摘 要: 采用爆炸喷涂法制备了含12%(质量分数)Co亚微米WC涂层,研究了涂层的表面形貌、组织结构、相组成,并与大气等离子体喷涂法制备的涂层进行了比较。研究结果表明,爆炸喷涂法制备的WC-12%Co涂层组织均匀,涂层截面层状结构不明显,粘结相Co发生了熔化,但WC粒子并没有熔化;与传统微米级WC涂层相比,亚微米WC涂层脱碳程度较重,涂层中含有WC相、W2C相、Co相、Co3W3C相以及少量W相,主相仍为WC相。与大气等离子体喷涂法制备的涂层相比,爆炸喷涂法制备的涂层脱碳程度较轻。
关键词: WC晶粒大小;爆炸喷涂;脱碳;耐磨涂层
1 引 言
金属陶瓷涂层在航空、航天、冶金、矿山、石油和化工等领域中的耐磨构件的制造和修复中具有广泛的用途[1~3],其中碳化钨-钴涂层是在540e以下硬度最高的耐磨涂层[4]。
随着表面工程技术的发展,出现了许多制备碳化钨-钴涂层的热喷涂技术,基本趋势是向高能高速的方向发展,从普通的火焰喷涂、电弧喷涂、等离子体喷涂发展到现在的超音速火焰喷涂、超音速等离子体喷涂、爆炸喷涂等[5,6]。不同的喷涂方法制备碳化钨-钴涂层具有不同的工艺特点,制备的涂层性能也有很大差别。在现有的热喷涂技术手段中,爆炸喷涂明显具有涂层致密性好,孔隙率低,结合强度高的优点,一直受到世界各国热喷涂界的重视[7~9]。
涂层的硬度和耐磨性与碳化钨颗粒的大小、喷涂时的脱碳程度、涂层中的孔隙率等因素有关。近年来,研究碳化钨颗粒大小对喷涂时脱碳程度和对涂层耐磨性的影响有所报道[10~12],其报道结果差别较大。本文采用爆炸喷涂法制备含12%(质量分数)Co亚微米WC耐磨涂层,研究涂层组织结构、相组成、脱碳程度及硬度,并与大气等离子体喷涂涂层进行对比。
2 实 验
喷涂粉末原料为烧结破碎法制备的WC-12%Co热喷涂粉末,粉末物理性能参数如表1所示。WC的FSSS粒度为0.68Lm,Co的FSSS粒度为2.39Lm。烧结破碎法制备喷涂粉末原料时,在原始粉末中添加了1.6%(质量分数)的细C粉(FSSS粒度<10Lm),期望能够补偿烧结过程中粉末中的脱C量;烧结温度为1200e;时间为2h。
爆炸喷涂涂层试样基体材料选用45#钢,试样尺寸为60mm*30mm*2mm。爆炸喷涂前,首先对不锈钢基体表面进行预处理;然后在湖南冶金材料所采用爆炸喷涂法进行喷涂,涂层厚度在100~300Lm之间,喷涂参数如表2所示。
爆炸喷涂所用的设备为/第聂泊-Ó0型爆炸喷涂设备(产地为乌克兰),喷枪加速段口径约为22mm,炮长1450mm。喷涂的具体实验过程如下:喷涂时,通过混合器将一定比例的氧气与乙炔气送入喷枪内,随后通入空气形成气垫并通过送粉器将WC/Co粉末送入枪膛中,然后借助火花塞点燃枪膛中的气体混合物。可燃气体混合物在枪膛中发生燃烧并产生爆炸。爆炸引起的超音速高温焰流,对喷涂粉末加热、加速,使粉末颗粒飞出枪膛后与工件相撞并在工作表面上形成致密的涂层。
喷涂粉末的观察采用KYKY-2800型扫描电镜,涂层的观察是在型号为Sirion-200场发射扫描电镜上进行;粉末和涂层的相分析在D/MAX-2500X射线衍射仪上进行,采用CuKA线;涂层表面硬度测量设备为69-1型布洛维光学硬度计,采用60kg载荷;维氏显微硬度测量在POLVAI-MET宽视野大型金相显微镜上进行,采用200g载荷。
