ZONG X m, WANG J, YUN X, et al . TIG Remelting Treatment of Fe-Cr-B Coatings by HVAS. China Surface Engineering, 2016, 29(5): 102-108.
2. 徐工集团 高端工程机械智能制造国家重点实验室, 江苏 徐州 221004
2. State Key Laboratory of Intelligent Manufacturing of Advanced Construction Machinery, Xuzhou Construction Machinery Group, Xuzhou 221004, Jiangsu
Fe-Cr-B热喷涂涂层以其优异的耐磨性被广泛应用于冶金、矿山、电力以及工程机械等领域内产品零件的制造与再制造中[1-4]，其原因不仅由于其存在大量高硬度的M(M=Cr,Fe)2B硼化物，还与热喷涂的同时伴随着快速淬火和凝固使其形成一种亚稳相结构有关[5-8]。Fe-Cr-B热喷涂涂层中M2B硼化物起到耐磨骨架的作用，非晶相的基体对硼化物起到支撑与保护作用，从而满足不同工况下的耐磨性要求[9-10]。但是在重载荷、强冲击等服役条件恶劣的工况下，热喷涂涂层由于亚稳相结合强度低，很难满足性能要求[11-13]。
近年来，通过重熔方式提高热喷涂涂层与基体结合强度的研究已有很多报道。张梦清[14]利用氧—乙炔火焰喷涂、高频感应重熔和高频感应熔覆技术制备不同的NiCrBSi涂层，感应重熔层与感应熔覆层耐磨性均优于普通火焰喷涂层。张生欣[15]研究了感应重熔及热处理对镍基碳化钨涂层的影响，重熔后涂层致密，硬度、耐磨性均显著提高。龚志强[16]研究了激光重熔处理等离子喷涂Al2O3-13%TiO2涂层，发现涂层由块状结构转变为垂直于基体方向生长的柱状晶结构。
钨极氩弧重熔技术是利用电弧能量对工件进行表面强化，其成本低，操作简单，且由于钨极载流能力有限，热输入较低，熔深浅，适合涂层的重熔处理[17]。通过钨极氩弧重熔技术来改善Fe-Cr-B涂层的微观组织和耐磨性的报道不多，S.Mridha[18]利用TIG重熔工艺在工业纯Ti基体上预加粉末制备高硬度的金属涂层，硬度为450~600 HV，且涂层没有孔洞和裂纹。Józef Iwaszko[19]成功将TIG工艺用于等离子喷涂Al2O3+13%TiO2涂层的重熔处理，结果表明重熔层的耐磨性得到了明显提高。吕一仕[20]研究了TIG熔修后T形接头的焊接残余应力分布，发现重熔能降低焊缝区的残余应力。文中利用钨极氩弧重熔技术对预喷涂的高速电弧喷涂Fe-Cr-B涂层进行重熔处理，分别对其相组成、组织、硬度及耐冲击磨损性能进行观察与测试，并探讨了喷涂层与重熔层的磨损机理。
1 材料与方法 1.1 试验材料试验基体材料采用350 mm×200 mm×15 mm的45钢板，对其表面进行除油、除锈及喷砂处理。喷涂丝材为KM99铁基自熔性合金丝材，其主要成分如表 1所示。
| (w/%) | |||||
| Element | Cr | B | Mn | Si | Fe |
| Content | 15-17 | 3-5 | <2 | <2 | Bal. |
采用美国普莱克斯8835MHU型高速电弧喷涂设备进行电弧喷涂，喷涂前采用压缩式喷砂机对试样表面进行预处理，喷砂材料为471 μm(36目)白刚玉，喷涂后采用WSM-400水冷型钨极氩弧焊机对喷涂层进行重熔处理。喷砂、喷涂及重熔工艺参数如表 2所示。
| Process | Parameters | Values |
| Grit-blasting | Air pressure / MPa | 0.7 |
| Blalting distance / mm | 300 | |
| Blasting angle / (°) | 90 | |
| HVAS spraying | Current / A | 130 |
| Voltage / V | 29 | |
| Atomizing air pressure / MPa | 0.42 | |
| Spray distance / mm | 150 | |
| Working speed / (mm·min-1) | 495 | |
| Layer thickness / mm | 0.35 | |
| TIG remelting | Wire diameter / mm | 2.0 |
| Current / A | 52 | |
| Argon flow / (L·min-1) | 8 | |
| Working speed / (mm·min–1) | 145 |
采用XRD衍射仪、DMI5000M型倒置式金相显微镜对喷涂试样和重熔试样的相结构及显微组织进行分析。利用金相光学显微镜自带的图像分析软件进行处理，可以得到孔隙的面积分数，从而得到孔隙率，选取10处对喷涂层和重熔层进行孔隙率测定。采用便携式X射线残余应力分析测量仪对重熔试样的残余应力进行测试，取5个点进行测量。采用KB显微维氏硬度仪对喷涂试样和重熔试样的纵截面显微硬度进行测定，由涂层表面至内部每隔0.08 mm取点，载荷为100 g，加载时间为15 s，每个试样测3次。
