摘 要:利用等离子熔覆技术,选择合适的工艺参数,在硼铸铁基体上熔覆铁基合金粉末制备具有冶金结合的耐磨涂层。采用金相显微镜、X射线衍射仪、扫描电镜研究了涂层的组织,利用显微硬度计测试了涂层的显微硬度,通过环-块磨损试验评估了涂层的耐磨性。结果表明,硼铸铁等离子熔覆铁基合金涂层组织主要由(Cr,Fe)7C3,A-(Fe,Cr)和Fe3C相组成;涂层的显微硬度可达600~1 200 HV0.2;在干滑动磨损条件下,涂层的耐磨性约是基体试样的5倍。涂层中高硬度的(Cr,Fe)7C3及Fe3C相的抗磨骨架作用,大量Cr,Si原子溶入基体引起的过饱和固溶强化作用,涂层快速加热及快速凝固产生的细晶强化作用是涂层耐磨性提高的主要原因。
关键词:等离子熔覆;组织;显微硬度;耐磨性
0 序 言
灰铸铁零件在机械设备的摩擦副中应用十分普遍,为提高铸铁件的服役寿命常采用热处理方法改善其表面耐磨性。在以往的热处理方法中整体淬火往往会导致零件的综合力学性能恶化,而表面热处理如感应淬火的工艺工装在实际生产中应用十分不便。因此,近年来采用激光等高能密度热处理方法提高摩擦副铸铁件耐磨性的应用研究备受重视[1]。
但激光表面处理工艺成本高,限制了在实际生产中的推广应用。等离子束表面处理技术因其硬化效果与激光相当,一次性投资小,处理成本低、无需磷化处理等优点,受到了国内外研究者和工业界的高度重视[2-8]。文中采用常压弧光等离子体,在硼铸铁基体上熔覆铁基合金粉末,旨在探讨涂层的组织和耐磨性能,为实际生产应用提供理论依据。
1 试验方法
1.1 试验材料
试验采用的基材是硼铸铁,组织为珠光体+片状石墨+含硼碳化物和磷共晶,其化学成分(质量分数,%)为C3.58,Si2.11,Mn0.81,B0.039,S0.131,P01190,余量为铁,硬度为250~280 HV 0.2。试样尺寸为150 mm*14 mm*5 mm,表面除油除锈。熔覆材料为Fe-Cr-Si-B合金粉末,其成分(质量分数,%)为C4.5~5.0,Cr45~50,Si0.8~1.4,B1.8~2.3,余量为Fe,粒度为140~320目。用水玻璃将粉末调成糊状,均匀涂敷于试样表面,厚度大约2 mm,150e烘干。
1.2 熔覆工艺
采用等离子弧为热源,用Ar作为保护和电离气体,起弧方式为高频高压起弧。试样作为阳极,等离子炬作为阴极,利用高频高压击穿阴阳极之间的气体,形成等离子体态的氩等离子流。氩等离子流经过机械压缩、电磁压缩和热压缩作用,弧柱温度可达104K[9],足以熔化一切难熔材料。
采用自制的等离子设备进行熔覆处理,单道熔覆,熔覆道宽度约7 mm。工作电流120 A,工作电压22 V,用Ar作为保护及电离气体,保护气体流量1.2 m3/h,电离气体流量0.8 m3/h,喷嘴距工件表面距离12 mm,扫描速度150 mm/min。
1.3 分析测试方法
垂直于熔覆道截取试样制成金相试样,分别在MM)6型金相显微镜、JSM)5610LV(附带OXFORD能谱仪)扫描电镜上观察分析涂层的组织,采用18kW转靶D/max 2500VL/PC型X射线衍射仪分析涂层的相组成。涂层显微硬度测试采用HXD)1000TC型显微硬度计,载荷2 N。在MM200磨损试验机上对等离子熔覆处理试样和基体试样进行环块磨损试验,试样尺寸为18 mm*14 mm*5 mm,对磨试样为GCr15,硬度为62~64 HRC。试验条件为,主轴转速200 r/min,载荷98 N,干摩擦2.5 h。耐磨性比较采用失重测量法,测重之前,用丙酮、甲醇清洗,在100e下保温2 h烘干,在FA2104型万分之一电子天平上进行失重测量。
2 试验结果与分析
2.1 涂层的组织分析
等离子体熔覆涂层的结晶过程属于非平衡快速凝固过程。在高能等离子束流热源作用下,铁基合金覆层与硼铸铁表面薄层快速熔化形成熔池,合金化熔池在基体的快速热传导和向外界空气的辐射传热作用下,快速凝固结晶,形成熔覆层。熔覆层成形良好,表面光滑且连续性好,无宏观气孔和裂纹。等离子体熔覆涂层横截面的金相组织如图1所示,图1a,b,c,d分别为涂层表层、中部、底部及结合界面的组织,可以看出涂层中的组织不均匀。表层组织细小,中部和底部组织稍大,形状规则的白色物相更趋明显,底部出现白色板条状物相。这是由于等离子加热时,加热速度快,热流不均匀,成分亦存在微观不均匀现象,导致快速冷却后产生组织与物相的不均匀性。涂层的XRD分析结果表明铸铁表面通过等离子熔覆铁基合金粉末后,涂层中的物相主要由(Cr,Fe)7C3,A-(Fe,Cr)和Fe3C组成[10]。
