模具进行了修复,本文重点研究了熔覆层的显微组织和力学性能。

1 材料及试验方法

1.1 实验材料

基材系某厂提供的报废高温锻压模具,牌号为4Cr5W2SiV,化学成分(质量分数,%)为, 0.32～0.42 C、0.80～1.20 Si、≤0.04 Mn、4.50～5.50 Cr、1.60～2.40W、0.60～1.00 V、≤0.30P、≤0.30 S、余量 Fe。熔覆层粉末为自配的铁基合金粉末,化学成分(质量分数,%)为80Fe、0.5C、2.0Si、1.3B、0.2Ni、16Cr,粒度为36μm～74μm。

1.2 试验方法

试样采用钼丝线切割,试样尺寸为70mm×20mm×25mm,使用前用400号金相砂纸打磨表面,再用丙酮清洗备用。

激光器为TJ—HL—T 5000型5kW CO2,采用宽带模式,输出光束为多阶模,第一、二、三层输出工艺参数均为P=3500W,扫描速度均为V=2mm/S,光斑尺寸为15mm×2mm,焦距315mm, 在基材表面预置粉末,粉末厚度均约为1.2mm,所形成的熔覆层厚度均约为1mm。在垂直于扫描速度的方向制取样品。用型号为GX51奥林巴斯金相显微镜进行组织观察,用D/Max-2200型全自动X射线衍射仪进行物相分析,用HV-1000显微硬度计进行显微硬度测试,载荷砝码200g,加载时间15s,用MMS—2A屏显摩擦磨损试验机进行摩擦磨损试验,时间为120分钟。

2 结果与分析

2.1 激光熔覆层的显微组织特

图1是由图a、b、c三个图片所组成的熔覆层完整形貌,可以看出整个熔覆层结晶状态良好,三个结合界面处组织过渡自然,均实现了良好的冶金结合。

图(a)为第一熔覆层与基材之间界面结合状态,在靠近结合区附近的熔覆层组织为细小胞状晶和柱状晶,第一熔覆层内部的组织为细小枝状晶;

图(b)显示了第一、二熔覆层的界面实现了良好结合,此处上部正是第一熔覆层的上表面组织形貌,为细小等轴晶,在比较宽的细小等轴晶区域下面又出现了第二熔覆层内部组织树枝晶,组织稍显粗大;

图(c)显示的第二、三熔覆层之间的结合界面,实现了自然过渡,上部也是第二熔覆层的上表面晶粒,稍显粗大,下部为第三熔覆层内部的组织形貌,是粗大树枝晶,在第三熔覆层的表面,为细小的等轴晶。

这种组织状态的形成原因为:温度梯度与凝固速率的比值G/R(结晶参数)决定着组织的形貌。第一熔覆层与基材之间结合界面,在激光熔覆过程中,由于熔池与大块的冷金属接触,冷速很快,凝固开始时,在液相的一侧存在着极大的正温度梯度,因此固/液界面向前推进速度很慢,使得G/R很大,凝固首先以无晶核的方式直接在基底上通过晶体外延附生的方式生长出一层结合区处平面晶。而随着结晶过程的进行,G/R逐渐减小,成分过冷区的存在破坏了平面的稳定性,这时宏观平坦界面偶然扰动产生的任何凸起都将面临较大的过冷而以更快速度进一步长大,从而向两侧和前沿排出溶质,前沿由于成分过冷区限制又不能过快向金属溶液中生长,而向两侧排出的溶质就被固定在晶粒中间,这样,不稳定的平坦固/液界面就破裂成一种稳定的、由许多近似于旋转抛物面的胞状晶。随着G/R逐渐进一步减小,成分过冷区变宽,生成了枝状晶。最后由于成分过冷变得很大,则溶液内形成大量的晶核,导致晶粒自由生长而形成了等轴晶[2-3]。此处是第二熔覆层的开始点,所以第一熔覆层表面等轴晶由于熔覆第二层时产生的回火作用稍显粗大,第一熔覆层的余热使得第二层的组织略显粗大。第二、三层之间的界面处是粗大的等轴晶,这是由于第一、二熔覆层的余热与第三熔覆层的加热引起较长时间的回火作用所致,第三层显微组织最为粗大。

2.2 X射线衍射分析结果

图2为熔覆层X射线衍射分析结果,由图可知,涂层中相组成复杂,除了基体相α—Fe外,还有Fe5C2、Fe2B、FeSi等相,还可以看出有表征非晶态的漫散包,这表明熔覆层内含有一定量的非晶。金属间化合物具有极高的硬度和耐磨性能,可以预计熔覆层会具有高硬度、高耐磨性[4] 。

2.3显微硬度分析结果

图3为显微硬度分布曲线,依次为第三层熔覆层→第二层熔覆层→第一层熔覆层→基材。在最外层即第三层熔覆层中,表面硬度较低,然后逐渐上升,在约1mm处,即第二层与第三层之间结合界面达到一个峰值,约为760HV0.2;然后进入第二熔覆层,硬度略有下降后又回升到新的峰值,在约2mm处,即第二层与第一层之间结合界面,约为800HV0.2;进入第一熔覆层,略有下降后再马上回升到又一个峰值,在约3mm处,约为820HV0.2;最后下降至基材硬度,稳定于约为560HV0.2。

三个峰值出现的原因可以归纳为:熔覆层与基材之间的热影响区硬度最高,主要是因为基体产生的回火马氏体生成;一、二层之间结合区是因为第二层的熔覆时引起回火作用,使得组织略大,硬度稍低;二、三层之间的结合界面则因为较强烈的同种作用使得硬度更低;表面由于高能激光作用,造成合金元素的烧损,硬度较低。

2.4 摩擦磨损性能分析

磨损形貌如图4所示,由图4(a)可以看出200N时,基材和熔覆试样表面油膜尚未破坏;300N时如图4(b),基材表面有犁沟破坏,熔覆试样表面油膜仍旧完好;400N时如图4(c),基材表面有犁沟+粘合混合破坏形式,熔覆试样表面有轻微犁沟破坏;500N时如图4(d),基材和熔覆试样表面破坏形式均为犁沟+粘合,表面出现轻微的脱落现象。由此可以看出,熔覆试样较基材试样有更好的耐磨性能。

统计出二者磨损量进行画图比较,如图5,可以明显看出,熔覆层的摩擦磨损量总是与基材接近,说明熔覆层具有良好的耐磨性能,这与熔覆层中生成大量的非晶合金Fe5C2、Fe2B、FeSi等硬质相在磨损过程中起到了骨架作用有着直接关系[5]。

3 结论

(1)采用专用合金粉末,激光输出功率P=3500W,扫描速度V=2mm/S,光斑尺寸D=15×2mm2,焦距F=315mm时,对失效高温锻压模具成功地进行了修复。

(2)三个结合界面实现了良好的化学冶金结合。熔覆层组织由表及里依次为细小等轴晶→枝状晶→粗大胞状晶→枝状晶→细小胞状晶→枝状晶→平面晶。熔覆层中基体相为α—Fe,其上分布有结晶析出的Fe5C2、Fe2B、FeSi等相。

(3)熔覆层硬度由表及里变化规律为:在三个结合区处出现三个峰值,第三层与第二层之间的结合界面硬度最低;第二层与第一层之间结合界面,硬度居中:熔覆层与基材之间界面硬度最高,约为820HV0.2。熔覆层由于非晶合金Fe5C2、Fe2B、FeSi等硬质相的存在,在摩擦过程中起到骨架作用,具有良好的耐磨性能。

参考文献:

[1] 刘其斌,李绍杰.航空发动机叶片铸造缺陷激光熔覆修复层的组织结构[J].金属热处理,2007,32(5):21-23.

[2] 徐洲,姚寿山.材料加工原理[M].北京:科学出版社,2000.87-90.

[3] 崔忠圻.金属学与热处理[M].北京:机械工业出版社,2000.85-87.

[4] 贺自强,王新林,全白云.非晶态合金的强韧性及其研究进展[J].金属热处理,2007,32(5):31-37.

