摘 要：选用 WC-17Co 喷涂粉末，采用爆炸喷涂工艺，通过改变乙炔和氧气流量等喷涂参数在 316L 钢基体上制备了 4 种 WC/Co 涂层。 采用 X 衍射仪、扫描电镜对对涂层的相结构和微观组织进行了研究；采用灰度法测试了涂层的气孔率；采用拉伸法测试了涂层的结合强度；采用小负荷维氏硬度计测试了开裂韧性；最后采用湿砂橡胶轮磨粒磨损试验机对各涂层磨粒磨损行为进行了研究。 结果显示：随着氧燃比的增加，涂层中的 WC 分解程度增加，涂层的硬度增加，韧性、气孔率和抗磨粒磨损性能都是先增加后降低。 氧燃比为 1.5 时，涂层具有最优的综合力学性能。
关键词：爆炸喷涂； WC-Co； 涂层； 开裂韧性； 磨损
热喷涂技术以其取材范围广、功效高、基材局限小等优点，被广泛应用于工业生产中。 相比于传统火焰喷涂和等离子喷涂， 爆炸喷涂技术由于焰流温度低、速度高、所制备的涂层非常致密，而受到人们的重视[1-2]。 爆炸喷涂过程是先将一定比例的氧气(O2)和乙炔(C2H2)由供气口送入水冷喷枪的燃爆室 ，然后由送粉气将喷涂粉末送入燃爆室，经火花塞点火，O2和 C2H2混合气发生爆炸式燃烧， 其热能将喷涂粉末加热到一定程度， 爆炸冲击波则把喷涂粉末粒子高速喷向工件表面形成涂层[3-4]。 一般爆炸喷涂采用的燃料是乙炔，助燃气体是氧气，改变这两种气体的比例会对对爆炸喷涂的焰流的温度和性质产生直接的影响，进而也会影响到所制备涂层的性能。 Du等[3]通过优化爆炸喷涂工艺，分别得到了孔隙率为1.58%和 0.3%的金属 WC 涂层。 文献[5]报道了氧燃比(氧气和燃料的流量比，O2/C2H2)对爆炸喷涂制备的氧化铝涂层孔隙率、硬度和抗磨损性能有很大的影响。 文献[3]也发现在采用爆炸喷涂工艺制备 WC/Co涂层时，提高氧燃比会使涂层的表面粗糙度会降低，硬度升高的现象。 Park[6]选择两种不同氧燃比，并采用爆炸喷涂工艺制备了两种纳米 WC-12Co 涂层，发现过量的氧气会获得更高的硬度和更低的孔隙率的涂层。上述这些研究都表明，提高氧燃比会在一定程度上改善 WC/Co 涂层的质量。 但这些文献中报道的氧燃比大多小于 1.5，如果在此基础上继续增加氧气的流量，即将爆炸喷涂时的氧燃比继续提高，由此制备的 WC/Co 涂层质量是否会继续提高？ 是一个很值得研究的问题。另外，上述这些研究主要偏重于孔隙率和耐磨损性能， 而关于改变喷涂工艺参数对涂层的相结构和韧性的影响， 特别是涂层韧性和气孔率变化等因素对涂层抗磨粒磨损性能综合影响的报道还较少。
为此，本文拟采用爆炸喷涂工艺，通过大幅度改变氧燃比制备 4 种 WC-17Co 涂层， 以期进一步探明氧燃比的变化对涂层相结构、硬度、孔隙率以及抗磨粒磨损性能的影响， 为合理地制定爆炸喷涂工艺提供参考。
1 实验材料及方法
1.1 实验材料
喷涂材料为 WC-17Co 粉末， 该粉末的宏观形貌如图 1 所示。 其中 WC 的粒度约为 1.8μm，粉末团聚烧结后进行分筛，粉末的形状近球形，粒度分布相对较集中，粒度分布范围 25～63μm。 喷涂基材为200 mm × 57 mm × 5 mm 的 316L 钢板。
1.2 涂层制备
采用乌克兰产“第聂伯Ⅲ”型爆炸喷涂装置制备涂层，涂层编号、氧气、丙烷的流量及氧燃比如表 1所示。送粉气流量均为 0.8m3/h，喷涂距离为 165 mm，爆频为 4 次 /s。喷涂前，对试样进行除锈、除油，然后采用刚玉砂进行粗化处理， 涂层设计厚度约 0.35mm，将待喷涂的试样固定在特制的夹具上一次装夹、喷涂。
1.3 涂层性能测试
采用 SIEMENSD5000 型 X 射线衍射仪对涂层进行相结构测试。 采用沃伯特 401MVA 型显微硬度计测试涂层的显微硬度，采用小负荷维氏硬度计，测试涂层截面的维氏硬度 HV5，测量压痕对角线长度和水平裂纹长度， 并采用 Wilshaw 公式计算涂层的开裂韧性[7]。 采用金相法评估涂层截面的气孔率。采用湿砂橡胶轮 MLS-225 型磨粒磨损实验机测试各涂层抗磨粒磨损性能，载荷 100N，砂浆为 1.5kg 的40～70 目 SiO2和 1kg 水的混合物， 先进行 500 转的预磨，再进行 3 轮 3000 转的正式磨损，采用精度为0.1 mg 的分析天平来称量样品的磨损质量损失。
2 实验结果
2.1 涂层的基本力学性能
涂层的硬度、孔隙率、开裂韧性和磨损率如表 2所示。可以看出，随氧燃比的增加，涂层的硬度增加，韧性、气孔率和抗磨粒磨损性能都是先增加后降低。当氧燃比为 1.5 时， 涂层具有最低的孔隙率和最小的磨损质量损失。
2.2 涂层的相结构
