一种抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法

1.本发明涉及表面工程技术领域，具体涉及一种抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法。


背景技术：

2.铁基非晶合金因其高强度、良好的耐磨性和耐腐蚀性引起了科学家的广泛关注。然而，较差的玻璃化能力(gfa)和制备所需的超快冷却速率(105k/s)限制了铁基非晶合金的尺寸和工程应用。因此，使用高性能的铁基非晶合金作为表面涂层是克服尺寸限制的绝佳方法。
3.激光熔覆工艺的快速凝固特性有利于在材料表面制备铁基非晶态涂层，这是各种传统的表面强化方法所不具备的，如高速氧燃料(hvof)和等离子喷涂。在过去的十年中，铁基非晶涂层的激光包覆得到了快速发展。很多学者通过激光熔覆技术获得了不同硬度、耐磨和耐腐蚀性的铁基非晶合金涂层。然而，由于铁基非晶合金的固有脆性以及激光熔覆过程中产生的较高的热应力、组织应力和残余应力，铁基非晶涂层在激光熔覆过程中极易开裂。目前抑制激光熔覆铁基非晶涂层开裂的策略主要集中在基材预热、超高速激光熔覆、宽束激光熔覆直径、三重激光扫描策略，但都距离实际工程应用较远，对设备及环境要求较为苛刻。