钛合金表面激光熔覆的研究进展 篇3

关键词：钛合金,激光熔覆,熔覆材料

0 引言

钛及其合金具有密度低、比强度高、耐蚀性好、生物相容性好等众多优点, 它作为一种重要的战略金属, 已成为航空航天、石油化工和生物医学领域不可或缺的材料。但钛合金的摩擦学性能较差, 表现为摩擦因数高、粘着磨损严重, 且存在着导热性差、抗高温氧化性差等缺点, 极大地限制了其潜能的发挥[1,2]。因此, 提高钛合金表面耐磨性、抗高温氧化性等, 成为钛合金广泛应用中必须攻克的重要课题。

激光熔覆技术是新型的表面改性技术, 具有加热速度快、熔覆层与基底冶金结合、熔覆层成分和稀释度可控等优点, 已成为改善钛合金表面性能的有效手段之一[3,4,5]。本文阐述了钛合金表面激光熔覆材料体系的研究现状、激光熔覆技术的应用范围及其发展趋势。

1 钛合金表面激光熔覆材料的研究现状

激光熔覆层的形成过程是一个复杂的物理化学过程, 在此过程中, 影响激光熔覆层成形质量和性能的因素复杂, 其中, 激光熔覆材料是一个主要因素, 它的选择主要考虑其使用性能、与基底的相容性、热物理性的差异等[6,7,8]。目前钛合金熔覆的粉末材料主要是自熔性合金材料和金属基陶瓷复合材料。

常用的自熔性合金材料有镍基、钴基、铁基3种[9,10,11]。在激光熔覆过程中, 自熔性合金粉末中B、Si等元素具有脱氧和造渣功能, 它们优先与周围环境中的氧反应生成B2O3、SiO2、硼硅酸盐, 覆盖在熔池表面, 防止液态金属过度氧化, 改善熔体对基底的润湿能力, 从而获得稀释率低、杂质少、气孔率小且与基底冶金结合的致密涂层。耿林等[9]采用CO2激光器, 在TC4合金表面分别熔覆了NiCrBSi和NiCoCrAlY两种镍基合金涂层。这两种涂层中均能产生固溶强化和细晶强化效应, 且NiCrBSi涂层中还存在TiB2、TiC、CrB、Ni3B、Ti3Al等高硬度增强相的第二相强化作用, 这些强化因素使得两种镍基涂层的硬度及耐磨性比钛合金有所提高。

金属基陶瓷复合材料[12,13,14]由氧化物、碳化物、氮化物、硼化物及硅化物等各种高熔点硬质陶瓷材料与金属复合而成, 它可以将金属材料较高的强度、韧性、良好的工艺性能和陶瓷相优异的耐磨、耐蚀、耐高温及化学稳定性有机结合起来, 常被用于制备抗高温氧化涂层、耐磨涂层、生物陶瓷涂层等。崔爱永[12]进行了钛合金表面熔覆 (Ti+Al/Ni) + (Cr2O3+CeO2) 复合涂层实验, 熔覆层微观组织分析结果表明, 未熔Cr2O3颗粒、白亮球状液析Cr2O3及生成的硬化TiAl陶瓷颗粒增强相均匀分布在细小树枝晶和共晶基体上, 涂层显微硬度最高可达1150HV。马海波[13]在钛合金表面制备出原位自生TiB体系陶瓷颗粒增强Co基复合材料涂层, 研究结果表明, 熔覆表面晶体生长形态以柱状晶为主, 向树枝晶、等轴晶过渡, 晶内为贫Co、富B和Ti的TiB体系陶瓷增强颗粒, 晶间为γ-Co, 各物相在熔区内均匀分布, 涂层显微硬度约为基底的3倍。

2 钛合金表面激光熔覆技术的应用

随着科学技术的发展, 对航空航天、工业生产等领域应用的钛合金性能要求越来越高, 很多利用钛合金制造的机械零部件长期在高温环境及腐蚀性气氛中工作, 因此, 钛合金材料的抗高温氧化性、耐热腐蚀性及耐磨性能的研究非常重要。根据熔覆材料体现出不同的功能, 大致可将钛合金表面激光熔覆层分为以下4种:抗高温氧化涂层、耐腐蚀涂层、耐磨涂层和生物陶瓷涂层。

2.1 抗高温氧化涂层

抗高温氧化涂层在火箭发动机、气轮机和热交换装置等高温部件上有着非常广泛的应用。利用激光熔覆技术在钛合金表面制备复合涂层, 可显著改善钛合金基体的抗高温氧化性能。采用TiN、NiCr、TiCrAlSi等粉末在钛合金表面进行激光熔覆, 可以获得抗高温氧化涂层, 激光熔覆技术在钛合金抗氧化性能方面是一种很有应用前景的表面改性技术。

刘秀波等[15]利用横流CO2激光器在TiAl合金表面激光熔覆NiCr-Cr3C2复合涂层, 研究了原始TiAl合金和激光熔覆涂层的1000℃氧化性能, 结果表明, 涂层表现出较好的高温抗氧化性能, 氧化层组织较均匀致密, 主要由α-Al2O3、TiO2和SiO2组成。黄灿[16]在Ti-6Al-4V合金表面利用激光熔覆工艺制得裂纹和孔洞很少的TiCrAlSi-V和TiCrAlSi-Ni两种多组元合金涂层。XRD结果表明, TiCrAlSi-V涂层表面形成的氧化层由SiO2、Cr2O3、TiO2、Al2O3和少量的V2O5构成, TiCrAlSi-Ni涂层表面的氧化层由Cr2O3、TiO2、Al2O3和少量的SiO2与NiO构成。氧化实验结果如图1所示, 两种涂层的氧化增重都比TC4基底小得多, 均能有效提高钛合金在800℃的抗氧化性。

2.2 耐腐蚀涂层

激光熔覆耐腐蚀涂层一般以镍基、钴基自熔性合金作基体的复合涂层材料为主。镍基自熔性合金和含SiC、B4C、Al2O3等颗粒的陶瓷复合涂层具有良好的耐腐蚀性;钴基合金粉末的主要成分是Co、Cr、W, 易在晶界形成富铬的σ (CoCr) 相, 使涂层具有优良的抗高温性能、抗热气蚀、抗冲蚀的能力。耐腐蚀涂层研究的一个热点是, 在钛合金表面激光熔覆涂层中添加微量稀土元素或稀土氧化物, 从而显著改善熔覆层的耐腐蚀性能[17,18]。

高雪松等[19]在钛合金表面激光熔覆Al2O3+13%TiO2 (质量分数) , 获得了成分均一致密的陶瓷涂层。冲蚀磨损实验表明, 涂层的耐腐蚀性能较基底有所提高, 当冲蚀角为30°时, 激光熔覆陶瓷涂层的耐蚀性作用明显增强。邓迟等[18]研究了稀土对陶瓷涂层耐腐蚀性的影响, 分别对钛合金表面激光熔覆稀土涂层复合材料、TC4基材及未添加稀土的涂层复合材料做了耐酸、耐碱及耐生理盐液腐蚀性实验, 实验结果表明, 3种材料中, 加入稀土的涂层耐酸、耐碱、耐生理盐液腐蚀的能力最强, 稀土的加入显著提高了涂层对基底的保护能力。

2.3 耐磨涂层

耐磨涂层是激光熔覆中研究最多、应用最广的一种涂层[20,21,22,23,24,25]。激光熔覆涂层的耐磨性主要取决于增强相的种类及其在熔覆层中的含量和分布。目前激光熔覆层中获得增强相的方法主要有原位生成法及直接添加法。

2.3.1 原位生成法

原位生成法是指在一定条件下, 通过元素与元素或元素与化合物之间的化学反应, 原位生成陶瓷颗粒相的方法。原位生成法制备的复合涂层, 其增强相具有热力学稳定、分布均匀、界面洁净、与基体结合良好等优点, 研究最多的是利用原位反应在钛合金表面生成TiC、TiB、TiB2等增强相, 提高基底的耐磨性。

张晓东[26]在TC11合金表面进行了镍包石墨粉末材料的激光熔覆实验, 获得了表面连续均匀且与基底冶金结合的熔覆层。微观组织分析表明, 在激光熔覆的过程中, 基底的Ti和预涂层中的C发生化学反应, 原位生成以花瓣和枝晶形式存在的TiC硬质增强相。由图2可以看出, 激光熔覆试样沿层深方向的硬度分布呈现3个区域, 分别对应熔覆区 (CZ) 、结合区 (BZ) 和基底热影响区 (HAZ) 。硬度由熔覆区到热影响区呈阶梯状降低, 激光熔覆区的硬度 (HV1000~1050) 比钛合金基底硬度 (HV320~340) 提高2~3倍, 表明激光熔覆层可以大大提高TC11合金的表面耐磨性能。穆俊世[27]以NiCr-Cr3C2+40%CaF2 (质量分数) 混合粉末为原料, 采用激光熔覆技术在钛合金表面制备出了复合材料涂层, 其显微组织由初生块状Cr7C3以及γ-Cr7C3共晶、大量树枝状TiC和一定量球状CaF2组成, 涂层平均显微硬度是基底平均显微硬度的2.5倍。文献[28]中报道, 在钛基底表面激光原位生成TiB2/TiC复合涂层, SEM发现涂层主要由黑色块状TiB2、花状或等轴晶TiC、细针状CrB组成, 使用硬度测试仪进一步测得, 涂层硬度的平均值为HV0.2700, 明显高于基底的硬度。文献[29-31]报道了关于钛合金表面原位生成TiB、TiB2的研究结果, 表明利用原位反应生成的增强相具有细晶强化及弥散强化的特点, 提高了钛合金的耐磨性;反应自身放热, 因此能够利用小功率的激光器来制备熔覆层。