为模拟工程机械重载荷、强冲击等恶劣工况，采用MLD-10型动载磨损试验机(示意图如图 1所示)分别对喷涂试样和重熔试样进行磨损试验，冲锤质量为10 kg，试样大小10 mm×10 mm×30 mm，工作面10 mm×10 mm，上试样以200次/min做往复冲击运动，通过调节行程高度获得2.5 J的冲击能量，下试样大小为Φ 59 mm的圆环，转速200 r/min，材质为淬火回火态40 Cr，硬度为57 HRC，上下试样间以40 kg/h流速通过2 000~4 000 μm(5~10目)的石英砂，硬度约800~1 200 HV。试样跑合2 min后在相同条件下正式磨损3 min，实验前后在超声波清洗器中用丙酮清洗磨损试样25 min，使用0.l mg精密电子天平称重，得到试样磨损失重量。为保证试验结果的客观性，选取喷涂、重熔试样各3个，通过计算相同试验条件下上试样的平均失重来评定涂层的耐磨性，采用Inspect S50钨灯丝扫描电子显微镜分别对喷涂试样及重熔试样表面磨损形貌进行观察。
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| 图 1 动载磨损试验机示意图 Figure 1 Schematic diagram of impact abrasive wear test |
喷涂及重熔试样的XRD图谱如图 2所示，可以看出，喷涂层在2θ=45°附近出现了宽化的峰，且为主峰，说明喷涂层中存在非晶相，且非晶相为主相。重熔之后，大量的非晶相消失，通过比对PDF卡片，可以看出，重熔层的XRD衍射图谱的衍射峰与α-Fe的典型峰(110)、(200)吻合较好，且与Cr2B、(Cr、Fe)2B等硼化物的峰(311)、(212)也吻合较好，因此可知，重熔层由Cr2B、(Cr、Fe)2B、α-Fe相组成。
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| 图 2 喷涂层和重熔层的XRD图谱 Figure 2 XRD patterns of the sprayed and remelted coatings |
为观察重熔前后的微裂纹及孔隙率情况，对喷涂试样和重熔试样进行轻微腐蚀，结果如图 3所示。可以看出，喷涂层与基体之间主要以机械结合为主，结合界面凹凸不平。涂层厚度较均匀，其结构为典型的层状结构，内部存在部分氧化物、微裂纹和孔隙，测得的喷涂层孔隙率平均约为13%。重熔之后，涂层明显致密，氧化物、微裂纹和孔隙基本消失，测得的重熔层孔隙率平均约为0.7%。图 4为重熔试样的残余应力测试实验结果，可以看出，残余应力在298~382 MPa内波动，说明重熔层内部残余应力分布较均匀。
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| 图 3 喷涂和重熔试样纵截面金相显微组织 Figure 3 Cross section microstructure of the sprayed and remelted specimens |
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| 图 4 重熔试样表面残余应力分布曲线 Figure 4 Residual stress curves of the remelted specimen |
对重熔试样加深腐蚀后进行观察，如图 5所示重熔试样纵截面金相显微组织，从上到下可分为3个区：熔覆层、结合区、热影响区。图 5(b)分别为图 5(a)中1、2、3位置即熔覆层上、中、下的局部放大组织。由图 5(a)(c)(d)可以看出，经过重熔以后，层状形貌消失，组织致密；结合区组织显示基体对重熔层产生了一定程度的稀释，形成一条“白亮带”，这是重熔层与基体发生冶金结合的标志，这种结合状态有利于提高熔覆层与基体的结合强度，不易形成熔覆层剥落等缺陷；热影响区的形成是由于基体受到重熔层的传热而发生淬火产生相变，组织为马氏体。由图 5(b)可以看出，熔覆层上部为过共晶组织，组织为初生硼化物以及共晶组织(共晶硼化物+马氏体+奥氏体)。由图 5(c)可以看出，熔覆层中部为共晶组织，组织为共晶硼化物+马氏体+奥氏体，同时也存在一定的过共晶成分，说明成分存在一定的偏析。由图 5(d)可以看出，熔覆层下部为亚共晶组织，组织为初生奥氏体以及共晶组织(共晶硼化物+马氏体+奥氏体)。
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| 图 5 深腐蚀后重熔试样纵截面金相显微组织 Figure 5 Cross section microstructures of the remelted specimen after deep corrosion |
喷涂及重熔试样纵截面的显微硬度如图 6所示，可以看出，喷涂层至基体显微硬度发生明显变化，从700 HV0.1左右陡降为200 HV0.1左右，结合区域喷涂层与基体未发生相互稀释，无热影响区，说明喷涂层与基体之间主要呈机械结合；而重熔层到热影响区再到基体出现梯度变化，从960 HV0.1左右降到800 HV0.1左右再逐渐降到300 HV0.1，重熔层与基体发生相互稀释，形成热影响区，说明重熔层与基体之间呈冶金结合。