3 试验结果与分析
3.1 WC-12%Co喷涂粉末原料
图1为烧结破碎法制备的WC-12%Co热喷涂粉末原料扫描电镜照片,从粉末的低倍照片看,粒度分布在45~75Lm,烧结状态都比较好,颗粒呈不规则的块状结构;从粉末的高倍照片看,细小的WC粒子和Co很好地粘结在一起,粉末比较致密。
图2为烧结破碎法制备的爆炸喷涂用WC-12%Co粉末原料的XRD图谱。从图2谱中发现粉末的主相为WC,含有C-Co相和Co3W3C相(G相),没有发现游离碳。这可能是在氢气烧结气氛中含氧量较高所致,添加的碳粉与氧气发生反应,导致喷涂粉末原料中还是发生了轻微的脱碳。
3.2 涂层样品的表面形貌与微观结构
爆炸喷涂涂层样品表面有一定的粗糙度,表面呈褐色表明涂层表面出现了氧化,这是由于喷涂后基体表面温度较高并且暴露在大气中所致。图3为涂层样品表面的扫描电镜照片。从图3(a)显示的涂层表面上看,颗粒被加热撞击基体后成为泥状,已无法分辨出单个颗粒或形成的变形片。从图3(b)高倍照片中可看出爆炸喷涂过程中粉末颗粒为部分加热熔化,撞击基体后没有很好地变形、摊平,大部分WC粒子被熔融的Co包覆粘结在一起。
3.3 涂层样品的截面形貌与微观结构
图4为涂层样品横截面的SEM照片,从中可以看出涂层中的孔隙率、界面结合、颗粒变形堆垛情况。
3.3.1 组织结构
从图4可看出,涂层截面的层状组织并不十分明显。与一般涂层不同的是:由亚微米WC颗粒经烧结破碎法制备的大颗粒在爆炸喷涂时,熔融的Co与未熔的WC颗粒由于撞击基体的速度很高成为泥状。涂层是经过多道次反复喷涂,泥状粒子堆积逐渐形成的。热喷涂过程中高速飞行粉末颗粒撞击基体或正在形成的涂层时,粉末颗粒一般有3种变形现象:(1)是颗粒充分加热熔化后,撞击到基体表面而出现的摊平现象;(2)是颗粒部分加热熔化后,撞击基体而出现的部分摊开现象;(3)是基本上没有变形。爆炸喷涂亚微米WC-12%Co过程主要以第二种变形机制为主。
3.3.2 界面结合
涂层与基体的界面结合如图4(a)、(b)所示,整体上涂层与基体结合比紧密,看不出明显的剥离和间隙。爆炸喷涂前基体表面进行了喷砂处理,使其表面具有一定的粗糙度,爆炸喷涂时,首先到达的熔融或高塑性颗粒撞击在粗糙的表面,形成紧密的机械咬合,使涂层与基体之间的界面比较完整。
3.3.3 涂层中的孔隙
从图4中可以看出爆炸喷涂形成的涂层孔隙率较低。爆炸喷涂时,由于颗粒具有很高的速度,可以很好地填充空隙,因而涂层内孔隙率较低,颗粒间的结合也较好。图4(c)中可看到存在一些1~10Lm缺陷,这类缺陷主要是由于堆垛不规则、填充空隙不完整和/或冷却收缩造成。从图4(d)可以看出WC粒子大小为1Lm以下,说明WC粒子在喷涂时既没有熔化,也没有发生长大。在爆炸喷涂过程中,燃气爆炸温度大约为3000e,团聚粉末颗粒在喷枪中停留时间很短,因此喷涂粉末颗粒中的亚微米WC粒子并没有熔化,只有Co粒子能够得到较好的熔化。
3.4 涂层的相成分和硬度
