王聪, 毛从强, 王冬春, 贾丽荣, 栾程群, 隋江雷
(1.中车工业研究院(青岛)有限公司,山东 青岛 266000;2.中车青岛四方车辆研究所有限公司,山东 青岛 266000;3.中车青岛四方机车车辆股份有限公司,国家工程实验室,山东 青岛 266000)
在轨道车辆的使用过程中,大部分的破损发生在工件的表面部分,特别是在恶劣的工作环境中,如强摩擦、高温高压等,关键零部件的磨损失效尤其严重。激光熔覆技术具备解决金属材料零部件修复的独特优势[1-5]。通过激光熔覆技术可以在工件表面得到与基体组织冶金结合的涂层[6-7],与基体结合牢固,熔覆层有很强的耐磨性[8-12],在工件表面起到保护的作用,提升了工件的使用性能,在轨道交通制造领域应用广阔。
碳化物-金属基复合材料对所有类型的磨损都有较高的磨损抗力,这是因为硬质颗粒镶嵌在韧性的基体之中,在摩擦中起到支撑的作用,从而减少了组织的磨损[13-16]。采用激光熔覆工艺将不同含量的Fe-Cr-Co-W系合金粉末熔覆在Q235钢表面,获得高性能且与基体组织结合牢固的熔覆层,观察分析了熔覆层的微观组织,并对基体、熔覆层和金属摩擦材料组成的摩擦副的摩擦性能进行了研究。
试验基材为100 mm×60 mm×6 mm的Q235钢板,表面熔覆用粉末为不同含量的Fe-Cr-Co-W系合金粉末,成分见表1。采用激光熔覆工艺将合金粉末熔覆在Q235表面,工艺参数为:发射功率3.0 kW,激光光斑直径5 mm,扫描速度650 mm/min,单道熔覆,工作气体选用氩气,送粉气压为280 MPa,保护气压为700~800 MPa。
表1 不同含量Fe-Cr-Co-W系合金粉末化学成分(质量分数,%)
获得激光熔覆层后切割成标准试件,用扫描电镜观察熔覆层的物相,并通过X射线衍射仪对熔覆层进行物相分析。通过显微硬度仪测量熔覆层硬质相的硬度值,载荷9.807 N,持续加载10 s。在M-200磨损试验机上采用环-块式滑动摩擦,在干摩擦的条件下,首先将标准试样用酒精清洗干净,并干燥后称量,对磨的钢环为高耐磨的GCr15,法向载荷20 N,对磨时间为40 min,通过计算试验后清洗、干燥的试样磨损失重量评价熔覆层的相对耐磨性,通过计算试验过程的摩擦系数评价硬质相的减磨作用,利用扫描电镜观察磨损后的表面形貌,分析熔覆层耐磨机理。
对不同含量的Fe-Cr-Co-W系熔覆涂层进行光学显微镜分析,如图1所示,在1号试样表面主要分布着胞状晶,如图1a所示,随着Co和W元素的加入,并溶入基体铁基合金,使得晶粒的生长方向的过冷度发生改变,形成成分过冷,金相组织由胞状晶开始生长为树枝晶,并且随着WC含量的增加,树枝晶组织更加明显。2号和3号试样的主要晶相组织为树枝晶,如图1b,1c所示,4号试样由于W元素和Co元素在铁基中有限固溶,高温下在共晶点附近液相组织中开始析出MxC硬质相,晶粒的周围开始出现共晶组织,如图1d所示。5号~7号试样表面则主要分布着叶脉状的硬质相,由4号试样表面的初生共晶相生长而来,如图1e,1f,1g所示。
图1 不同含量的Fe-Cr-Co-W系熔覆涂层金相组织形貌
