低合金Cr-Mo-V鋼和Cr-Mo鋼被廣泛用于制造燃機機組、燃煤機組和循環(huán)流化床機組的關(guān)鍵部件,主要包括15Cr1Mo1V鋼[1-3]、12Cr1MoV鋼[4-5]、15CrMoG鋼[6-7]等。燃?xì)?蒸汽聯(lián)合循環(huán)發(fā)電機組高壓蒸汽聯(lián)合閥閥體材料為15Cr1Mo1V鑄鋼件,鍋爐冷灰斗水冷壁材料為15CrMoG鋼,流化床鍋爐屏式過熱器材料為12Cr1MoV鋼。ZG15Cr1Mo1V鋼是一種珠光體類耐熱鑄造鋼,常用于制作進汽溫度不高于540 ℃的燃煤機組電站閥殼和汽缸,以及進汽溫度為565.5 ℃的燃機高壓聯(lián)合主汽門。該鋼鑄造工藝性差,對熱處理冷卻速率敏感,易產(chǎn)生裂紋缺陷。燃煤鍋爐冷灰斗水冷壁管和流化床鍋爐屏式過熱器管均存在沖擊和磨損的問題。激光熔覆技術(shù)可起到增強防護和損傷修復(fù)的作用。強化功能是指通過涂層（熔覆層）增強基材的性能,在金屬部件表面制備強度大、抗沖擊且耐磨的涂層；修復(fù)功能主要體現(xiàn)在修復(fù)金屬部件的孔洞和裂紋,恢復(fù)已損傷部件的結(jié)構(gòu)尺寸,以提高部件再制造后的服役性能。利用激光熔覆技術(shù)能延長電站金屬部件的使用壽命。 

激光熔覆技術(shù)相對于其他傳統(tǒng)表面技術(shù)（如鍍膜、刷鍍、堆焊、焊條電弧焊等）有諸多優(yōu)點,如：激光作用時間短、稀釋率低、熱影響區(qū)小、部件變形??；冷卻速率快,可以細(xì)化晶粒,使組織致密,產(chǎn)生亞穩(wěn)相、非晶相及超彌散相；涂層與基體冶金的結(jié)合強度高；熔覆過程可控性好,便于實現(xiàn)自動化,對環(huán)境無污染等。激光熔覆技術(shù)可對燃機機組、燃煤機組、循環(huán)流化床機組、水電和風(fēng)電機組等金屬部件進行增強耐磨預(yù)防護或修復(fù)。目前激光熔覆材料主要為Fe基[8-11]、Ni基[12-16]、Co基[17]可熔性合金粉末,其中Fe基合金具有綜合力學(xué)性能良好及成本低等優(yōu)點。WC具有熔點高、硬度高、熱穩(wěn)定性和化學(xué)穩(wěn)定性好等優(yōu)點,與Fe基、Ni基、Co基涂層結(jié)合具有良好潤濕性,可用作涂層增強相的材料。WC增強金屬基復(fù)合涂層制備方法主要有激光熔覆、熱噴涂等。由于WC與金屬基母材相的線膨脹系數(shù)存在一定差異,涂層中WC含量需控制在一定范圍內(nèi),避免涂層出現(xiàn)縱向裂紋等缺陷；同時為避免WC分解,通常采用鎳包WC作為增強相。申井義等[18]報道了鎳包WC是一種具有核殼結(jié)構(gòu)的球狀混合粉,WC顆粒被Ni基合金包裹在球狀結(jié)構(gòu)的中心位置,Ni能對WC顆粒起到保護作用,因為其對激光光波的吸收率和熱導(dǎo)率低。鎳包WC還可以提高WC顆粒的潤濕性及其在涂層中的彌散性；鎳包WC增強涂層的組織更細(xì)小、成分分布更均勻,結(jié)構(gòu)完整性優(yōu)于WC增強涂層。 

筆者選取15Cr1Mo1V鋼作為基材,采用激光熔覆技術(shù)在15Cr1Mo1V鋼表面制備含鎳包WC的增強鐵基合金涂層,利用掃描電子顯微鏡（SEM）、X射線衍射儀(XRD)、顯微硬度計、拉伸試驗機、沖擊試驗機和摩擦磨損試驗臺等設(shè)備對涂層的顯微組織、物相組成、顯微硬度、拉伸性能、沖擊性能和摩擦磨損性能等進行研究,為15Cr1Mo1V鋼提供高質(zhì)量的激光熔覆增材制造技術(shù)（預(yù)防護或修復(fù)）提供數(shù)據(jù)支撐。 

1.   試樣制備及試驗方法

1.1   試樣制備

選擇15Cr1Mo1V鋼作為基材,其化學(xué)成分如表1所示,尺寸（長度×寬度×高度）為200 mm×300 mm×20 mm。先用砂紙打磨基體板表面,用無水乙醇溶液清洗試樣。對基體試樣進行預(yù)熱處理,將基體預(yù)熱至溫度約為100 ℃,以降低熔池的冷卻速率,減少涂層的殘余應(yīng)力。 