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| 图 6 喷涂和重熔试样纵截面硬度分布 Figure 6 Cross section microhardness of the sprayed and remelted |
同时可以看出，在图 6的左边区域即涂层区，喷涂层的显微硬度最大值为967 HV0.1，最小值为496 HV0.1，差值达到471 HV0.1，平均显微硬度为689 HV0.1；重熔层的显微硬度最大值和最小值分别为993 HV0.1、895 HV0.1，差值为98 HV0.1，平均显微硬度为960 HV0.1，喷涂层差值是重熔层差值的4.8倍，重熔层显微硬度明显高于喷涂层，而且分布更加均匀。这是因为喷涂层中存在一定数量的孔隙，孔隙的部位硬度低；而重熔层由于重新结晶，一方面生成硼化物等硬质相，显著提高涂层显微硬度，另一方面元素B、Si和Mn联合脱氧，生成硼硅酸盐玻璃体，在液态合金中上浮，同时带走熔池中的气体，使得组织致密均匀。
2.4 耐磨性图 7为3个喷涂试样和3个重熔试样的平均磨损3 min的失重量，可以看出，在相同的磨损条件下，重熔层的磨损失重量明显低于喷涂层。喷涂层的磨损失重量平均为0.263 9 g，重熔层的磨损失重率为0.013 9 g。通过计算，喷涂层的磨损失重率平均为0.088 g/(cm2·min-1) ，重熔层的磨损失重率为0.004 6 g/(cm2·min-1)，相对耐磨性提高了19倍。
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| 图 7 喷涂层和重熔层的冲击磨损失重 Figure 7 Worn mass loss of the sprayed and remelted coatings |
喷涂层试样及重熔试样磨损形貌如图 8所示。图 8(a)为喷涂试样磨损全貌，可以看出，喷涂层呈现整体剥落现象，没有犁沟和塑性变形，说明喷涂层呈现脆性剥落特征。对图 8(a)中位置1处进行放大，如图 8(b)所示，可以看出，试样表面出现塌陷、碎裂和剥落。这是由于喷涂层内部以机械结合为主，且存在固有的层状结构和孔隙，在冲击力和连续切削作用下，喷涂层有孔隙的部位发生塌陷，金属结晶相和氧化物的部位出现裂纹且被分层剥落。喷涂层的磨粒磨损机制主要是微观断裂机理(微断裂)。图 8(c)为重熔试样磨损全貌，可以看出，重熔层磨损形貌由塑性变形累积的冲击磨料磨损区域和犁沟形貌的滑动磨料磨损区域组成，这是由于在冲击磨损过程中上试样上下往复运动，在冲击力的作用下，与固定在旋转主轴上的下试样发生摩擦，同时石英砂不间断地从侧面流向下试样表面，上试样与下试样发生滑动摩擦的同时也与石英砂发生冲击磨损。重熔层磨损表面存在犁沟和塑性变形累积现象，说明重熔层呈现塑性变形特征。
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| 图 8 喷涂层和重熔层的磨损形貌 Figure 8 Worn morphologies of the sprayed and remelted coatings |
对图 8(c)中位置2处放大，如图 8(d)所示，表面主要是由于上试样冲击落入下试样表面的磨料而造成的冲击磨料磨损区域，可以看出，该区域出现压坑和唇形凸缘。这是由于在冲击力作用下，试样表面产生明显的压入坑及塑性变形。经过反复的辗压，试样表面的磨屑被辗薄而开裂，进而发生剥落称之为变形磨损。对图 8(c)中位置3处放大，如图 8(e)所示，表面主要是由于上试样表面与下试样表面产生相对运动而造成的滑动磨料磨损区域，可以看出，该区域出现浅而长的切削沟槽和残存在磨损表面上的石英砂。这是由于重熔后涂层内部孔隙率大幅降低，且以冶金结合为主，磨粒在切向力的作用下，对试样表面进行切削或犁削，导致磨损表面形成平行于颗粒运动方向的沟槽。可见，重熔层的磨粒磨损机制为变形磨损和微观切削。
3 结 论(1) 重熔处理后，涂层的相组成由Fe基非晶和硼化物转变为Cr2B、(Cr、Fe)2B、α-Fe相，涂层与基体由机械结合转为冶金结合，涂层孔隙率由13%降为0.7%。重熔试样由表层至基体的显微组织分别是初生硼化物以及共晶组织(共晶硼化物+马氏体+奥氏体)、共晶硼化物+马氏体+奥氏体、初生奥氏体以及共晶组织(奥氏体+共晶硼化物)、热影响区组织(马氏体)、45钢基体组织(铁素体+珠光体)，重熔层的残余应力约为350 MPa，分布较为均匀。
(2) 重熔后涂层显微硬度由689 HV0.1上升为960 HV0.1，且分布较均匀。重熔试样由表层至基体的显微硬度从960 HV0.1左右降到800 HV0.1左右再逐渐降到300 HV0.1。
(3) 重熔后涂层的动载冲击磨损失重率由0.088 g/(cm2·min-1)降为0.004 6 g/(cm2·min-1)，其耐冲击磨料磨损性能得到了显著改善，喷涂层的磨粒磨损机制主要是微断裂，重熔层的磨粒磨损机制是变形磨损和微切削。
| [1] | 徐滨士, 张伟, 梁秀兵. 热喷涂材料的应用与发展[J]. 材料工程 , 2001, 12 : 3–7. XU B S, ZHANG W, LIANG X B. The application and development of thermal spray materials[J]. Journal of Materials Engineering , 2001, 12 : 3–7. |
