HVAF 喷涂 WC-12Co 涂层的空蚀、磨损及磨蚀性能研究
刘 娟，余江成，潘罗平，陆 力
水 力 发 电 学 报
摘 要: 采用两种生产工艺不同的 WC-12Co 粉末，通过活性燃烧高速燃气喷涂( AC-HVAF) 技术制备了两种耐磨涂层，在旋转圆盘磨蚀试验台上对其在清水空蚀、浑水泥沙磨损和浑水空蚀三种工况条件下的磨损性能及机理进行了系统的试验研究。结果表明在三种试验工况下，涂层的耐磨损性能要远远优于金属基体，空蚀和泥沙磨损之间存在相互强化的关系。对喷涂粉末、涂层的显微组织、涂层磨损形貌进行扫描电镜观察，研究表明喷涂粉末性能对涂层的结合强度、显微硬度、孔隙率及磨损性能有着重要的影响。
关键词: 高速燃气喷涂( HVAF) ; 空蚀; 泥沙磨损; 磨损机理； 热喷涂 0 前言
近年来在美国等国家发展起来的高速燃氧 /燃气( HVOF/HVAF) 工艺是一种制备高质量涂层的新方法，通过利用高温高压的超音速火焰气流将喷涂粉末加温加压后高速喷向试件表面，而形成高质量的涂层，从而被广泛应用于钢铁、石油化工、煤炭、航天、汽车等领域，也是近年来水力机械过流部件表面防护领域广泛应用的一种新技术［1，2］。
目前适应于这种喷涂工艺的涂层种类比较广泛，其中 WC 系列的金属陶瓷涂层更具有工程防护优势，如 WC-12Co、WC-NiCr 、WC-CoCr 等［3］，也有一些学者正在进行利用这种工艺在试件表面喷涂纳米涂层的工程应用研究［4］。碳化钨涂层的主要特点是干式抗磨，对于潮湿环境尤其是水下恶劣环境不能适应，其抗空蚀能力低［3］，在水力机械防护中的应用受到一定的限制，因此研究其在清水空蚀、泥沙磨损和浑水磨蚀条件下抗磨损性能具有重要的工程应用价值。本文采用合成工艺不同的两种 WC-12Co 粉末制备了 HVAF 耐磨涂层，利用旋转圆盘试验装置研究其在上述三种水力机械常用工况条件小的磨损性能及规律，并对原始粉末特性对涂层性能的影响进行了详细的研究。
1 试验材料及方法
1. 1 喷涂材料及涂层制备
试验用的基体材料为 0Cr13Ni5Mo 不锈钢板，试件直径 28mm，厚 6mm。活性高速燃气喷涂( 简称 HVAF) 材料共两种，一种为世泰科( H．C．Stack) 公司生产的 WC-12Co( 以下简称 S － WC /12Co) 粉末，粒度为 5 ～ 30μm; 另一种为北京矿业研究总院金属材料研究所生产的 WC-12Co( 以下简称 K － WC/12Co) 粉末，粒度为 10 ～ 38μm，两种粉末的颗粒形貌参见图 1。其中世泰科公司生产的 WC-12Co 粉颗粒呈现显著的烧结态，颗粒形状不规则、多孔隙; K － WC /12Co 粉颗粒呈现良好的团聚状态，其中有 50% 左右为规则的圆球形，其余为不规则的多边形。
涂层喷涂在 Unique Coating 公司的 intelli-jet AC-HVAF设备上进行。基体试样喷涂前进行喷砂预处理，在特殊夹具上一次装夹喷涂，喷涂涂层的设计厚度为 0. 4mm。
HVAF 喷涂工艺参见表 1。
1. 2 试验方法
1) 材料性能测试与分析
采用日本理学公司( Rigaku) 的 D/Max-RB 型 X 射线衍射仪( XRD) 分析了涂层的相组织，工作电压 40kV，工作电流 30 mA，采样间隔 4. 0000 deg/min。
利用美国康塔公司氮吸附分析仪 AUTOSORB-1c 分析 HVAF 涂层的孔隙度，测试参数参照 UOP874—88 ( 适用于 ASTM 的国际标准方法) 。
涂层经抛光后，参照标准 GB /T4340. 1—1999，在 leica VMHT 30m 显微硬度计上进行涂层截面的室温维氏硬度测试，加载载荷为 1. 961N，保压时间 15s。测试时以涂层与基体结合界面处为起点由内向外每隔 50μm 测试涂层纵向截面上显微硬度分布。
参照 GB /T8642—2002，采用拉伸法在 WDW-100A 微机控制电子式万能试验机上进行涂层与基体结合强度的测试。拉伸试样尺寸为 ф25，试样结合面采用 E7 胶粘接，粘接剂的调和、固化严格按照产品说明操作。
在 HITACHI S-3500 扫描电镜上对粉末形貌、涂层组织和磨蚀形貌进行二次电子图像观察分析( SEM) 。
2) 圆盘磨蚀试验
涂层的清水空蚀、泥沙磨损和浑水磨蚀试验都在旋转圆盘磨蚀试验台上进行。空蚀和浑水磨蚀的旋转圆盘结构相同( 参见图 2) 。
圆盘外直径 350mm ，在直径 310mm 圆周上均匀分布 6 个试样，试件嵌入到圆盘中，测试面与圆盘面持平。空蚀源为直径为 8mm、厚度为 6mm 的圆柱形绕流体。泥沙磨损试验工况的旋转圆盘基本同上，主要区别是取消了圆柱形绕流体空蚀源。含沙水流与试样平面呈 0°角。每 2h 停机观察称重 1 次累积时间为 24h。