選擇鐵基涂層,合金粉末粒徑為40~150 μm,鐵基合金粉末的化學(xué)成分如表2所示。鎳包WC顆粒的粒徑為40~150 μm,其中Ni元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為12%,WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為88%。鎳包WC的添加量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0~30%。 

采用激光熔覆設(shè)備制備涂層,采用同步送粉方式,激光功率為1 400 W,掃描速率為300 mm/s,搭接率為50%,送粉速率為18 g/min,光斑直徑為3 mm。待涂層試樣冷卻后,對試樣進行切割。依次用90,360,600,1 000,1 500,2 000目（1目=25.4 mm）的水砂紙對試樣進行打磨。選用水溶性金剛石研磨膏在磨拋機上對試樣進行拋光直至鏡面,隨后用無水乙醇擦拭試樣。待試樣風(fēng)干后放置于干燥箱中備用。 

1.2   試驗方法

采用體積分?jǐn)?shù)為3%的硝酸乙醇溶液對試樣進行腐蝕,然后利用光學(xué)顯微鏡對試樣進行金相檢驗。利用SEM觀察涂層的微觀形貌。采用XRD分析涂層表面的物相,加速電壓為40 kV,電流為20 mA,掃描范圍為20°~90°。采用顯微硬度計測試涂層的維氏硬度,載荷為10 N,取涂層表面的5個區(qū)域,每個區(qū)域測量5次,求平均值。根據(jù)GB/T 228.1—2021 《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》,室溫拉伸試樣為全壁厚橫向試樣；根據(jù)GB/T 228.2—2015 《金屬材料 拉伸試驗 第2部分：高溫試驗方法》,高溫拉伸試樣為?圓柱形試樣,采用拉伸試驗機對基材試樣和激光熔覆試樣進行室溫和高溫拉伸試驗。根據(jù)GB/T 229—2020 《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》,制備含有V形缺口的沖擊試樣,尺寸（長度×寬度×高度）為55 mm×10 mm×10 mm,利用沖擊試驗機對試樣進行沖擊試驗。使用高溫摩擦磨損儀進行摩擦磨損試驗,轉(zhuǎn)速為560 r/min,載荷為9.8 N,摩擦磨損時間為60 min,對磨材料為Si3N4(直徑為4 mm),試驗溫度為室溫和550 ℃。 

2.   試驗結(jié)果

2.1   微觀分析

2.1.1   XRD分析

圖1為不同鎳包WC含量涂層的XRD分析結(jié)果。由圖1可知：鎳包WC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時,涂層析出Fe3W3C、Fe6W6C、WC和Cr23C6等；隨著鎳包WC含量的不斷增多,Fe6W6C和Cr23C6衍射峰增強,碳化物數(shù)量顯著增多,尤其當(dāng)鎳包WC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%時,Fe6W6C和Cr23C6的衍射峰顯著增強,表明碳化物析出量增多。 

圖  1  不同鎳包WC含量涂層的XRD分析結(jié)果

2.1.2   SEM分析

不同鎳包WC含量涂層的SEM形貌如圖2所示。由圖2可知：鐵基合金涂層組織致密；隨著鎳包WC含量的不斷增大,大部分WC顆粒與鐵基合金元素發(fā)生化學(xué)反應(yīng)而形成新的碳化物相,進而形成網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu),晶粒細(xì)化；部分區(qū)域分布有未分解的WC顆粒,WC顆粒保持了原有形貌；WC顆粒周邊發(fā)生熔化分解,熔化后的WC顆粒與Fe、Cr 形成碳化物,將WC顆粒牢牢固定在涂層中。 

圖  2  不同鎳包WC含量涂層的SEM形貌

2.2   力學(xué)性能測試

2.2.1   顯微硬度測試

基體和不同鎳包WC含量涂層的顯微硬度分布曲線如圖3所示。由圖3可知：當(dāng)鎳包WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為 10%,20%,30%時,涂層的平均顯微硬度分別為720,774,819 HV0.5,隨著鎳包WC含量的增大,涂層顯微硬度顯著增大,結(jié)合界面的硬度也相應(yīng)提高；涂層顯微硬度曲線呈階梯狀分布,由內(nèi)向外硬度逐漸降低,說明涂層硬度大,基體硬度最小。 

圖  3  基體和不同鎳包WC含量涂層的顯微硬度分布曲線

隨著鎳包WC含量的增大,涂層顯微硬度顯著增大。激光熔覆過程中,部分鎳包WC高溫分解成W、C,與涂層合金元素Cr和Fe發(fā)生化學(xué)反應(yīng),形成了Cr23C6、Fe3W3C、Fe6W6C等硬質(zhì)相,發(fā)揮彌散強化作用。析出碳化物作為形核中心,可以促進二次枝晶形成、細(xì)化涂層晶粒,起到細(xì)晶強化作用。在彌散強化、細(xì)晶強化的綜合作用下,涂層硬度增大,當(dāng)鎳包WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%時,涂層顯微硬度達到最大值,為819 HV0.5。 