2.3.2 直接添加法

直接添加法是指在熔覆材料中添加TiC、TiB、TiB2、TiN等硬质合金相, 利用激光熔覆技术在钛合金表面制备耐磨性能良好的熔覆层的方法。此外, 在熔覆材料中直接添加MoS2、WS2等自润滑相, 通过调整激光参数和熔覆材料的配比, 可改善熔覆层的耐磨自润滑性。

P.Liu等[32]在钛合金表面熔覆Ni60-TiC-Mo复合涂层, SEM和TEM测试结果表明, 复合涂层中含有大量的共晶和非晶相, 耐磨性较基底显著提高。杨胶溪等[33]利用激光熔覆技术在TC4合金表面熔覆添加MoS2固体自润滑相的复合涂层, 制备出冶金质量较好的TC4/Ni/MoS2复合材料。摩擦磨损实验结果表明, TC4/Ni/MoS2复合涂层摩擦系数比TC4合金显著降低, 耐磨性提高约9倍, 高温摩擦系数减小尤为明显, 而且随添加MoS2含量的增多, 涂层摩擦系数有减小的趋势。文献[34]报道, 在氩气保护下利用激光熔覆在钛合金表面熔覆MoS2/Ti复合涂层, 研究结果表明, 复合涂层组织主要由三元硫化物、钼的硫化物和钛的硫化物构成, MoS2/Ti复合涂层的摩擦系数和表面粗糙度均低于Ti6Al4V, 复合涂层表现出了附着力优越、耐磨性好、表面硬度高等优点。

此外, 在不降低涂层硬度的前提下, 在钛合金表面激光熔覆层中添加微量稀土元素[35,36,37], 通过稀土元素的微合金化作用, 可以有效地改善熔覆层的致密性, 降低溶质元素在基体中的溶解度, 同时增强熔覆层与基体的结合力, 从而显著提高涂层的断裂韧性, 降低涂层的开裂敏感性, 明显改善复合涂层耐磨、耐蚀性能, 增强钛合金在不同工况下的稳定性。

2.4 生物陶瓷涂层

钛合金属于生物惰性材料, 且最常用的TC4钛合金中的铝元素和钒元素对人体有害, 因此务必进行适当的活化和防护处理, 才能用于制造人体骨骼或牙齿等替代品。目前在钛合金表面制备的生物陶瓷涂层材料主要包括羟基磷灰石 (HA、HAP) 、β-磷酸三钙 (β-TCP) 及氟磷灰石 (FA、FAP) 。激光熔覆生物陶瓷涂层既具有金属或合金的强度和韧性, 又具生物活性, 涂层内有序分布着胞状微晶组织, 这种组织的结构与自然骨组织结构有相似之处[38]。此外, 向熔覆层中添加适量稀土氧化物, 对生物陶瓷相的生成具有催化作用, 有利于提高其生物性能。生物陶瓷涂层材料已被广泛地研究和应用, 是钛合金表面激光熔覆技术领域研究发展的热点。

胡淑慧[39]以HA+CaF2和HA+SiO2作为原料, 通过激光熔覆技术在TC4合金表面制备FHA和Si-HA生物陶瓷涂层。通过扫描电镜观察发现, 陶瓷层由分布较为均匀的细小等轴晶和树枝晶组成;过渡层附近的显微组织较为致密, 有利于陶瓷层与基体的结合;表层组织逐渐变得疏松, 有助于骨组织结构的生长。模拟体液浸泡实验 (SBF) 表明 (图3) , 陶瓷涂层表面沉积有以Ca、P、O为主要元素的磷灰石层, 激光熔覆后形成的陶瓷涂层具有一定的生物活性。S.Yang等[40]利用激光熔覆技术在NiTi合金基体上制得羟基磷灰石/纯钛 (HA/Ti) 复合涂层, 实验结果表明, 在高功率激光辐照下HA分解, 涂层的显微组织主要是CaO、钙钛矿、钛磷化物和HA相。体外实验结果表明, HA/Ti复合涂层的NiTi合金的生物活性显著提高, 涂层达到了生物医学所需的力学性能。樊丁等[41]采用激光熔覆技术在Ti6Al4V合金基底上制备生物陶瓷复合涂层, 结果表明, CeO2对合成HA、β-Ca3 (PO) 4和其他钙磷基活性生物陶瓷具有明显的催化作用。汪震等[42]利用宽带激光熔覆技术在TC4合金上制备了含HA+β-TCP的稀土活性梯度生物陶瓷复合涂层, 当稀土氧化物Nd2O3的质量分数为0.6%时, 催化合成的HA+β-TCP的量最多;当Nd2O3的质量分数为0.4%~0.6%时, 涂层的耐蚀性最好。

3 钛合金表面激光熔覆的发展趋势

采用激光熔覆技术对钛合金表面改性的研究己引起人们的关注, 研究结果显示了该技术具有传统表面改性无可比拟的优势, 部分科研成果已应用在航天、医疗等领域。但就目前而言, 该技术主要还处于实验室研究阶段, 尚未大规模推向工业化生产, 其今后的发展方向大致有以下几个方面:

(1) 研制新型涂层, 对涂层材料进行优化设计, 如钛合金表面多主元高熵合金熔覆层;开发新型激光熔覆技术, 降低熔覆过程中基底与涂层之间的热应力, 解决涂层易开裂、剥落等问题, 如梯度熔覆、涂层与基体间涂覆结合层、熔覆层前后进行合适的热处理等。

(2) 深入研究激光熔覆过程的反应机制, 结合有限元仿真软件构建激光熔覆过程中的有限元模型, 建立并完善其温度场和应力场的数值模拟, 从而揭示激光与物质相互作用机理。

(3) 进一步探究稀土元素对钛合金表面激光熔覆层性能的影响。现有研究表明, 含有适量稀土氧化物的复合涂层性能更优良, 然而稀土氧化物的过度添加会导致熔池温度的降低、微裂纹的产生等。

表面激光熔覆 篇4

激光熔覆作为零件表面改性技术,具有稀释率低、热影响区小、与基体形成冶金结合、熔覆件变形小、过程易于实现自动化等诸多优点,已逐步被应用于模具制造业中[3,4,5,6,7]。本文采用CO2连续激光器在H13模具钢表面制备Co基合金熔覆层,分析了激光熔覆层的微观组织和性能特征,为工业应用提供理论依据。

1 试验材料及方法

实验所用基体材料为H13钢,其化学成分(质量分数%)为:碳 0.32~0.45;硅 0.8~1.2;锰 0.2~0.5;铬 4.75~5.5;钒 1.1~1.75;钼 0.8~1.2;铁余量。熔覆层材料选用钴基合金粉末,其化学成分(质量分数%)为:碳 0.18;铬 12; 硅 5;铁 4.8;钼 34;钴余量。

该实验采用预制粉末法,选用国产TJ-HL-T5000型连续横流CO2激光器进行激光熔覆。熔覆后使用金相切割机把试样切开,待处理表面用金相砂纸打磨,去除表面的氧化皮和铁锈,并在金相抛光机上进行抛光,抛光后立即用无水乙醇清洗并用吹风机吹干。采用扫描电镜(SEM)观察熔覆层形貌,并结合能谱分析仪分析涂层与基材结合区域的元素分布规律;利用显微硬度计测量激光熔覆试样横截面硬度,找出分布规律;利用M-2000型摩擦磨损试验机测试试样的耐磨性能。

2 试验结果与分析

2.1 显微组织

激光熔覆层涂层由结合区、涂层中部和涂层表层等三个区域组成(见图1)。结合区主要是由粗大柱状晶和细小共晶组成,其生长方向垂直于界面。这是因为基体的温度低,且沿着垂直于熔覆层面的方向散热最快。涂层中部由典型的亚共晶组织组成,经能谱分析得知初生相为γ-Co。由于涂层表层向外散热较快,单位时间内形核数目较多,导致涂层表层的亚共晶组织细小而致密。

由凝固理论可知,凝固组织的形貌取决于局部的凝固条件(凝固速率R和固—液界面的温度梯度G的比值)。凝固初期,界面存在着较大的温度梯度和较小的凝固速率,使得G/R的比值很大。随着凝固的进行,温度梯度与凝固速率的比值开始减小,同时由于成分过冷区的存在破坏了稳定性,生成了粗大柱状晶。随着G/R值的进一步减小,成分过冷区变宽,于是在涂层中部生成了粗大的亚共晶组织。熔覆层表层的热流无明显的方向性,且冷却速度较快,导致先结晶的树枝晶相减少,共晶相增多,且分布致密、无方向性。