从图1a,b,c中均可观察到白色的近似于六方形物相,其深腐蚀后的SEM形貌如图2所示。可以看到该物相断面呈六方形或近似六方形,外形完整,心部存在单个或者多个孔洞。文献[11]认为白色物相是高硬度的(Cr,Fe)7C3,形状近似于六棱柱。该物相能谱分析(EDS)结果如表1所示,说明白色物相是(Cr,Fe)7C3,与涂层X射线物相分析结果一致。图1c及图2中的白色板条状物相也是(Cr,Fe)7C3,由于生长方向不同在此观察面上看到的是(Cr,Fe)7C3六棱柱体的侧面。在涂层的中部,随着凝固速度的降低,初生相(Cr,Fe)7C3的形状改变为U形、L形或H形如图1b,图2,与文献[12]中的结果一致。由于Cr7C3的熔点较高(1 766e),在熔池凝固过程中,大块的Cr7C3作为初生相从熔体中析出,在析出过程中大量的Fe原子溶入其中而形成(Cr,Fe)7C3复合碳化物。当熔池温度降到共晶温度时,剩余的液相发生共晶转变,生成C-Fe和(Cr,Fe)7C3共晶碳化物。图2中可看出(Cr,Fe)7C3共晶碳化物的形态介于层状与棒状之间,呈短杆状或小块状,这种组织在文献[13,14]中也有报道。随后的冷却过程中,C-(Fe,Cr)发生共析转变,生成A-(Fe,Cr)和Fe3C。EDS分析也表明A-Fe中固溶有大量的Cr,Si元素。因此涂层组织主要由近似于六方形或板条状、U形、L形或H形的初生(Cr,Fe)7C3相及短杆状或小块状的(Cr,Fe)7C3共晶碳化物、A-(Fe,Cr)和Fe3C共析体组成。图1d为涂层与基体界面组织,由于涂层热量沿基体向外散热,因此界面上形成生长方向与界面近似垂直的共晶莱氏体组织,且涂层和基体中的Cr,Si,Mn等合金元素发生了相互扩散,形成具有冶金结合的涂层[10]。
2.2 涂层的耐磨性能分析
硼铸铁经等离子熔覆铁基合金粉末后,涂层的硬度大约为600~1 200 HV0.2,明显高于基体硬度250~280 HV0.2。这是由于涂层中高硬度的(Cr,Fe)7C3及Fe3C相引起的第二相强化,大量Cr,Si原子溶入基体中引起的固溶强化,快速加热及快速凝固产生的细晶强化所致。硼铸铁经等离子熔覆处理前后试样的室温干滑动磨损试验结果如表2所示。
结果表明,硼铸铁表面等离子熔覆铁基合金粉末后,涂层具有优良的耐磨性,约为硼铸铁基体耐磨性的5倍。图3为熔覆试样和未熔覆(基体)试样表面磨损后的SEM形貌,可见未经熔覆的试样磨损后表面非常粗糙(图3b),有较深的切削犁沟和粘着现象,说明未经熔覆的试样与GCr15对磨后发生了粘着磨损及磨粒磨损;而等离子熔覆铁基合金粉末后的试样磨损表面比较光滑(图3a),只有轻微的擦划痕,无明显的粘着磨损及犁沟现象。硼铸铁经等离子熔覆铁基合金后涂层具有良好的耐滑动磨损性能,主要原因为:(1)涂层中大量高硬度的(Cr,Fe)7C3相及Fe3C相在磨损过程中起到了抗磨骨架作用;(2)作为涂层基体的A-(Fe,Cr)固溶体具有较好的韧性和塑性,在磨损过程中可对耐磨增强相(Cr,Fe)7C3及Fe3C起到强有力的支撑和连接作用,最大限度地发挥耐磨增强相的抗磨骨架作用[14,15];(3)涂层组织比较细小,赋予涂层优良的强度和韧性结合,使涂层在磨损过程中不致于产生开裂和显微剥落现象,特别是防止其产生整体脱落;(4)大量合金元素Cr和Si溶入基体中起到固溶强化作用,提高了A-(Fe,Cr)的强度。综上所述,铸铁表面等离子熔覆铁基合金粉末后,涂层表现出优异的耐磨性能,干滑动磨损后试样表面观察不到明显的粘着磨损和磨粒磨损特征。
3 结 论
(1)铸铁等离子熔覆铁基合金涂层的组织主要由近似于六方形或板条状、U形、L形或H形的初生(Cr,Fe)7C3相及短杆状或小块状的(Cr,Fe)7C3共晶碳化物、A-(Fe,Cr)和Fe3C组成。
(2)铸铁等离子熔覆铁基合金涂层中大量高硬度的(Cr,Fe)7C3及Fe3C相的抗磨骨架作用,大量Cr,Si原子溶入基体引起的过饱和固溶强化作用、涂层快速加热及快速凝固产生的细晶强化作用,使涂层在室温干滑动磨损试验条件下呈现出优良的耐滑动磨损性能,其耐磨性大约是基体试样的5倍。
参考文献略
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