2.2.2   拉伸性能測試

圖4為基體和不同鎳包WC含量涂層的拉伸性能測試結(jié)果。由圖4可知：隨著鎳包WC含量的增加,涂層在室溫和高溫條件下的抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率、斷面收縮率均略微增大,且均較基體試樣有大幅提升。涂層高溫抗拉強度和屈服強度顯著提高的原因為,在激光熔覆制備過程中,涂層與基體表層形成冶金結(jié)合,使涂層組織致密、晶粒細(xì)化,大量細(xì)小碳化物析出強化,材料的高溫抗拉強度和屈服強度得到提高。 

圖  4  基材和不同鎳包WC含量涂層的拉伸性能測試結(jié)果

2.2.3   沖擊性能測試

基材和不同鎳包WC含量涂層的沖擊性能測試結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：基體試樣的沖擊吸收能量為34.2 J；不含鎳包WC涂層試樣的沖擊吸收能量為38.6 J；含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%,30%鎳包WC涂層試樣的沖擊吸收能量分別為61.1,62.2 J,均較基體試樣有大幅提升。 

圖  5  基體和不同鎳包WC含量涂層的沖擊性能測試結(jié)果

涂層晶粒細(xì)化導(dǎo)致晶界處的位錯吞噬和釋放能力明顯提高,使涂層的塑性和韌性增大。晶粒越細(xì)小,則晶界面積越大,對涂層材料性能的影響也越大。對于涂層材料的室溫力學(xué)性能來說,晶粒越細(xì)小,其強度和硬度越大,塑性和韌性也越好。因為晶粒較細(xì),可使塑性變形更均勻,內(nèi)應(yīng)力集中較??；還可以使晶界面增多,晶界越曲折,晶粒與晶粒之間交錯的機會就越多,抑制了裂紋的萌生和擴展,使材料的強度和韌性增大。 

2.2.4   摩擦磨損試驗

圖6為室溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的摩擦因數(shù)曲線。由圖6可知：基體試樣的摩擦因數(shù)約為0.6,不含鎳包WC涂層試樣的摩擦因數(shù)約為0.55,含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%,30%鎳包WC涂層試樣的摩擦因數(shù)分別約為0.52,0.49。 

圖  6  室溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的摩擦因數(shù)曲線

圖7為室溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的磨損輪廓曲線。由圖7可知：基體試樣的磨損深度約為4.80 µm,磨損寬度約為815 µm；不含鎳包WC涂層試樣的磨損深度約為3.21 µm,磨損寬度約為734 µm；隨著鎳包WC含量增大,涂層的磨損深度和磨損寬度逐漸減小。 

圖  7  室溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的磨損輪廓曲線

圖8為高溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的摩擦因數(shù)曲線。由圖8可知：基體試樣的摩擦因數(shù)約為0.63,不含鎳包WC涂層試樣的摩擦因數(shù)約為0.55,含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%,30%鎳包WC涂層試樣的摩擦因數(shù)分別約為0.49,0.45。 

圖  8  高溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的摩擦因數(shù)曲線

圖9為高溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的磨損輪廓曲線。由圖9可知：基體試樣的磨損深度約為43.6 µm,磨損寬度約為996 µm；不含鎳包WC涂層試樣的磨損深度約為37.8 µm,磨損寬度約為993 µm；隨著鎳包WC含量的增大,涂層的磨損深度逐漸減小。 

圖  9  高溫下基體和不同鎳包WC含量涂層的磨損輪廓曲線

對比磨損深度和磨損寬度,質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%的鎳包WC涂層耐磨性更高,因為涂層中彌散分布有Fe3W3C、Fe6W6C、WC和Cr23C6等硬質(zhì)相,這些相具有細(xì)化晶粒的作用,使涂層的耐磨性較原始基體顯著提高。材料摩擦磨損性能提高的原因為：涂層組織致密,使涂層表面粗糙度降低、摩擦因數(shù)減小；位錯密度增大、晶粒細(xì)化及硬質(zhì)相的產(chǎn)生使涂層組織致密性提高、顯微硬度增大、接觸面積減小,不易發(fā)生黏著磨損；晶粒細(xì)化的涂層更具保護性和附著力,起到鈍化作用,改善了涂層的摩擦磨損性能。 

3.   結(jié)論

（1）鎳包WC鐵基合金涂層物相為Cr23C6、Fe3W3C、Fe6W6C和WC等；隨著鎳包WC含量的不斷增大,大部分WC顆粒與鐵基合金元素發(fā)生化學(xué)反應(yīng),產(chǎn)生新的碳化物相,形成網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu),使材料晶粒細(xì)化。當(dāng)鎳包WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%時,Cr23C6和Fe6W6C數(shù)量增多,鐵基合金涂層的組織致密、細(xì)化效果最明顯。 

（2）當(dāng)鎳包WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%時,涂層硬度達到819 HV0.5,室溫和高溫下的抗拉強度分別為531,508 MPa,室溫和高溫下的屈服強度分別為383,342 MPa,沖擊吸收能量為62.2 J,耐摩擦磨損性能最佳。

文章來源——材料與測試網(wǎng)