图2为激光熔覆试样横截面元素扫描分析结果。可见, Fe、Mo和Co等元素在界面附近呈现明显的过渡趋势,说明在激光熔覆过程中涂层界面处的元素发生了一定程度的扩散, 从而使得涂层与基材之间形成了良好的冶金结合。

2.2 显微硬度

图3为激光熔覆试样横截面显微硬度分布曲线图。

可以看出,经过激光熔覆处理后,H13钢基材显微硬度得到明显改善。分析认为,熔覆层粉末中添加的Mo、Cr、Si等合金元素,经激光加热后在熔池中迅速扩散,在熔覆层中形成硬质相,弥散分布于钴的基体上,产生弥散强化作用。同时合金元素固溶于γ-Co固溶体中,产生固溶强化作用,以及由于凝固过程中快速冷却以及Cr、Mo等元素的添加,有效地阻止了熔覆层中晶粒的长大,细化了晶粒,起到了细晶强化作用。结合区硬度低于熔覆层,原因是Fe元素对流扩散到熔覆层,起到稀释作用,使靠近界面处的熔覆层硬度下降。热影响区硬度高于基材,是由于Co、Mo等元素扩散到铁基体中,形成固溶强化,而且热影响区在激光照射时相当于经历了淬火作用,产生了淬火组织,致使该区域硬度较高。

2.3 耐磨性能

图4为H13钢基材和激光熔覆试样在干摩擦条件下的试验结果。可以看出,H13钢基材的磨损失重远大于激光熔覆试样的磨损失重。这说明经过激光熔覆处理后,H13钢的耐磨性能得到显著改善。这是因为激光熔覆试样硬度较高,在摩擦过程中,当对磨球(GCr15)上凸起的硬质颗粒遇到涂层中硬质相时,形成的犁沟较浅、较小、甚至中止,熔覆试样表现出较强的抗磨削能力,因而其磨损失重较小。

3 结论

(1) 在H13模具钢表面进行激光熔覆处理,成功制备了钴基合金涂层。涂层与基体之间呈良好冶金结合;激光熔覆层结合区组织为粗大柱状晶和细小共晶,涂层中部为典型亚共晶组织,涂层表层为细小而致密的亚共晶组织。

(2) 由于固溶强化、弥散强化和细晶强化的作用,经激光熔覆处理后,H13模具钢的硬度和耐磨性得到显著改善。

参考文献

[1]张春华,李春彦,张松,等.H13模具钢激光熔覆层的组织及性能[J].金属热处理,2004,29(10):14-17.

[2]闫忠琳,叶宏.激光熔覆技术及其在模具中的应用[J].激光杂志,2006,27(2):73-74.

[3]Vilar R.Laser cladding[J].Journal of Laser Applications,1999,11(1):64-79.

[4]Kathuria Y P.Some aspects of laser surface cladding in the turbine industry[J].Surface and Coatings Technology,2000,132(2-3):262-269.

[5]刘其斌,李宝增.航空发动机制件报废锻压模具激光熔覆修复研究[J].金属热处理,2008,33(4):93-95.

[6]常明,张庆茂,廖健宏,等.脉冲Nd:YAG激光熔覆修复塑料模具工艺参数的优化[J].强激光与粒子束,2006,18(9):1443-1446.

表面激光熔覆 篇5

工程设备大部分工作在恶劣的环境中,极易遭受到磨损和腐蚀,往往需做涂覆防护处理。目前涂层制备的常用方法有堆焊、激光熔覆、喷砂、电镀等。Co基合金具有良好的耐高温和耐磨损性能,且在激光熔覆过程中与奥氏体不锈钢具有良好的浸润性[1,2]。现有的激光熔覆研究大多针对价格较低的Ni基合金,而对Co基合金研究较少,且对特定冲刷腐蚀类环境中的针对性不强。本工作采用激光熔覆Co Ni Cr Al Y粉末对316L不锈钢表面进行改性处理,以期找到更好的提高金属抗冲刷腐蚀性的方法。

1试验

1.1材料与激光熔覆

基材为316L不锈钢,用钢丝刷对其表面进行清理。激光熔覆用Co Ni Cr Al Y合金粉末的牌号为PR 2627,粒度为 - 74 ~ 45 μm,化学成分 ( 质量分数 ) : 31. 00% ~ 34. 00% Ni,24. 50% ~ 26. 50% Cr,5. 00% ~ 6. 50% Al,0. 40% ~ 0. 80% Y,< 0. 02% C,< 0. 20% Fe, < 0. 10% Si,余量Co。

采用DL-HL-T5000B型5 k W CO2激光器激光熔覆Co Ni Cr Al Y合金粉末制备涂层: 将基材放在激光熔覆器的工作台上,用夹具固定好,关闭工作室门,抽真空至10 Pa左右; 将Co Ni Cr Al Y合金干燥粉末倒入送粉盒中,采用同轴式激光熔覆,激光输出功率4 k W,光斑直径0. 5 mm,扫描速度7 mm/s,送粉量50 g /min,熔覆层厚8 mm。

1.2冲刷腐蚀

采用自制喷射式冲刷腐蚀设备进行冲刷腐蚀: 将激光熔覆试样加工成 12 mm × 13 mm,试验前先用240 ~ 1 000号金相砂纸逐级打磨试样表面,冲刷角度45°,喷射距离为5 mm,室温,时间8 h; 其他冲刷腐蚀条件分4种,见表1。冲刷腐蚀完成后超声波清洗、吹干, 用感量为0. 1 mg的电子天平称重,获得失重数据。

1.3测试表征

采用OLYMPUS GX71金相显微镜观察316L不锈钢及其熔覆层的金相形貌。采用XD -5A型X射线衍射仪( XRD) 分析熔覆层物相,选用Cu靶材,α 粒子轰击待测样品表面,扫描范围为10° ~ 90°。采用HMV WIN型显微硬度计测试熔覆层的硬度,载荷5 N ,加载时间30 s,取5次的平均值。采用QUANTA200型扫描电镜( SEM) 观察试样冲刷腐蚀后的表面形貌。

2结果与讨论

2.1CoNiCrAlY合金熔覆层的组织形貌与硬度

图1为316L不锈钢及Co基合金熔覆层的金相组织。由图1可见,316L不锈钢基体为奥氏体组织,而Co Ni Cr Al Y合金熔覆层是由 γ -Co奥氏体、共晶组织和析出强化相组成。

图2为Co基合金熔覆层的XRD谱。由图2可知, 析出的强化相为Cr2Ni3,Al Co,Al Ni相。

Co基合金熔覆层硬度值为368. 72 HV5 N,316L不锈钢基体 的为203. 02 HV5 N,前者比后 者高出了81. 6% 。

2.2Co基合金熔覆层的耐冲刷腐蚀性能

2.2.1碱性条件下

表2为316L不锈钢和Co基合金熔覆层在碱性条件下的冲刷腐蚀失重量。由表2可以看出: 当碱液浓度、含砂量和流速都较低时,316L不锈钢的累计失重为0. 6 mg,Co基合金熔覆层的为0. 4 mg,比316L不锈钢更耐冲刷腐蚀,但优势并不明显; 当碱浓度、含砂量和流速都较高时,316L奥氏体不锈钢的累计失重为4. 0 mg,Co基合金熔覆层的为0. 7 mg,前者约为后者的6倍,表明316L奥氏体不锈钢的耐冲刷腐蚀性能比Co基合金熔覆层的差很多。

mg

图3为316L不锈钢和Co基合金熔覆层经条件1冲刷腐蚀后的SEM形貌。由图3可以看出: 2种试样的冲刷腐蚀均较轻,316L不锈钢腐蚀表面出现了相对较多的短而浅的显微切削凹坑,有个别凹坑较深,Co基合金熔覆层的表面只出现了相对较少的冲刷腐蚀凹坑。由于碱溶液浓度低,氧去极化腐蚀并不充分,冲刷速度也较慢,两者联合作用不强,所以2种试样的累计损耗量都很少。