| 点击浏览原文 | |
| [2] | CUI C, YE F X, SONG G R. Laser surface remelted of Fe-based alloy coatings deposited by HVOF[J]. Surface & Coatings Technology , 2012, 206 (8/9) : 2388–2395. |
| 点击浏览原文 | |
| [3] | 贾文杰, 王立成. 铁基自熔性合金粉末喷焊修复石油机械磨损件[J]. 石油机械 , 2001, 29 (3) : 38–40. JIA W J, WANG L C. Reconditioning wearing parts on petroleum machinery by spray welding[J]. Petroleum Machinery , 2001, 29 (3) : 38–40. |
| 点击浏览原文 | |
| [4] | GEDZEVICIUS I, VALIULIS A V. Analysis of wire arc spraying process variables on coatings properties[J]. Materials Processing Technology , 2006, 175 (1/2/3) : 206–211. |
| 点击浏览原文 | |
| [5] | JIN H W, PARK C G, KIM M C. In-situ TEM heating studieson the phase transformation of metastable phases in Fe-Cr-B alloy spray coatings[J]. Materials Science and Engineering , 2001 : A304-306–321-326. |
| [6] | JIN H W, PARK C G, KIM M C. Microstructure and amorphization induced by frictional work in Fe-Cr-B alloy thermal spray coatings[J]. Surface & Coatings Technology , 1999, 113 : 103–112. |
| 点击浏览原文 | |
| [7] | JIN H W, RHYIM Y M, HONG S G, et al. Mictostructural evolution of the rapidly quenched Fe-Cr-B alloy thermal spray coatings[J]. Materials Science and Engineering , 2001, S304-306 (1) : 1069–1074. |
| 点击浏览原文 | |
| [8] | JIN H W, PARK C G, KIM M C. Microstructure and surface wear resistance in rapidly quenched Fe-Cr-B alloy spray coatings[J]. Current Applied Physics , 2001 (1) : 473–447. |
| 点击浏览原文 | |
| [9] | 张攀, 张伟, 于鹤龙, 等. 感应熔覆铁基合金涂层的显微组织与性能[J]. 中国表面工程 , 2016, 29 (1) : 39–45. ZHANG P, ZHANG W, YU H L, et al. Microstructure and properties of Fe-based alloy coatings synthesized by induction clading[J]. China Surface Engineering , 2016, 29 (1) : 39–45. |
| 点击浏览原文 | |
| [10] | 徐维普, 徐滨士, 张伟. 高速电弧喷涂涂层的结合强度与结合方式研究[J]. 热加工工艺 , 2007, 36 (7) : 62–64. XU W P, XU B S, ZHANG W. Research of bonding strength and type of high velocity arc sprayed coatings[J]. Hot Working Technology , 2007, 36 (7) : 62–64. |
| 点击浏览原文 | |
| [11] | VERNON E, BUCHANAN. Solidification and microstructural characterisation of iron-chromium based hardfaced coatings deposited by SMAW and electric arc spraying[J]. Surface & Coatings Technology , 2009, 203 : 3638–3646. |
| 点击浏览原文 | |