2 试验结果及分析
2. 1 涂层性能测试与分析
两种原始粉末及其喷涂涂层的 XRD 物相分析结果如图 3 所示。由 XRD 分析可知，斯泰科公司生产的 S-WC-12Co 原始粉末中物相比较复杂( 图 3a) ，除了 WC 和 Co 之外还存在 W2C，而在国产 K-WC-12Co 原始粉末的XRD 谱图中，相成分比较单一只有 WC 和 Co 的衍射线。 相关文献［5，6］研究表明脆性碳化物 W2C 对涂层的耐磨损性能存在不利影响，因此这种原始粉末之间的性能差别势必会对其 HVAF 涂层的性能产生一定的影响。对比分析原始粉末及其涂层的 XRD 谱图可知，HVAF 制备的涂层基本保持原始粉体的相结构，在喷涂过程中并没有发生化学反应产生新的物相。表明 HVAF 涂层制备工艺可以很好的抑制 WC 脱碳的发生。
HVAF 涂层厚度、界面结合强度、显微硬度和孔隙率的测试分析结果参见表 2。其中两种涂层与基体的结合强度差别不大，但均能够满足含泥沙高速水流中对涂层耐冲击力和剪切力的要求( 一般要求应用于叶片的涂层结合强度不低于 40 MPa) ; K-WC /12Co 涂层的孔隙率含量较高，两种涂层的平均显微硬度值差别也较大，其中 S-WC /12Co 涂层的显微硬度值较高( 1161 MPa) ，比 K-WC /12Co 涂层的硬度值高出约 300 MPa。 由于两种涂层的化学成分基本上一致，所以两种涂层在显微硬度上的这种差别主要是基于其微观结构的不同。
抛光后的涂层厚度约为 0. 3mm，呈黑色镜面，在电镜下观察为微米级的粒子密集堆积状( 图 4) 。其中 S-WC /12Co 涂层的 WC 颗粒普遍较大，且颗粒大小很不均匀，粘接相分布也很不均匀，在图中出现了明显的粘接相富集区( 颜色较深呈弥散态，图 4a) 。而在 K-WC/12Co 中，WC 颗粒普遍较小，粒径大小相对比较均匀，粘接相呈弥散态均匀分布在 WC 硬质颗粒的周围，在图中没有明显的粘接相富集区，但是其视野范围内的孔隙较多，这也是其显微硬度明显低于 S-WC/12Co 涂层的重要原因。
2. 2 圆盘磨损试验结果与分析
涂层的清水空蚀、泥沙磨损和浑水磨蚀试验结果如图 5 所示。分析试验结果可知，虽然两种涂层的化学成分基本上一致，但两种涂层在清水空蚀、泥沙磨损和浑水磨蚀的试验工况下，磨损失重的变化规律存在显著的差别。
三种试验条件下，两种粉末制备的 WC/12Co 涂层的累积失重都随磨损时间的增加不断递增，只是递增的幅度不同; 在相同的磨损时间内 S-WC /12Co 涂层失重都要大于 K-WC /12Co 涂层的，这种大小关系在清水空蚀试验条件下表现的尤为突出。由前面对涂层性能的分析可知，两种涂层在结合强度和孔隙率上差别不大，性能差别主要表现为显微硬度不同。磨损性能较好的 S-WC/12Co 涂层具有较低的显微硬度，这两者之间似乎没有必然的正相关关系，并不是硬度越高的涂层具有越好的耐磨损性能。
分析磨损机理可知，不论是清水空蚀还是泥沙磨损，其破坏都是从微小的破坏源开始，空蚀破坏源于微小气泡的溃灭冲击，泥沙磨损源于细小沙粒的运动冲击，且破坏往往都是从涂层表面的结构性能薄弱区域开始，并沿一定的结构缺陷在涂层中逐渐扩大，所以涂层表面的微观组织的结构对涂层的耐空蚀、磨损性能有着重要的影响。有涂层抛光后的微观组织结构分析可知，在 K-WC/12Co 中，WC 颗粒较小，且比较均匀，粘接相呈弥散态均匀分布在 WC 硬质颗粒的周围，使得 WC 硬质颗粒的抗冲击能力和 Co 粘接相的粘接附着防脱落作用有效的结合，大大提高了涂层的耐磨损性能。因此为了提高涂层的耐磨损防护性能，单一提高涂层硬度的方法是不可取的，必须要采取一定的方法和技术控制和优化涂层的组织结构，有效减少冲击破坏源的数量和传播途径，才能达到一定的防护效果。
3 结论
1) 利用高速燃气 / 氧技术制备抗磨防护涂层时，原始粉末的物相成份在制备过程中不会发生变化，高速燃气的低温制备可以很好的保持粉末的原始状态。
2) 不同制备工艺生产的同一化学成份的 WC /12Co 粉末具有不同的微观结构和形貌，采用这些粉末制备的HVAF 涂层具有不同的微观组织结构和物理性能，其中涂层与基体的界面结合强度、孔隙率含量差别较小，显微硬度因原始粉末的不同而具有很大的差别。颗粒呈现明显的烧结态且物相中含有硬质 W2C 颗粒的粉末制备的涂层硬度较好，平均硬度为 1161MPa。
3) 在清水空蚀、泥沙磨损和浑水磨蚀的试验条件下，颗粒球形度好、粒径大小分布均匀的粉末制备的涂层具有较好的耐空蚀、磨损性能。涂层的硬度大小与其耐磨损性能之间不存在正相关的必然关系。
参考文献略
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