图4为316L不锈钢和Co基合金熔覆层经条件2冲刷腐蚀后的SEM形貌。由图4可以看出: 316L不锈钢的冲刷腐蚀表面比Co基合金熔覆层的严重,316L不锈钢表面出现了短深的切削沟槽和凹坑,还发生了由于砂粒的犁削作用而形成的犁沟,部分犁沟两边和前方出现了材料的堆积,塑性变形相对较大; Co基合金熔覆层表面出现了少量的切削犁沟。从化学因素方面考虑,由于在碱性溶液中发生的是氧去极化反应,溶液中O2溶解量少,腐蚀反应速度较同浓度酸中相比较慢,腐蚀反应会在316L不锈钢表面形成钝化膜,但是由于冲力大,导致钝化膜不完整,又因为316L不锈钢的腐蚀电位比Co基合金熔覆层的低[3],所以316L不锈钢的腐蚀程度要比Co基合金熔覆层的严重。从力学因素方面考虑,316L不锈钢的硬度比Co基合金熔覆层的低,Co基合金表面析出了硬质相Cr2Ni3,Al Co,Al Ni,这些硬质相在冲刷过程中有效地抵抗了固相颗粒的机械作用[4],起到了保护作用,所以Co合金熔覆层的累计失重量比316L不锈钢的小,耐冲刷腐蚀性更好。

2.2.2酸性条件下

表3为316L不锈钢和Co基合金熔覆层在酸性条件下冲刷腐蚀后的累计失重量。由表3可以看出: 当酸浓度、含砂量和流速都较低时,316L不锈钢的累计失重为2. 1 mg,Co基合金熔覆层的为1. 8 mg,耐冲刷腐蚀性能比316L奥氏体不锈钢的好,但优势不明显; 当酸浓度、含砂量和流速都较高时,316L不锈钢的累计失重高达169. 0 mg,Co基合金熔覆层的为30. 8 mg。前者是后的5倍,表明316L不锈钢的耐冲刷腐蚀性能远不及Co基合金熔覆层。

mg

图5为316L不锈钢及Co基合金熔覆层经条件3冲刷腐蚀后的SEM形貌。由图5可以看出: 316L不锈钢表面不仅出现了短而浅的切削沟槽和部分凹坑,犁沟的两侧和前端还出现了材料的堆积和塑性变形,Co基合金涂层表面仅出现细小的腐蚀凹坑,表面并没有发生塑性变形,这是因为虽然酸的浓度很低,但氢去极化腐蚀不断进行,所以2种材料都被腐蚀; Co基合金熔覆层的腐蚀电位高于316L不锈钢的,所以316L不锈钢腐蚀较严重,失重量较大; 由于冲刷速度相对较低, Co基合金熔覆层表面的硬质相可以完全起到保护作用,所以其表面基本没有塑性变形,而316L不锈钢硬度比Co基合金熔覆层低,也没有硬质相的保护,导致了其表面部分发生塑性变形。

图6为316L不锈钢和Co基合金熔覆层经条件4冲刷腐蚀后的SEM形貌。由图6可以看出: 316L不锈钢表面不仅出现了大量长而深的切削沟槽,而且还发生了由于砂粒的犁削作用而形成的犁沟和深的凹坑, 促进了冲刷腐蚀; 在酸中316L不锈钢的腐蚀电位低于Co基合金熔覆层的,316L不锈钢表面被严重腐蚀,而流动促使液体中的H+和熔覆层表面充分接触而促进了传质过程,腐蚀导致表面材料变得疏松,在大机械力的作用下,材料被挤压到犁沟的两侧和前方形成剪切唇,在随后的冲刷腐蚀冲击下,剪切唇被固体颗粒切削掉,如此反复,造成了严重损耗; Co基合金熔覆层表面也出现了切削犁沟,并且在部分沟槽前端出现了材料堆积,但是熔覆层中的硬质相在冲刷腐蚀过程中有效地抵抗了固体颗粒的机械作用,再加上Co元素的抗腐蚀性,二者的联合有效地提高了熔覆层的耐冲刷腐蚀性能,Co基合金熔覆层在同样条件下的累积失重仅约为316L不锈钢的1 /5。在高速冲刷和高浓度腐蚀联合作用下,材料的损伤主要取决于材料的硬度[5]。Co基合金熔覆层硬度比316L不锈钢的高得多,因此具有优良的抗冲刷腐蚀性能。

综合酸性条件和碱性条件的试验结果可知,在相同腐蚀溶液浓度、含砂量及冲刷速度下,基材及熔覆层在酸中的腐蚀比在碱中的严重,这是由于氢去极化腐蚀比氧去极化容易些。316L不锈钢和Co基合金熔覆层经条件4冲刷腐蚀的累积失重均约为条件2冲刷腐蚀的40倍。这是因为在高浓度的酸中,材料表面发生了充分的氢去极化腐蚀,严重的腐蚀使金属表面变得疏松,使固体颗粒的冲击作用有了更大的威力,极大地促进了化学和力学的交互作用,从而加速了表层的脱落,如此反复,使高浓度酸中的冲刷腐蚀比高浓度碱中的严重得多。

3结论

( 1) 在低浓度( 1% ) 酸碱及低含砂量( 5% ) 及低速 ( 5 m/s) 冲刷条件下,Co基合金熔覆层的耐冲刷腐蚀性略高于316L不锈钢; 但在高浓度( 5% ) 酸碱及高含砂量( 20% ) 及高速( 20 m/s) 冲刷条件下,Co基合金熔覆层的耐冲刷腐蚀性能明显优于316L不锈钢。

( 2) Co基合金熔覆层含有大量的Co,Ni元素,可以提高材料的耐腐蚀性,硬质相Cr2Ni3,Al Co和Al Ni的析出,可以提高材料的耐力学冲刷性能。这2个有利因素的综合作用促使Co基合金熔覆层的耐冲刷腐蚀性能远远高于316L不锈钢的。

表面激光熔覆 篇6

关键词：激光熔覆,Ni基碳化钨合金,Nd:YAG激光器,CO2激光器,NAK80模具钢,组织结构,耐磨性

0 前 言

模具的失效主要表现为磨损、塑性变形、疲劳断裂以及脆性过载断裂等形式,且常从其表面开始。模具表面处理常用的技术包括淬火、热扩渗、堆焊、电镀硬铬、物理气相沉积、化学气相沉积、离子注入、热喷涂、热喷焊等,都可以在一定程度上延长模具的使用寿命,但存在工艺复杂、处理周期长、模具变形大、表层薄而脆等缺点[1,2]。激光熔覆具有稀释率低、热影响区小、与基体形成冶金结合、熔覆件变形小、过程易于实现自动化等优点,已逐步应用于模具制造业中[3,4,5,6,7]。目前,用于激光熔覆处理的激光器主要有Nd:YAG和CO2两种。Nd:YAG激光的吸收率比CO2激光高[8],前者适用于中小功率、中小尺寸和精度要求较高的熔覆处理,多用于有色金属;而后者适用于大功率、大尺寸、精度要求较低的熔覆处理,多用于黑色金属[9]。

Ni基自熔性合金粉末具有良好的耐磨性、润湿性以及适中的价格,在激光熔覆处理中已得到广泛应用[10]。碳化钨是一种硬度高、熔点高、热膨胀系数小、耐磨性极佳的陶瓷材料,与Ni基合金之间有很好的润湿性。有关激光熔覆Ni基碳化钨合金粉末制备耐磨、耐腐蚀涂层的研究较多[11,12,13,14,15],但有关激光器对Ni基碳化钨合金熔覆层组织结构和性能影响的研究鲜见报道。

本工作分别采用Nd:YAG和CO2 2种激光器在NAK80模具钢表面制备了Ni基碳化钨合金层,比较了2种熔覆层的组织结构、显微硬度和耐磨性能,为模具表面处理中合理选择激光器提供了依据。

1 试 验

1.1 基材前处理

基材为NAK80模具钢,尺寸为30 mm×30 mm×10 mm,化学成分(质量分数,%)如下:0.05~0.18C,0.15~1.00 Si,1.00~2.00 Mn,2.50~3.50 Ni,0.50~1.50 Al,0.70~1.50 Cu,0.10~0.40 Mo,余量Fe。基材经预硬化处理(830~860 ℃淬火+400~600 ℃高温回火)后硬度达到40~42 HRC,再用砂纸打磨表面,用丙酮去除油污及杂物。

1.2 激光熔覆

将粒度150~250目的Ni基合金粉末和粒度100~150目的铸造碳化钨(WC+W2C)陶瓷粉末按质量比7 ∶3混合均匀制成激光熔覆粉末。其中,Ni基合金粉末的化学成分(质量分数,%)为:0.5 C,15.0 Cr,4.0 B,3.0 Si,3.5 Mo,3.3 Fe,余量Ni。

将熔覆粉末置于干燥箱中干燥后,用粘结剂(缩丁醛+酒精溶液)调匀,均匀涂敷在NAK80模具钢表面。分别采用500 W Nd:YAG脉冲激光器和TJ-HL-5000横流CO2连续激光器进行熔覆。Nd:YAG激光熔覆粉末约厚1 mm,CO2激光熔覆粉末约厚2 mm。Nd:YAG激光熔覆参数:电流110 A,脉冲宽度6.0 ms,频率6 Hz,光斑直径0.8 mm,扫描速度32 mm/s,离焦量15 mm,搭接量50%。CO2激光熔覆参数:功率2.0 kW,光斑直径3 mm,扫描速度6 mm/s,离焦量40 mm,搭接量30%。