图5为涂层与原料粉末的XRD图谱比较,涂层中除了含有原料粉末中的WC相、Co3W3C相、C-Co相外,出现了W2C相以及W相。涂层的主相仍为WC相,涂层中Co3W3C相峰值较原料粉末相比降低了,W2C和W相峰值很小,可见涂层发生了轻微的脱碳。在爆炸喷涂WC-Co过程中,发生脱碳的原因是:当WC粒子被加热到一定温度后,一方面碳原子扩散到粘结相Co中,导致Co3W3C相等G相的形成;另一方面,碳原子与燃气中的氧反应,使WC粒子发生脱碳。
硬度测量结果表明,涂层表面洛氏硬度值在HRA70~80范围之间,平均值为HRA78;截面显微硬度值在Hv780~1800范围之间,平均值为Hv1014。虽然涂层的硬度与涂层的相组成、涂层的孔隙率等相关,但测量中出现显微硬度值与平均值偏差较大的点主要是由于涂层的密度相对不够均匀造成的。
3.5 爆炸喷涂法与大气等离子体喷涂法比较
大气等离子体喷涂用WC-17%Co粉末原料与爆炸喷涂用WC-12%Co粉末原料中仅有Co含量差别,颗粒大小和形貌非常类似。大气等离子体喷涂工艺主要参数如下:等离子体功率为30kW,喷涂距离为100mm,主气Ar流量为40L/min,载气Ar流量为4.0L/min,辅气H2流量为10L/min。
图6为大气等离子体喷涂法制备的涂层的表面,从中可以看出:不像爆炸喷涂时仅是Co被熔化,等离子体喷涂时喷涂粉末大颗粒中WC小颗粒和Co粘结相都被熔化,单个熔滴撞击到基体上充分摊平,具有较好的覆盖能力,凝固后留下光滑表面,涂层的表面洛氏硬度是56,低于爆炸喷涂涂层的硬度。大气等离子体喷涂涂层中出现了层状组织结构。
图7为爆炸喷涂法与大气等离子体喷涂法制备的WC/Co涂层的XRD图谱比较:发现大气等离子体喷涂涂层中含有W相、Co相、W2C,主相是W相,而爆炸喷涂涂层中主相仍然是WC相,W相峰值很小。爆炸喷涂法制备WC/Co涂层脱碳程度远远低于大气等离子体喷涂法的原因可以从爆炸喷涂工艺特点来分析。在爆炸喷涂中,加热温度为3000~5000K,颗粒速度为300~1000m/s;而在等离子体喷涂中,加热温度为5000~15000K,颗粒速度为100~300m/s。爆炸喷涂时颗粒加热温度低,速度快,碳化物分解量及氧化量都少,碳化性燃烧气氛可以进一步减轻脱碳程度;而等离子体喷涂时,颗粒加热温度高,在等离子体中停留时间长,不利于控制碳化物的分解和脱碳程度。等离子体喷涂涂层的X射线衍射结果还表明:细颗粒(0.68Lm)WC涂层比粗颗粒(3.56Lm)WC涂层脱碳程度严重。
4 结 论
(1) 爆炸喷涂法制备的WC-12%Co涂层组织均匀,涂层截面层状结构不明显,喷涂原料粉末中粘结相Co发生了熔化,但WC粒子并没有熔化。这种半熔状颗粒撞击到基体上变形不均匀,由于颗粒速度较高,WC粒子填充孔隙能力仍然较好,涂层堆垛得较为致密。
(2) 与传统微米级WC热喷涂涂层相比,爆炸喷涂法制备亚微米WC涂层过程仍发生了轻微脱碳,涂层中含有WC相、W2C相、Co相、Co3W3C相以及少量W相,主相为WC相。与大气等离子体喷涂制备的涂层相比,爆炸喷涂制备的涂层脱碳程度较轻。
参考文献略
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