技术实现要素：

4.本发明的目的在于提供一种抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，采用同轴送粉激光熔覆方式，将wc-co颗粒和铁基非晶粉末同步沉积到40cr钢基材上，消除了铁基非晶涂层的开裂现象并提高了其硬度及耐磨性能。
5.本发明所采用的技术方案如下：
6.一种抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，该方法是采用同轴送粉的激光熔覆方式制备铁基非晶复合涂层，涂层制备过程中，采用铁基非晶合金粉末与球形wc-co硬质合金粉末两种粉末并通过两个送粉管分别送粉，但在铁基非晶合金粉末送出的同时送出球形wc-co硬质合金粉末。
7.进一步地，所述wc-co硬质合金粉末占两种粉末总重量的4～6wt.％。
8.所制备的铁基非晶复合涂层的主要相组成包括固溶体α-(fe、cr、mo)、网状碳化物m
23
c6、原位生成的wc颗粒和非晶相。
9.添加的wc-co颗粒可诱导纳米和亚微米级别wc增强颗粒在图层中的原位生成，同时提升碳化物m
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c6含量；wc增强颗粒及碳化物m
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c6以网状形式均匀分布并包裹基体相；该方法细化涂层晶粒并抑制涂层与基材界面处柱状晶体的定向生长，从而使涂层的裂纹被抑制并不再发生开裂。
10.所制备铁基非晶复合涂层的平均显微硬度＞900hv0.1，相同条件下该复合涂层的
耐磨性比40cr钢基体的耐磨性高4倍左右。
11.进一步地，激光熔覆制备过程中，选择40～50％的搭接率；氩气作为保护气体，流速为15l/min。具体的工艺参数为：激光功率：1600～1800w，光斑直径：3mm，扫描速率800～1200mm/min，送粉速率8～10g/min。
12.本发明的优点及有益效果如下：
13.1、本发明所述的方法，可通过wc-co颗粒的添加可诱导铁基非晶涂层中纳米和亚微米级别wc增强颗粒的原位生成，提升碳化物m
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c6含量并以网状形式均匀分布并包裹基体相，细化晶粒并抑制涂层与基材界面处柱状晶体的定向生长，涂层的裂纹被抑制并不再发生开裂。
14.2、本发明所述的方法，可提升涂层硬度及耐磨性能，所获得的涂层平均显微硬度＞900hv0.1，相同条件下涂层的耐磨性比40cr钢基体的耐磨性高4倍左右。
15.3、本发明所述的方法，制备过程简单，无需基材预热，选择的工艺参数对设备及环境要求很低，贴近实际工程化应用。
附图说明
16.图1为本发明实施例及对比例采用的粉末形态表征；其中：(a)为铁基非晶合金粉末的xrd衍射分析；(b)为wc-co硬质合金粉末的xrd衍射分析；插图分别显示两种粉末的球形度。
17.图2为本发明实施例及对比例复合涂层的通过染料渗透检查裂纹的宏观结果；其中：(a)原始(图层中不含wc-co)，(b)对比例1，(c)实施例1，(d)对比例2；(e)对比例3。
18.图3为本发明实施例及对比例复合涂层的xrd分析结果。
19.图4为本发明实施例及对比例复合涂层的底部和内部微观结构；其中：(a)和(d)对比例1涂层，(b)和(e)实施例1涂层，(c)和(f)对比例3涂层。
20.图5为本发明实施例1复合涂层典型的剖面图；其中：(a)微观结构；(b)ebsd相图及涂层中相应元素图谱。
21.图6为本发明实施例1复合涂层的tem图像；其中：(a)明场像，(b)高倍明场像，(c)saed图(插图)，(d)haadf图像，(e)相应的eds图。
22.图7为本发明实施例、对比例复合涂层以及基材的的平均硬度分布。
23.图8为本发明实施例、对比例复合涂层以及基材摩擦学特性；其中：(a)摩擦系数曲线；(b)磨损量。
24.图9为本发明实施例、对比例复合涂层以及基材的sem形态磨损；其中：(a)基材，(b)原始(无添加wc-co)，(c)对比例1，(d)实施例1，(e)对比例2，(f)对比例3。
具体实施方式
25.以下结合附图和实施例，对本发明的具体实施方式进行更加详细的说明，以便能够更好地理解本发明的方案以及其各个方面的优点。然而，以下描述的具体实施方式和实施例仅是说明的目的，而不是对本发明的限制。
26.本发明实施例以及对比例激光熔覆涂层均采用同轴送粉方式获得，具体工艺参数见表1。
27.表1本发明激光熔覆fe基非晶涂层的工艺参数
[0028][0029]
表1中wc-co添加量是指wc-co粉末占粉末总量的比例，实施例与对比例均选择45％的搭接率，氩气作为保护气体，流速为15l/min，激光光斑直径3mm，送粉速率9g/min。
[0030]
图1显示了本发明选用的铁基非晶合金粉末和wc-co粉末的特性。从图1(a)可以知道，铁基粉末的非晶含量很高，只有少量的结晶峰，从图1(a)的插图来看，粉末呈现出良好的球形度，基本上没有卫星粉末存在，粒径大小约为35～53um。图1(b)显示了wc-co粉末的xrd衍射图，可以明显观察到代表wc的衍射峰，从插图中也可以看出，粉末的球形度很好。
[0031]
图2显示了不同实施例和对比例涂层在加入不同含量的wc-co颗粒后的宏观形态，所有的涂层宽度约为15毫米，没有发现明显的表面缺陷。而涂层的染料渗透试验结果表明，实施例1中则没有形成裂纹，原始涂层(未添加wc-co的铁基非晶合金涂层)、对比例1-3均有垂直于沉积方向的密集的横向裂纹。
[0032]
从图3中可以看出，所有涂层的衍射峰基本处于相同的位置，在2θ＝44
°
可以观察到象征性非晶相的散射峰，并与m
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c6(m＝fe、cr、mo)、α-(fe、cr、mo)和γ-fe相的尖锐衍射峰叠加。实施例1、对比例1-3涂层的相组成均包括固溶体α-(fe、cr、mo)、碳化物m
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c6、原位生成的wc颗粒和非晶相，此外m
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c6和wc峰强(图3右侧局部区域放大图)逐渐增强代表其含量不断增加。
[0033]
图4显示了实施例1、对比例3和对比例1涂层的界面融合区的显微结构。在实施例1涂层内可以观察到弥漫均匀分布的白色颗粒，大小约为500nm。但是在对比例3涂层内，虽然白色颗粒数量增加，但出现了的明显聚集和增长。根据xrd的结果，可以初步判断，这些白色颗粒是原位生成的wc颗粒。同时，随着wc-co添加量的增加，涂层的晶粒明显细化，界面上的柱状晶粒的长度明显缩短。这是由于wc颗粒在晶粒生长过程中的拖曳作用，它可以在晶界上堆积，逐渐形成高密度的低能量棒状非均质成核点，抑制晶粒生长。
[0034]
图5中显示了实施例1涂层的典型内部组织形态、eds图谱和ebsd分析，用于进一步分析白色颗粒的组成。如图5(a)所示，实施例1涂层的微观结构由灰色的网络结构、白色的粒子和黑色的蜂窝状晶体组成。结合xrd(图3)和sem结果(图4(b))，图5(a)中的蜂窝状晶体(表示为a)是α-fe固溶体。白色颗粒(表示为b)主要富含w和c元素，可以确定为原位wc强化颗粒。灰色网络结构(表示为c)富含cr、mo和c元素，可判定为m
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c6。此外，实施例1涂层中还存在一定量的γ-fe，它们与m
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c6具有相同的空间群(225(fm-3m))。这种以网格状分布的m
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c6和本发明方法诱发的原位生成纳米/亚微米级别的wc都是涂层的典型强化相，将大大增强涂层的硬度和耐磨性。
[0035]
图6是实施例1涂层的tem、stem和stem-eds检测结果，可更详细地描述涂层的微观
结构。图6(a)和图6(b)显示了实施例涂层的明场像。结合xrd和sem的分析，亮相被确定为α-fe。围绕着α-fe的暗相即虚线内应是m
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c6和wc。图6(c)显示了涂层另一个部位的明场图像，插图中显示了该图像中局部放大区域的选区电子衍射(saed)模式。saed图案的弥散晕环代表实施例1涂层中存在局部完整的非晶态结构，证实了涂层中存在非晶相。为了确定实施例涂层的详细元素分布，进行了stem-eds测试，结果显示在图6(d)和图6(e)。fe和ni富集在等轴晶粒中，而cr、mo、w和c则主要集中在晶界，这与sem和ebsd的结果一致。
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综上所述，本发明提出的方法可以引发wc的自生效应和均匀扩散分布，这种效应可以抑制实施例中铁基非晶复合涂层与基体界面间柱状晶的定向生长。众所周知，柱状晶之间的长通道倾向于形成连续的液膜，这是产生裂纹敏感组织的一个关键因素。如图4(d)所示，与原始涂层相比，实施例1涂层(图4e)底部的柱状晶粒的尺寸明显减少。因此，如图2(c)所示，实施例1涂层中没有出现裂纹。然而，随着wc-co添加量的进一步增加，过多的wc颗粒聚集并相互连接，形成尖角结构又导致了涂层的脆性增加(图4c)，因此对比例2和对比例3涂层再次出现裂缝(图2(d)和图2(e))。
[0037]
图7显示了本发明实施例和对比例铁基非晶复合涂层的平均显微硬度分布曲线。结果显示，实施例1涂层，即加入4wt.％～6wt.％的wc-co时，涂层硬度达到最高的937.6hv0.1。与实施例1相比，对比例2涂层和对比例3涂层的显微硬度有所下降。
[0038]
图8显示了本发明实施例和对比例铁基非晶复合涂层在干滑条件与基体的实时摩擦系数图8(a)和磨损量图8(b)分析。结果显示，本发明方法可以提高铁基非晶复合涂层的耐磨性。在相同实验条件下，实施例1铁基非晶复合涂层的磨损量明显低于其他涂层，只有40cr钢基材磨损量的四分之一。
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图9显示了本发明实施例和对比例铁基非晶复合涂层磨损后的形貌，可以发现实施例1涂层的磨损表面最为光滑，如图9(d)所示，磨损破坏并不明显，只有在磨损表面的中心出现了少量的细槽，而且在磨损表面上没有疲劳裂纹，而对比例1-3涂层在磨损后均出现较明显的凹槽、划痕、磨屑、氧化及开裂现象。
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本发明公开了一种抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，属于表面工程技术领域。该方法通过同轴送粉的激光熔覆方式制备铁基非晶复合涂层，在铁基非晶合金粉末送出的同时送出球形wc-co硬质合金粉末，wc-co粉末的最终的添加量应占粉末总重量的4wt.％～6wt.％之间。本发明中wc-co颗粒的添加可诱导铁基非晶涂层中纳米和亚微米级别wc增强颗粒的原位生成，提升碳化物m
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c6含量并以网状形式均匀分布并包裹基体相，细化晶粒并抑制涂层与基材界面处柱状晶体的定向生长，涂层不再发生开裂。此外，本发明获得的涂层平均显微硬度＞900hv0.1，相同条件下耐磨性能比40cr钢基体高4倍左右。本方法无需基材预热，选择的工艺参数对设备要求很低，贴近实际工程化应用。