图2为6号试样Fe-Cr-Co-W系合金熔覆层低倍下(图2a)和高倍下(图2b)的扫描电镜照片,从图2a中可以看出,熔覆层表面组织均匀,无缩孔、裂纹等缺陷,灰色的γ-Fe基体上均匀的分布着叶脉状共晶相,在图2b中可以看出,叶脉状共晶相的清晰组织,叶脉规则完整,在王水的腐蚀下保留着完整的形貌,有良好的耐蚀性。
图2 激光熔覆Fe-Cr-Co-W系合金熔覆层扫描电镜照片
图3为6号试样熔覆层表面X射线衍射分析结果,表明熔覆层表面主要由γ-Fe,(Fe,Cr)7C3,Co3W3C和Fe6W6C相组成,图4为扫描电镜能谱分析结果,W和Fe元素处于互补的位置,且在叶脉状共晶相处Fe元素含量极少,Cr和Fe元素则是在相同的区域,可以确定叶脉状共晶相为Co3W3C,而基体为γ-Fe和固溶于其中的(Fe,Cr)7C3相。用显微硬度仪测得熔覆层的平均硬度值为888 HV,叶脉状硬质相最高硬度值达到1 097 HV,而基体Q235钢硬度值只有150 HV,大大提升了熔覆层的表面硬度,提升了零部件的使用性能。
图3 熔覆层X射线衍射分析结果
图4 叶脉状硬质相能谱分析结果
图5为激光熔覆不同含量Fe-Cr-Co-W系合金涂层在M-200磨损试验机上40 min的磨损量,在磨损中未出现任何熔覆层脱落现象,熔覆层与Q235基体冶金结合牢固。图5可以看出,Fe-Cr系合金熔覆层1号试样在相同的摩擦条件和摩擦时间下的磨损量最大,达到0.199 6 g,且高于加入W与Co元素的磨损量,这说明W和Co元素的加入改善了铁基熔覆层的耐磨性。随着W和Co元素含量的增加,磨损量呈现减小的趋势,而6号试样磨损量最小。结合熔覆层金相组织分析可得,1号试样即纯Fe-Cr系合金熔覆层中,主要的金相组织为规则的胞状晶,耐磨性最差,随着W和Co元素含量的增加,熔覆层的耐磨性得到显著的提升。到达5号试样即熔覆层的主要晶相变为叶脉状硬质相时,磨损量又有一个较大的降低,磨损量最低的6号Fe-Cr-Co-W系合金涂层的磨损量仅为0.003 2 g,相当磨损量为Fe-Cr系合金涂层的1/60。可以看出,随着W和Co元素的加入,使得Fe-Cr-Co-W系合金涂层熔覆层的耐磨性得到了极大程度的提升。
图5 激光熔覆不同含量Fe-Cr-Co-W系合金涂层磨损量
图6为磨损试验中不同含量Fe-Cr-Co-W系合金熔覆层表面摩擦系数稳定后的平均值变化规律,可以看出随着W和Co元素含量的增加,摩擦系数有减小的趋势,且每个试样在摩擦试验的开始阶段,摩擦系数均处于动态的变化过程。在摩擦开始时,熔覆层表面与GCr15接触,硬质相和基体同时参与摩擦,摩擦系数较高,且变化较大,随着试验的进行,熔覆层的摩擦系数开始趋于稳定。6号试样平均摩擦系数达到了最低值0.354,1号试样纯Fe-Cr合金熔覆层摩擦系数在0.495达到稳定。W和Co元素含量高的试样强化相为叶脉状的Co3W3C,在磨损试验中,接触面处的软质基体率先被磨损,叶脉状的硬质相逐渐浮凸于接触面,起到摩擦的骨架作用,与GCr15对磨,两种硬度很高的材料相摩擦,磨损类型由开始的黏着磨损转化为磨粒磨损,摩擦系数有一定程度的降低,叶脉状硬质相Co3W3C起到了减磨的作用,且对熔覆层的表面有一定的自润滑作用,使得熔覆层的摩擦系数降低且稳定。