1.3 测试分析

采用D8型X射线衍射仪(XRD)鉴定物相,加速电压为50 kV,电流50 mA,Cu Kα。沿垂直于激光扫描方向切下试样,经磨制、抛光后用王水腐蚀,采用Hitachi S-4800型场发射扫描电子显微镜(SEM)观察试样形貌,并用其附带的能谱仪检测局部成分,并通过线扫描检测元素分布。利用HXD-1000T型显微硬度计测量试样截面的硬度,载荷3 N,加载15 s。采用HT-500型高温摩擦磨损试验机进行耐磨性能测试,对磨材料为GCr15,测试时间30 min,载荷3.3 N。

2 结果与讨论

2.1 熔覆层的组织结构

图1为激光熔覆粉末及2种激光熔覆层的XRD谱,2种激光熔覆试样的SEM形貌见图2、图3,截面线扫描能谱见图4、图5。

由图1可知:激光熔覆层的相结构主要包括WC,W2C, Cr23C6, NiCr, CrB2, γ-Ni等。

由图2可知,Nd:YAG激光熔覆层的组织主要为较粗大的白色颗粒、均匀分布的细小颗粒和枝晶相,结合区组织具有典型的定向凝固特征,生成了平面晶组织和垂直于界面方向的树枝晶。在激光熔池凝固初期,熔覆层与基体的界面处具有很大的温度梯度,固液界面稳定因子过大,该区域不存在溶质的微观偏析,致使生成平面晶组织,而靠近界面的结合区温度梯度比界面处小,形成了少量成分过冷区,但垂直于界面的方向上仍具有较大的温度梯度,于是定向凝固特征的树枝晶得以生成。结合图1、图2及局部能谱分析可以得出,Nd:YAG激光熔覆层中较粗大的白色颗粒为未熔的碳化钨,均匀分布于基体上的细小颗粒和枝晶为固溶有Fe,Ni的Cr23C6沉淀相,基体为γ-Ni固溶体及其共晶组织,平面晶组织为γ-Ni固溶体,定向凝固的树枝晶为固溶有Fe,Ni的Cr23C6相。

由图3可知:CO2激光熔覆层的微观组织比Nd:YAG激光熔覆层的明显粗大,熔覆层表层为致密分布的树枝晶,中部组织主要为较粗大的白色颗粒和均匀分布的树枝晶,结合区也出现了垂直于界面的树枝晶。结合图1、图3及局部能谱分析可知,CO2激光熔覆层中较粗大的白色颗粒为未熔的碳化钨,树枝晶为固溶有Fe和W的Cr23C6沉淀相,枝晶间为γ-Ni固溶体及其共晶组织,结合区树枝晶组织仍为固溶有Fe,Ni的Cr23C6相。

对比图4、图5可以看出:2种熔覆层与基体界面处的合金元素(Fe,Ni等)均存在一定的过渡趋势,说明2种激光熔覆层与基体之间均形成了良好的化学冶金结合;Nd:YAG激光熔覆层界面附近的合金元素(Fe,Ni等)扩散程度高于CO2熔覆层,是因为Nd:YAG的激光熔覆比能量和激光能量密度较大,熔池形成较快,基体与熔覆层界面附近的部分元素(Fe,Ni等)扩散速度较快,导致界面附近被过度稀释。

2.2 熔覆层的显微硬度

图6为2种激光熔覆试样截面的显微硬度分布。

经过激光熔覆处理后,NAK80模具钢表面硬度得到显著提高,这是由于激光熔覆是一个快速熔化和快速凝固的过程,熔覆层组织比较细小,产生细晶强化作用,熔覆层中未熔碳化钨颗粒相、Cr23C6等硬质相弥散分布,产生弥散强化作用及枝晶间产生固溶强化作用所致。

CO2激光熔覆试样从熔覆层至基体,硬度先增加后减小,熔覆层表层硬度稍低于中部,这可能是由于激光照射时熔覆层表层部分合金元素被烧损所致。Nd:YAG激光熔覆层中结合区的硬度反而低于NAK80模具钢基体,是因为Nd:YAG激光熔覆层与模具钢基体界面附近被过度稀释,基体中过多的Fe元素扩散到结合区,造成该区域硬度降低[16],这也可通过图4得到证实。

CO2激光熔覆层的硬度高于Nd:YAG激光熔覆层,是因为Nd:YAG激光吸收率比CO2激光高,使合金粉末中的碳化钨(WC+W2C),Cr23C6等硬质相因过度熔化而大幅度减少,即Nd:YAG激光熔覆层中碳化钨(WC+W2C),Cr23C6等硬质相的衍射峰强度比CO2激光熔覆层和合金粉末中的低,而CO2激光熔覆层中硬质相的衍射峰强度与合金粉末中的相当,且两者的衍射峰位基本对应,说明CO2激光熔覆时硬质相的熔化较少,单位体积内其硬质相所占比例比Nd:YAG熔覆层大,从而使得CO2激光熔覆层硬度更高。

2.3 熔覆层的耐磨性能

NAK80模具钢基材、Nd:YAG激光熔覆试样和CO2激光熔覆试样磨损失重分别为0.005 4,0.002 6,0.001 5 g。可见,经过激光熔覆处理后NAK80模具钢的耐磨性得到了提高。

图7为Nd:YAG和CO2激光熔覆试样磨损后的SEM形貌。熔覆层中作为粘结相的γ-Ni固溶体硬度较低,在摩擦磨损过程中首先被磨损,当磨损到一定程度后WC,Cr23C6等硬质相凸出,提高了摩擦表面的抗磨损能力。2种摩擦试样表面均呈现出磨粒磨损特征,但Nd:YAG激光熔覆试样的磨痕更深。这是因为Nd:YAG激光熔覆层中硬质相所占比例较小,抗磨损能力较弱,因而其耐磨性比CO2激光熔覆试样差。

3 结 论

(1)利用Nd:YAG和CO2激光熔覆技术在NAK80模具钢表面制备的Ni基碳化钨合金层,与模具钢基体之间均呈现出良好的化学冶金结合。激光熔覆层组织主要由粗大的未熔碳化钨颗粒和均匀分布的树枝晶组成,Nd:YAG激光熔覆层的组织比CO2激光熔覆层的更细小。

(2)激光熔覆层的相结构主要包括WC,W2C,Cr23C6,NiCr,CrB2以及γ-Ni等。

表面激光熔覆 篇7

钛合金具有比强度高、耐腐蚀性强、耐热性好等性能,但其硬度低,耐磨性差,限制了其在摩擦运动机构中的运用。采用表面技术在运动副零件表面制备高温高硬度、高耐磨性材料或涂层,虽提高了高温耐磨性能,但在很多情况下却加剧了对偶件的磨损。因此,对相对运动副摩擦表面进行有效润滑是减轻摩擦、抑制磨损的有效措施。

镍基材料耐蚀性好,抗高温氧化性能优异[1],化合物相容性也比较好,常被选作涂层基材。Ni Cr/Cr3C2是一种常用的金属陶瓷粉末,兼具Ni Cr合金与Cr3C2粉末的优点,具有优异的耐磨耐蚀、抗氧化等综合性能。 WS2粉末属于六方晶系,层状结构,层与层之间受范德华力的作用,因此剪切强度较低,受摩擦力作用容易在接触面形成润滑转移膜,从而可降低摩擦副的摩擦系数,减少磨损。采用激光熔覆技术在45钢表面熔覆Ni45 -Ca F2-WS2合金粉末制备了自润滑耐磨复合涂层, 在激光熔覆过程中,部分WS2粉末发生分解,熔池中原位生成了Cr S、Ca F2等润滑相,所制备的复合涂层具有较好的摩擦学性能[2]。

目前,关于激光熔覆自润滑耐磨复合涂层的制备并不少见,但是在Ti-6Al-4V合金表面以Ni Cr-Cr3C2和WS2混合粉末为熔覆材料制备自润滑耐磨复合涂层并且研究WS2含量对涂层摩擦学性能影响的研究还鲜有报道。本工作拟采用激光熔覆原位自生技术[3],以Ni Cr -Cr3C2金属陶瓷合金粉末为熔覆材料,WS2为固体润滑添加剂,在Ti -6Al -4V合金表面原位生成耐磨相 ( 碳化物) 和润滑相( 金属硫化物) 混合增强的Ni基耐磨自润滑复合涂层,提高涂层的强度和硬度,增强承载能力和抗塑变能力,降低涂层的摩擦系数,以拓宽钛合金表面耐磨自润滑复合涂层的研究领域,满足钛合金作为运动副零部件具有更高耐磨性能和长期服役性能的需求。