| [12] | 王铀, 王亮, 刘赛月, 等. 热喷涂纳米结构La2Zr2O7(LZ)/8YSZ双陶瓷热障涂层[J]. 中国表面工程 , 2016, 29 (1) : 16–24. WANG Y, WANG L, LIU S Y, et al. Nanostructured La2Zr2O7(LZ)/8YSZ double ceramic layer thermal barrier coatings fabricated by thermal spraying[J]. China Surface Engineering , 2016, 29 (1) : 16–24. |
| 点击浏览原文 | |
| [13] | KHANA A N, LU J. Manipulation of air plasma spraying parameters for the production of ceramic coatings[J]. Materials Processing Technology , 2009, 209 (5) : 2508–2514. |
| 点击浏览原文 | |
| [14] | 张梦清, 张伟, 于鹤龙, 等. 不同方法制备NiCrBSi涂层的结构与摩擦学性能[J]. 中国表面工程 , 2014, 27 (6) : 75–81. ZHANG M Q, ZHANG W, YU H L, et al. Microstructure and tribological properties of NiCrBSi coatings prepared by different methods[J]. China Surface Engineering , 2014, 27 (6) : 75–81. |
| 点击浏览原文 | |
| [15] | 张生欣, 狄平, 徐梦廓, 等. 感应重熔热处理对镍基碳化钨涂层的影响[J]. 中国表面工程 , 2016, 29 (1) : 46–49. ZHANG S X, DI P, XU M K, et al. Effects of induction remelted and heat treatment on WC reinforced Ni-based alloy coatings[J]. China Surface Engineering , 2016, 29 (1) : 46–49. |
| 点击浏览原文 | |
| [16] | 龚志强, 吴子健, 刘焱飞, 等. 激光重熔等离子喷涂Al2O3-13%TiO2涂层的组织结构[J]. 中国表面工程 , 2011, 24 (1) : 12–15. GONG Z Q, WU Z J, LIU Y F, et al. Microstructure of plasma-sprayed Al2O3-13%TiO2 coating with laser remelted[J]. China Surface Engineering , 2011, 24 (1) : 12–15. |
| 点击浏览原文 | |
| [17] | 宋思利, 邹增大, 王新洪, 等. 多层氩弧熔覆含TiC颗粒增强涂层的微观组织及耐磨性能[J]. 焊接学报 , 2007, 28 (4) : 33–35. SONG S L, ZOU Z D, WANG X H, et al. Microstructure and wear-resisting property of TiC particle reinforced coatings claded by TIG welding with multiple layer[J]. Transactions of the China Welding Insitiution , 2007, 28 (4) : 33–35. |
| 点击浏览原文 | |
| [18] | MRIDHA S, ONG H S, POH L S, et al. Intermetallic coatings produced by TIG surface melting[J]. Material Processing Technology , 2001, 113 (1/2/3) : 516–520. |
| 点击浏览原文 | |
| [19] | JÓZEF I. Surface remelting treatment of plasma-sprayed Al2O3+13wt%TiO2 coatings[J]. Surface & Coatings Technology , 2006, 201 (6) : 3443–3451. |
| 点击浏览原文 | |
| [20] | 吕一仕, 荆洪阳, 徐连勇, 等. TIG熔修后T形接头的焊接残余应力及消除[J]. 焊接学报 , 2012, 33 (9) : 37–40. LV Y S, JING H Y, XU L Y, et al. Welding residual stress inT-joint after TIG and its relief[J]. Transactions of the China Welding Insitiution , 2012, 33 (9) : 37–40. |
| 点击浏览原文 |