激光熔覆原位合成陶瓷相增強(qiáng)Fe基熔覆層研究.pdf

1、磨損作為工程構(gòu)件的三大主要失效形式（疲勞、磨損、腐蝕）之一，在工程應(yīng)用中造成巨大的經(jīng)濟(jì)損失。在普通金屬材料表面制備耐磨熔覆層，改善材料表面的物理、化學(xué)性質(zhì)增強(qiáng)構(gòu)件的抗磨損能力，成為了提高產(chǎn)品使用性能，發(fā)展維修與再制造技術(shù)，延長機(jī)械產(chǎn)品使用壽命的重要途徑。本文利用激光（CO2、Nd：YAG）作為熱源，結(jié)合原位自生技術(shù)在低碳鋼基體上熔覆制備了TiB2、TiC、TiB2+TiC增強(qiáng)Fe基耐磨熔覆層，并對熔覆層的微觀組織、物相構(gòu)成、增強(qiáng)相的生長

2、機(jī)制、熔覆層磨損性能進(jìn)行了系統(tǒng)研究，分析了影響熔覆層組織及性能的因素和規(guī)律。 預(yù)涂合金粉末的組分和工藝性能是激光熔覆制備原位自生陶瓷相增強(qiáng)Fe基熔覆層的關(guān)鍵因素。利用FeTi30+FeB16預(yù)置粉末，采用CO2激光熔覆制備了TiB2增強(qiáng)Fe基熔覆層，所得Fe-Ti-B復(fù)合熔覆層中TiB2呈條、塊狀均勻分布于基體之中。當(dāng)熔覆粉末中B，Ti原子比例在1.8：1-2：1之間時可以獲得以TiB2+α-Fe為物相組成的熔覆層，該熔覆層具有

3、較好的抗裂性。采用FeTi30+石墨作為預(yù)置粉末，CO2激光熔覆可以制備原位合成TiC/Fe熔覆層，試驗(yàn)表明在綜合考慮石墨和Ti元素在熔覆過程中的燒損量的情況下，預(yù)置粉末中Ti，C原子比為1：1.3的配比可以促進(jìn)TiC增強(qiáng)相的生成，提高其在熔覆層中的含量并避免脆性相Fe2Ti及高碳馬氏體的產(chǎn)生。所得熔覆層中，TiC以花瓣?duì)詈椭畲嬖谟贔e基基體之中。 采用Nd：YAG固體激光，以Fe+Ti+B4C為預(yù)置粉末，制備了TiB2+T

4、iC聯(lián)合增強(qiáng)Fe基熔覆層。當(dāng)預(yù)置合金粉末中Ti和B4C含量按照反應(yīng)3Ti+B4C=2TiB2+TiC配制，采用較高功率密度時，易因熔覆過程中Ti元素的燒損導(dǎo)致熔覆層中產(chǎn)生Fe3（B，C）脆性相，而且所得熔覆層中增強(qiáng)相的含量較低。優(yōu)化試驗(yàn)表明，采用Fe45-Ti41.12-B4Cl3.88（wt.％）作為預(yù)置粉末，較低功率密度時，所得熔覆層物相組成為TiB2，TiC和α-Fe，避免了脆性相的產(chǎn)生，同時增強(qiáng)相TiB2和TiC的含量較高。熔覆

5、層致密、無缺陷，且同基材呈良好冶金結(jié)合，TiB2和TiC增強(qiáng)相均勻分布于熔覆層之中，TiB2呈條、塊狀，TiC粒子為尺寸較小的等軸狀和花瓣?duì)睢iB2和TiC可以單獨(dú)形核、生長，達(dá)到雙相粒子復(fù)合強(qiáng)化的效果。而且增強(qiáng)相生長濃度環(huán)境的改變以及增強(qiáng)相之間的競爭生長，使得其在熔覆層基體中的分布更加分散。隨著熔覆層稀釋率的減小，增強(qiáng)相的含量和尺寸變大；隨著熔覆層稀釋率的增加，增強(qiáng)相的含量和尺寸減小。 對熔覆層合金體系進(jìn)行熱力學(xué)分析表明Fe

6、-Ti-B，F(xiàn)e-Ti-C以及Fe-Ti-B-C體系中TiB2、TiC在300K-2000K區(qū)間為穩(wěn)定存在物相，預(yù)置粉末中增強(qiáng)相生成元素的相對原子比例對熔覆層的物相組成具有重要影響。預(yù)置合金粉末在激光作用下，首先經(jīng)歷加熱過程形成低熔共晶，之后通過元素在熔體中的擴(kuò)散、化合反應(yīng)生成細(xì)小增強(qiáng)體（TiB2、TiC），在激光持續(xù)加熱和反應(yīng)放熱的耦合作用下，生成的增強(qiáng)體還可溶解于熔體之中，在隨后的冷卻過程中增強(qiáng)相通過形核-長大方式生長。原位合成的T

7、iB2和TiC增強(qiáng)相均表現(xiàn)出小平面相特征，激光熔覆快冷過程并未帶來增強(qiáng)相生長界面從光滑向粗糙的轉(zhuǎn)變。 TiB2增強(qiáng)相的（0001），{1010}界面能較低，具有較慢的生長速度，增強(qiáng)相粒子的形態(tài)表現(xiàn)為以（0001）為基面，{1010}為側(cè)面的棱柱形貌。TiC在形成過程中由于晶核在界面前沿熔體擴(kuò)散驅(qū)動力以及成分過冷的作用下易發(fā)生界面失穩(wěn)，枝晶主干沿著[001]方向發(fā)展使增強(qiáng)相生長為花瓣和枝晶狀，枝晶端部的顯露面為密排{111}平面

8、。此外，在冷凝過程中還會因共晶反應(yīng)形成細(xì)小的棒狀和分枝狀TiC。（TiB2+TiC）/Fe熔覆層中TiB2和TiC可以獨(dú)立形核長大，其晶體生長慣習(xí)性并未改變，但在熔覆層內(nèi)局部區(qū)域發(fā)現(xiàn)了TiB2依附TiC長大的現(xiàn)象。通過原位反應(yīng)生成的增強(qiáng)相同基體界面結(jié)合良好、潔凈、無附著物及非晶相。 室溫干滑動磨損試驗(yàn)表明，原位合成TiB2/Fe、TiC/Fe和（TiB2+TiC）/Fe熔覆層具有良好的抗磨損性能，在同樣磨損條件下，熔覆層的摩擦系

9、數(shù)平均比母材低0.1-0.15。熔覆層內(nèi)大量增強(qiáng)相（TiB2、TiC、TiB2+TiC）的存在使得磨輪在摩擦過程中對材料的粘著和犁削作用明顯減弱，而且增強(qiáng)相在磨損過程中還起到承受載荷以及對熔覆層基體釘扎強(qiáng)化作用，因此使得熔覆層抗磨損性能得到顯著提高。原位合成TiB2/Fe熔覆層磨損體積為低碳鋼Q235的1/17-1/19，其磨損機(jī)制主要為顯微切削和硬質(zhì)相剝落；原位合成TiC/Fe熔覆層的磨損體積為Q235基材的1/15-1/16，其磨損