图6 激光熔覆不同含量Fe-Cr-Co-W系熔覆层摩擦系数
图7为Fe-Cr-Co-W系合金涂层摩擦后的表面形貌,图7a,7b为1号试样磨损形貌,摩擦面有明显的大面积剥落,为典型的黏着磨损,磨损量和摩擦系数均为最高。图7c,7d为4号试样磨损形貌,在晶相分析中看到,从4号试样开始出现叶脉状硬质相的初生相,在磨损试验中,表面形貌为磨粒磨损,在图7d中可以看出,只有少量的叶脉状硬质相的初生相存在于摩擦面,由于硬质相未完全形成,会有少部分的磨损,首先摩擦下来的硬质相颗粒夹杂于GCr15摩擦环与试样表面,形成三体摩擦,磨痕十分明显。图7e,7f为5号试样磨损形貌,从图7e可以看出,磨损面磨痕明显减少,在图7f中可以清晰的看到已经成形的叶脉状硬质相,形貌比较完整,但是数量比较少,在磨损中,叶脉状硬质相生长完全,不易被磨损,所以磨损掉的硬质颗粒减少,磨损面磨痕减少。叶脉状硬质相在磨损中起到一定的骨架作用,降低了试样的磨损量和摩擦系数。
图7g,7h为6号试样磨损形貌,图7g与图7e对比明显的看出,6号摩擦样表面的磨痕已经很难被观察到,Co3W3C大范围均匀的分布于摩擦面的表层,在磨损试验后形貌完整,没有断裂和脱落,大面积的 Co3W3C硬质相浮凸于摩擦面上,分布均匀且镶嵌牢固,在磨损试验中,起到骨架的作用,与GCr15摩擦副直接接触摩擦,从而减少了硬质相周围的基体组织的磨损,起到减磨的作用。硬质相和GCr15对磨降低了摩擦系数,从而降低了磨损中的剪切应力,从而减少了摩擦应力,降低了试样的磨损量,提升了耐磨性,使试样的磨损量和摩擦系数都达到了最低值。
图7 Fe-Cr-Co-W系合金涂层磨损形貌
图8为7号试样的磨损形貌,由1号~6号试样的磨损试验结果证明,随着W和Co元素含量的增加,试样的磨损量和摩擦系数都会降低,但是7号试样磨损量和摩擦系数都有一定程度的提升。在磨损形貌中,几乎看不到磨痕,因为叶脉状硬质相范围的分布使得磨损成为硬质相与GCr15的对磨。但是在图8中可以看到叶脉状硬质相上有裂纹存在,使得本身完整的硬质相被分为两半,有的甚至在叶骨处发生断裂,在磨损试验中降低了叶脉状硬质相的支撑作用,从而使得7号试样的摩擦系数和磨损量都有了一定程度的提升,性能较6号试样有一定程度的降低。
图8 7号试样磨损形貌
(1)1号试样主要金相组织为胞状晶,随着W和Co元素含量的增加,改变了晶粒生长方向的过冷度,形成成分过冷,金相组织开始成长为树枝晶。4号试样出现叶脉状硬质相Co3W3C的初生相,进一步增加W和Co元素含量,试样组织以叶脉状硬质相Co3W3C为主。
(2)6号试样磨损量和摩擦系数均达到最低,性能最优,在磨损试验中叶脉状硬质相起到骨架的作用,与GCr15摩擦副对磨,降低基体组织的磨损量,两种高硬度相相摩擦,降低了摩擦系数,提升了试样的耐磨性。
(3)随着W和Co元素含量的提升,磨损类型由1号试样的黏着磨损转变为磨粒磨损,在叶脉状硬质相未完全形成时,硬质相初生相易磨损,与摩擦副形成三体磨损,摩擦面磨痕明显。硬质相生长完全时,与GCr15摩擦副直接对磨,试样表面磨痕很少。W和Co含量过高会引起叶脉状硬质相的脆断,对熔覆层的耐磨性又有一定程度的降低。