技术特征：
1.一种抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，其特征在于：该方法是采用同轴送粉的激光熔覆方式制备铁基非晶复合涂层，涂层制备过程中，采用铁基非晶合金粉末与球形wc-co硬质合金粉末两种粉末并通过两个送粉管分别送粉，但在铁基非晶合金粉末送出的同时送出球形wc-co硬质合金粉末。2.根据权利要求1所述的抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，其特征在于：所述wc-co硬质合金粉末占两种粉末总重量的4～6wt.％。3.根据权利要求2所述的抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，其特征在于：所制备的铁基非晶复合涂层的主要相组成包括固溶体α-(fe、cr、mo)、网状碳化物m
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c6、原位生成的wc颗粒和非晶相。4.根据权利要求2所述的抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，其特征在于：添加的wc-co颗粒可诱导纳米和亚微米级别wc增强颗粒在图层中的原位生成，同时提升碳化物m
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c6含量；wc增强颗粒及碳化物m
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c6以网状形式均匀分布并包裹基体相；该方法细化涂层晶粒并抑制涂层与基材界面处柱状晶体的定向生长，从而使涂层的裂纹被抑制并不再发生开裂。5.根据权利要求2所述的抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，其特征在于：所制备铁基非晶复合涂层的平均显微硬度＞900hv0.1，相同条件下该复合涂层的耐磨性比40cr钢基体的耐磨性高4倍左右。6.根据权利要求2所述的抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，其特征在于：激光熔覆制备过程中，选择40～50％的搭接率；氩气作为保护气体，流速为15l/min。具体的工艺参数为：激光功率：1600～1800w，光斑直径：3mm，扫描速率800～1200mm/min，送粉速率8～10g/min。

技术总结
本发明公开了一种抑制激光熔覆铁基非晶复合涂层开裂并提升其耐磨性能的方法，属于表面工程技术领域。该方法通过同轴送粉的激光熔覆方式制备铁基非晶复合涂层，铁基非晶合金粉末与球形WC-Co硬质合金粉末同步送出，且WC-Co粉末的添加量为4～6w.％。本发明中WC-Co的添加可诱导铁基非晶涂层中纳米和亚微米级别WC增强颗粒的原位生成，提升碳化物M


技术研发人员：吕威闫 张新宇 杨柏俊 霍凤萍 陈海涛 张锁德 孙文海 王建强
受保护的技术使用者：中国科学院金属研究所
技术研发日：2023.03.31
技术公布日：2023/7/12