1试验

基体材料为Ti-6Al-4V,尺寸为50 mm × 40 mm × 8mm,化学成分( 质量分数) : 6. 30% Al,4. 20% V,0. 11% Fe,0. 03% C,0. 03% N,0. 15% O,Ti余量。熔覆材料采用WS2质量分数分别为0 ~ 30% 的Ni Cr/Cr3C2-WS2混合粉末,其中Ni Cr/Cr3C2粉末粒度为 - 45 ~ 15 μm,WS2粉末粒度约为1 μm,熔覆材料化学成分见表1。

%

采用预置粉末方式,在GS-TFL-10 k W高功率横流CO2激光加工成套设备上进行激光单道熔覆试验。熔覆参数: 激光输出功率约为1. 5 k W,光斑直径为4. 0 mm,扫描速度6 mm / s; 使用氩气保护熔池,熔覆后由于熔覆材料润湿性和流动性较好,得到的熔覆层宽度为5. 0 ~ 6. 0 mm; 熔覆完成后空冷。

沿垂直于激光扫描方向截取金相试样观察面,用Hitachi S -4700扫描电镜及能谱仪观察显微组织并测定微区元素相对含量,用Pert -Pro MPD型X射线衍射仪分析熔覆层相组成。用MH -5半自动显微硬度计测试横截面熔覆层和基体的硬度,载荷为2 N,加载时间为15 s。用HT-1000型球 -盘式高温摩擦磨损试验机进行耐磨性试验,对磨件为高温性能较稳定的 4 mm Si3N4陶瓷球,硬度为1 600 HV,表面粗糙度Ra≤0. 2 μm,具体的摩擦磨损试验参数: 载荷6 N,温度24 ℃ , 时间20 min,旋转半径2 mm,磨损线速 度16. 89 m / min。磨损试验结束后,利用表面轮廓位移传感器测试磨损深度和磨损体积。利用公式( 1) 计算磨损率:

式中W———磨损率,mm3/ ( N·m)

V———磨损体积,mm3

L ———法向载荷,N

S ———滑动位移,m

2结果与讨论

2.1熔覆层的显微组织和硬度

图1为Ni Cr/Cr3C2和Ni Cr/Cr3C2-WS2熔覆层的XRD谱。由图1可以看出: Ni Cr / Cr3C2层主要由 γ Ni Cr Al Ti,Ti C,α -Ti等物相组成。3种Ni Cr / Cr3C2-WS2熔覆层都含有 γ-Ni Cr Al Ti,Ti C,Ti WC2,α-Ti,Ti2CS和Cr S相。其中,γ -Ni Cr Al Ti共晶兼具优良的强度和韧性,在磨损过程中可对Ti C耐磨增强相起到强有力的支撑和连接作用,减缓和吸收部分接触应力,可以有效地防止Ti C增强相剥离[4]; Ti C硬质相在涂层中起骨架作用,非常坚硬,支撑涂层,起到耐磨作用[5,6]。添加WS2的熔覆层出现新相,如Ti WC2,Ti2CS和Cr S,这是因为预置的WS2在激光光束的高能量照射下分解成为了W和S[7],根据“等温、等压的封闭体系内,不作非体积功的前提下,任何自发反应总是朝着吉布斯自由能减小的方向”的原理,S与Cr元素反应生成Cr S,而W与Ti,C反应生成Ti2WC2复合碳化物,还有部分S元素和基体析出的Ti,C反应生成Ti2CS复合硫化物。对比添加不同含量WS2制备所得涂层的XRD谱( 见图1a, b,c) ,可以看出金属硫化物和复合碳化物的衍射峰随着WS2添加量的增长而升高,说明涂层中金属硫化物和复合碳化物含量提高。

图2a和2b为激光熔覆Ni Cr/Cr3C2和Ni Cr/Cr3C230% WS2涂层结合区的SEM形貌。

从图2a,2b可以看出: Ni Cr/Cr3C2和Ni Cr/Cr3C2-WS2合金粉末制备的涂层与Ti -6Al -4V合金基体之间存在一条细窄的白亮带,称为熔合线。在激光熔覆加工过程中,在高能量密度激光束照射下会形成熔池,熔池与相邻基体之间会发生合金元素的相互扩散,熔池凝固后,在基体和涂层之间会形成化学成分既不同于涂层也不同于基体的过渡区,称为熔合区,熔合区的形成表明涂层与基体形成了良好的冶金结合。由图2可知,不论是否添加固体润滑剂WS2,熔覆层表现出相似的组织结构和形成机理; 在熔覆层和基体的结合界面处,晶粒都呈方向性生长,这是由于晶体的生长方向会受到散热方向的影响; 由于覆层底部的钛合金的稀释和熔池的热对流,使得基体熔化后再结晶,形成了层状的树枝晶和马氏体[8]。图2c,2d为Ni Cr/Cr3C2熔覆层和Ni Cr/Cr3C2-30% WS2熔覆层典型组织的放大SEM形貌,可见熔覆层中均匀分布着树枝晶相( A) 和灰色不规则连续的基体相( B) ,近似层状相( C) ,白色絮状相 ( D) 和杆状( E) ,对其进行EDS分析发现A相主要成分是Ti和C; B、D相主要成分是Ni,Cr,Al,Ti; C相主要成分是Cr,S,Ti,C; E相主要成分是Ti,C,W。结合XRD谱和EDS谱分析可以判断出物相A为Ti C碳化物,B和D为 γ -Ni Cr Al Ti固溶体,C为Cr S及Ti2CS润滑相,E为Ti C和Ti WC2碳化物。图2中难以观察到 α -Ti相,是因为Ti大多数已与熔池中C,W,S等元素结合成了其他化合物,α -Ti相对其他物相含量较低,在涂层中所占体积分数较小所致。

图3为Ni Cr/Cr3C2和Ni Cr/Cr3C2-WS2熔覆层的显微硬度分布曲线。从图3可以看出: 纯Ni Cr/Cr3C2熔覆层的显微硬度要比Ni Cr/Cr3C2-WS2熔覆层的高,并且熔覆层由表及里显微硬度呈下降趋势; Ni Cr/Cr3C2熔覆层的平均显微硬度为1 149 HV2 N,钛合金基体只有约360 HV2 N,而添加了10% 、20% 、30% WS2的熔覆层硬度分别为918,974,1 005 HV2 N,比钛合金基体提高了很多,但是相对于未添加WS2的略有降低,这是因为软质固体润滑相的加入降低了涂层的硬度[9]; 而熔覆层表面硬度比界面高是由于Ti C等碳化物硬质相主要分布在涂层中上部的缘故,而热影响区由于稀释度较大, 硬度呈递减趋势; 从图1中可以看出,随着WS2含量的增加,由WS2转换的Ti WC,Ti2CS等硬质相含量也随之增加,因此随着WS2含量的增加,熔覆层的显微硬度也得到了提高。

2.2摩擦磨损性能

图4是Ni Cr/Cr3C2和Ni Cr/Cr3C2-WS2熔覆层在室温、载荷为6 N条件下的摩擦系数、磨损率随WS2含量的变化曲线。从图4可以看出: 添加WS2熔覆层的摩擦系数、磨损率比未添加WS2的低很多,这是由于添加WS2的复合涂层中生成了金属硫化物固体润滑颗粒,其大多为六方晶系或单斜晶系,可以在摩擦副之间形成润滑转移膜,将对磨件与熔覆层之间的直接高应力接触转换为对偶件与润滑膜及润滑膜与涂层之间的间接接触,对熔覆层表面起到有效的保护作用,从而明显地降低了熔覆层的摩擦系数和磨损率[10,11]; 比较添加不同含量WS2的熔覆层可以发现,随着WS2含量的增加, 熔覆层的磨损率逐渐降低,这跟熔覆层中金属硫化物的体积分数有关,WS2含量越大,金属硫化物的体积分数也越大,形成的润滑转移膜耐磨效果就越好。