喷涂粉末及在不同工艺条件下涂层的相结构如图 2 所示。 可以看出，WC-17Co 粉末中只含有 WC相和 Co 相。 WC-17Co 涂层中的 WC 则发生了不同程度的脱碳现象，当采用较低的氧燃比时，涂层中仅仅出现少量的 W2C 相；当氧燃比增加时，涂层中的W2C 增加，特别是当氧燃比增加到 1.8 时，涂层中还出现了 W 相。
2.3 涂层截面的形貌
图 3 是综合性能最好的 C3 涂层截面典型的金相照片。 可以看出， 采用爆炸喷涂工艺制备的WC-17Co 涂层与基体结合紧密，涂层结构较致密。
3 分析与讨论
3.1 氧燃比对 WC-17Co 涂层基本性能的影响
由表 2 可以看出，随氧燃比的增加，涂层的硬度单调增加。出现这种现象的原因是：当爆炸喷涂使用的氧燃比增加时， 氧气和乙炔混合燃烧的程度越来越充分， 且燃烧气氛呈氧化性气氛。 喷涂粉末中的WC 在高温氧化性气氛作用下， 粉末的受热熔化程度增加。 在这种情况下，一方面会导致粉末中的 WC在喷涂过程中发生脱碳， 生成硬度更高的 W2C，因此涂层的硬度单调上升。 另一方面由于涂层中生成的高硬度 W2C 的脆性比 WC 更高，并且，由于脱碳使得 WC 中的 W 大量地固溶到非晶 Co 中，也使得粘结相的脆性和硬度增加。 C2 涂层相对于 C1 涂层， 脱碳程度虽然有所增加， 但是整体脱碳程度较低，粉末由于熔融较好，由此带来的粘结性能的改善程度高于粘结相脆性增大的程度， 二者的综合作用使得 C2 涂层的韧性出现小幅上升。 但是，随着氧燃比的继续增加，WC 的脱碳程度越来越严重，由此带来的粘结相脆性增大的因素占据主导， 从而使得涂层的韧性不断地降低。一般来说，随着粉末熔化程度增加，涂层沉积时的扁平化能力越强，从而可以获得致密度更高的涂层。 但是，另一方面 WC 脱碳时会形成 CO 和 CO2气体，当产生的气体太多，以至于来不及逸出涂层时，便以气孔形式存在涂层中。综合这些影响因素可以得出， 涂层的气孔率随着氧燃比的增加出现先降低后升高的现象。
3.2 WC-17Co 涂层基本性能对抗磨损性能的影响
由表2可以看出，随喷涂氧燃比的增加，WC-17Co 涂层的磨损率先减小后增加。 一般来说，材料的硬度越高，其相应的抗磨粒磨损性能越高。对于本文中制备的 WC-17Co 涂层， 其磨损率开始随着涂层硬度的升高而降低，当氧燃比为 1.5 时，磨损率最低。 继续增加氧燃比，涂层的硬度继续上升，但是，其磨损率反而增大。出现这种现象的原因可能是由以下两种因素引起的。 相对于 C3 涂层，C4 涂层的硬度虽然更高，但其孔隙率有所增大、韧性有所降低。 根据金属 WC 材料的磨损机理可知，当涂层中孔隙增加时，磨粒刺入涂层的概率也相应的增加；当涂层的韧性降低时，粘结相对硬质 WC 相的锚固作用降低；另外，其层间的结合力也降低。 这两种因素的综合作用使得采用爆炸喷涂制备的 WC-17Co 涂层的抗磨粒磨损性能并没有随着其硬度的增加而一直增加。
3.3 WC-17Co 涂层的磨粒磨损机理
综合性能最优的 C3 涂层的磨损形貌如图 4 所示。由图 4(a)涂层磨损表面的低倍形貌可以看出，涂层磨损表面整体较平整。 在少数局部区域(椭圆所圈的区域)存在犁沟现象，可以看出，这些区域内 WC的粒子较少。 这主要是因为在喷涂过程中部分 WC发生了过熔，生成了 W2C 相，甚至 W相，从而使得该区域内的硬质 WC 减少，粘结相的名义自由路径增大， 最终导致磨粒在这些缺乏足够硬质相的粘结相区域形成犁沟。 由图 4(b)可以看出，WC 粒子周围硬度较低的 Co 相几乎被磨粒掏空， 部分 WC 粒子由于缺少粘结相的固结即将发生剥离 (如标记为 1的 WC 粒子)，有些 WC 粒子在外界磨粒的反复作用下出现裂纹(如标记为 2 的 WC 粒子)，还有些 WC粒子已经脱离粘结相(标记为 3 的区域)。 通过这些典型的形貌并结合相关文献[7-9]，可以看出爆炸喷涂 WC-17Co 涂层的微观磨粒磨损基理与采用超音速火焰喷涂工艺制备的 WC/Co 涂层类似， 即在磨损过程中， 首先是涂层中的粘结相 Co 被挤出和切削，随着磨损过程的不断进行，粘结相被切除掉，突出的 WC 粒子在磨粒的撞击与滚压的反复作用下发生疲劳破碎，进而从涂层表面脱落。 可见，要进一步提高 WC/Co 涂层的抗磨粒磨损性能， 要在提高涂层致密度和硬度的同时防止由于涂层中 WC 的过度分解带来的硬质相减少和脆性增大的现象。
4 结论
(1) 随着氧燃比的增加， 涂层中的 WC 分解程度增加，涂层的硬度增加，韧性、气孔率和抗磨粒磨损性能都是先增加后降低。 当氧燃比为 1.5 时，涂层具有最优的综合力学性能。
(2) WC/Co 涂层的磨损机理首先是涂层中的粘结相 Co 被挤出和切削， 然后是 WC 粒子疲劳破碎和脱落。
参考文献略
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