2.3磨损形貌

图5为Ni Cr/Cr3C2和Ni Cr/Cr3C2-30% WS2熔覆层在室温、载荷为6 N条件下的磨损形貌。

由图5a可以发现,磨损后的Ni Cr/Cr3C2熔覆层表面出现了塑性变形和脱层,形成了显微凹坑。原因如下: 在磨损初期,熔覆层中增韧相 γ -Ni Cr Al Ti共晶体首先被磨损,导致硬质相Ti C暴露在涂层表面,Ti C颗粒坚硬,在熔覆层中起到骨架作用,支撑熔覆层与Si3N4陶瓷球对磨,随着磨损加剧,致使裸露出来的Ti C颗粒逐渐被磨削,最终Ti C颗粒从熔覆层中脱落下来,成为磨屑,在磨损表面形成凹坑; 一部分磨屑参与了磨损过程,会加剧磨损,导致塑性变形和脱层。综合可知, Ni Cr / Cr3C2熔覆层的磨损机理主要是磨粒磨损和塑性变形。而Ni Cr/Cr3C2-30% WS2熔覆层表面整体比较光滑平整,磨损表面出现了一些疲劳剥落坑,此处凹坑的形成机理与Ni Cr/Cr3C2熔覆层磨损表面凹坑的形成机理相似,都是由于碳化物硬质相被对磨球挤压剪切导致脱落所致; Ni Cr/Cr3C2-30% WS2熔覆层中存在Ti2CS, Cr S润滑相,可以有效地吸收减缓对磨球的正压力,起到降低磨损的作用,因而其熔覆层的磨损表面质量优于Ni Cr/Cr3C2熔覆层。综合可知,Ni Cr/Cr3C2-30% WS2熔覆层的磨损机理为磨粒磨损和疲劳磨损。

3结论

( 1) 4种熔覆层组织致密,与基体呈冶金结合,WS2的添加成功地使熔覆层中原位自生出了润滑相Ti2CS和Cr S。

( 2) 软质相WS2的添加使得熔覆层的显微硬度比未添加WS2的熔覆层低; 且Ni Cr/Cr3C2-WS2熔覆层的显微硬度大小与WS2添加量成正比,但是熔覆层的摩擦系数、磨损率与WS2含量成反比; Ni Cr/Cr3C2-30% WS2熔覆层的摩擦学性能最优。

( 3) 在常温、载荷为6 N条件下,Ni Cr/Cr3C2熔覆层的磨损机理主要是磨粒磨损和塑性变形,Ni Cr/Cr3C230% WS2熔覆层的磨损机理为磨粒磨损和疲劳磨损。

摘要：为拓宽钛合金表面耐磨自润滑复合涂层的研究领域,采用10kWCO2激光器,在Ti-6Al-4V钛合金表面熔覆制备了4种不同WS2含量(0,10%,20%,30%)的NiCr/Cr3C2-WS2层。利用扫描电镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)和X射线衍射仪(XRD)等分析了涂层组织、相组成以及磨损形貌,利用MH-5半自动显微硬度计和HT-1000型球-盘式高温摩擦磨损试验机测试了涂层的硬度和摩擦磨损性能,对比研究了4种NiCr/Cr3C2-WS2熔覆层的微观组织和在室温、载荷为6N条件下的摩擦学性能。结果表明:未添加WS2熔覆层的组织主要是由γ-NiCrAlTi,TiC和α-Ti相组成,添加WS2熔覆层的组织主要是由γ-NiCrAlTi,TiC,TiWC2,α-Ti,Ti2CS和CrS相组成;未添加WS2的熔覆层的平均显微硬度最高,达到1149HV2N,是钛合金基体显微硬度的3.2倍。添加WS2固体自润滑剂改善了熔覆层摩擦学性能,其中添加30%WS2的熔覆层摩擦学性能最佳。

表面激光熔覆 篇8

1 喷焊表面硬化技术

喷焊是对预热的自溶性合金涂层加热至1000~1300 (9) , 使颗粒熔化, 造渣上浮到涂层表面, 生成的硼化物和硅化物弥散在涂层中而使表层硬化。所得到的硬化层是致密的金属+陶瓷颗粒的复合组织, 且与基体形成约50~100mm的扩散冶金结合层, 其结合强度约400MPa, 抗冲击性能较好, 耐磨耐蚀性能优良。

喷焊涂层与热喷涂涂层最大的不同体现在两方面:涂层与基体结合形式不同, 在等离子喷涂镍包铝粘结层时, 通过Ni-Al发生放热化学反应, 在部分表面形成微冶金结合底层, 大部分与涂层产生“锚钩”效应的机械结合涂层, 结合强度一般不高于100MPa;喷焊涂层与基体之间的结合是完全的冶金结合, 结合强度在400MPa左右。喷涂材料不同, 喷焊要求使用自熔性合金粉末, 自熔性合金粉末是以镍、钴、铁为基材的合金, 其中加入适量硼和硅元素, 起脱氧造渣焊接熔剂的作用, 同时能降低合金熔点;喷涂则对粉末的自熔性没有要求, 可以根据需要, 设计和喷涂各种材料。因此自熔性合金粉末既可用于喷焊又可用于喷涂, 而且, 为了进一步改善性能或增加功能, 自熔性合金+功能粒子的复合粉末的热喷涂在实际中应用较多。

2 堆焊表面硬化技术

堆焊表面硬化技术是用电焊或气焊法把材料熔化, 堆积在工具或机器零件上获得硬化表面的技术。根据电焊工艺的不同, 堆焊表面硬化技术有很多种类, 其中性能最好的是等离子弧堆焊, 最常用的是带极堆焊。自动堆焊技术主要针对表面平整、形状规则的工件, 氧-乙炔气焊手工堆焊技术较常用。堆焊表面硬化层的技术特点主要体现在:涂层很厚、硬度高、结合强度很理想、耐磨、耐蚀、耐冲击性能优良等。

喷焊工艺与电弧堆焊的区别在于:喷焊层与基体之间的结合是溶解扩散冶金结合, 而堆焊则是熔化冶金结合, 在喷焊过程中基体不熔化, 只是喷焊层与基体之间产生溶解作用, 在两者之间存在一个扩散互溶区。由于基体不溶物, 喷焊层稀释率极低, 可以保证喷焊层的良好性能;堆焊基体熔化, 堆焊层稀释率高, 需要堆焊很厚才有可能保证焊层的性能, 且零件轮廓棱角难以保证, 常见咬边, 棱角塌陷, 但喷焊不会出现此类缺陷。

3 熔覆表面硬化技术

金属材料表面熔覆技术的基本原理是:将经过特殊处理 (例如:高温熔炼、雾化处理、机械研磨混合等) 的合金粉末用特定的粘结剂 (水玻璃、松香油、酚醛树脂等) 调合后, 均匀地涂在基体表面上, 在严格控制温度的情况下加热烘干, 然后用高温热源 (氧-乙炔火焰、感应加热、氩弧、激光或等离子弧等) 进行加热, 使合金粉末熔化, 熔覆材料与基体形成一种冶金结合层。表面熔覆技术工艺简单、操作方便、处理速度快、劳动强度小、硬化层质量稳定、与基体结合牢固、成本较低。

激光熔覆是利用激光的高能量密度, 将涂层材料和一薄层基体表面同时熔化, 并快速凝固后形成稀释度极低、与基体呈冶金结合的表面涂层, 会显著改善基层表面的硬度、耐磨、耐蚀等性能。与其它表面硬化技术相比, 激光熔覆稀释度小、组织致密、涂层与基体结合好、适合熔覆材料多、粒径及含量变化大、适合自动化生产, 因此激光熔覆技术应用前景十分广阔, 其不足之处就是设备投入大, 不太适合形状不规则表面的熔覆。

感应熔覆技术是利用感应线圈在钢铁表面形成的涡流加热、熔融合金粉末, 获得硬化层的方法, 熔覆层与基体之间是冶金结合, 目前感应熔覆技术主要用于自熔性合金及其复合涂层。虽然感应熔覆技术具有工艺简单, 成本低廉, 生产效率高, 适合自动化批量生产等优点, 但是受感应线圈尺寸和加热温度的制约, 该技术不适合大尺寸、不规则表面的工件和高熔点涂层的熔覆。

氧-乙炔熔覆技术主要是利用氧-乙炔火焰熔覆合金粉末, 而获得硬化涂层。和感应熔覆类似, 氧-乙炔熔覆硬化涂层主要针对自熔性合金及其复合涂层, 该工艺具有工艺简单, 成本较低, 生产效率较高等特点。但是为了得到高质量的熔覆涂层, 需要精确控制熔覆工艺参数和提高涂层结合强度。

摘要：本研究针对PDC钻头钢体结构复杂, 表面硬化难度大、技术要求高的特点, 开展钢体表面冷态涂覆硬质合金材料、熔覆方法和工艺参数的理论与试验研究, 形成一套适合钢体PDC钻头的表面熔覆硬化技术。这对于提高钢体PDC钻头性能和生产效率, 降低生产成本等, 都具有十分重要的意义。

参考文献

[1]左平英.PDC钻头钎焊工艺的研究[D].西安科技大学, 2005年.

[2]姜彬霖.渗硼技术用于钻杆接头表面硬化的试验研究[J].探矿工程 (岩土钻掘工程) , 2008年03期.

[3]刘勇, 王顺兴, 田保红.硬质合金堆焊层经热处理后的耐磨性研究[J].中国表面工程, 2002年03期.