摘 要：研究了等离子喷涂 NiCrBSi +15%WC涂层及对其进行氧乙炔火焰重熔后的组织与性能。 采用扫描电镜和显微硬度仪分别对两种涂层做了显微结构的观察和显微硬度测测量以及 XRD 实验， 用 MMU-5G 摩擦磨损试验机对其做了摩擦磨损性能分析。 结果表明，经过火焰重熔后涂层的显微结构得到明显改善，气孔、裂纹、未熔颗粒明显减少，晶粒得到细化，而且形成 Cr23C6、CrB、Cr2B3、W2C 等硬质相，使涂层的磨损性能显著提高。火焰重熔重熔后涂层的显微硬度能达到 800 HV。
关键词：等离子喷涂； 火焰重熔； 显微硬度； 磨损性能
NiCrBSi 系列合金涂层具有良好的自熔性 、耐腐蚀和高温氧化、耐硬面磨损性能，被广泛应用于耐磨、 耐蚀零件和在 650℃以下环境中工作的热挤压模具、活塞杆、活塞环、柱塞、泵叶片、风机叶片等部件的修复和防护。 WC是耐磨性非常好的硬质相，具有硬度高、高温稳定、塑性好以及与 Ni 基合金润湿性良好等优点，被广泛用作热喷涂 Ni 基合金的增强相[1-3]。
等离子喷涂具有沉积速度快、生产效率高、适用范围广、成本低等优势，是目前国内外最常用的一种表面工程技术。 运用等离子喷涂制备镍基合金涂层这一方法在国内外都被广泛应用。 然而， 等离子喷涂层与基材间存在明显的界面， 影响涂层与基材的结合，尤其在高温、受压等条件下会发生龟裂、起皮、剥落等现象，从而导致涂层失效；此外，涂层中存在孔洞、裂缝等缺陷，又进一步降低了涂层的性能[4-5]。
对涂层进行重熔后， 可使涂层与基体之间达到冶金结合，并且减少涂层的空洞、裂纹等缺陷。本文采用大气等离子喷涂技术制作了 NiCrBSi+ 15%WC 涂层，喷涂后运用氧乙炔火焰对涂层进行重熔， 对比研究了重熔之后的相转变及涂层的磨损性能。
1 涂层制备
基材选用两块 Q235 普通碳素钢，尺寸为 80mm×80 mm × 15 mm， 喷涂粉末为 85%Ni60+15%WC，粒度为 140～320 目，喷涂前将基体材料用丙酮清洗油污，再用石英砂进行喷砂处理。用美国普莱克斯公司生产的 APS3710 型号喷涂设备进行喷涂，涂层厚度大约 300μm， 喷涂主气为 Ar， 辅气为 H2， 载气为Ar，喷涂参数见表 1。
喷涂完之后用氧乙炔对其中一块试样进行火焰重熔，然后分别用线切割加工出一个 准4mm×15mm 的圆柱体和一个 8mm×8mm×15mm 的方块，圆柱体试样用于摩擦磨损试验， 块状试样用于扫描电镜和XRD 试验。
2 实验结果分析
2.1 涂层的相分析
图 1 为 Ni60+15%WC 复合涂层未经重熔时的衍射结果。 可以看到， 涂层中主要含有 W2C、Cr7C、WC、(Fe，Ni)23C6和 Ni4B3等化合物和硬质相。 由于Ni 为非碳化物形成元素， 所以主要是以溶入 α-Fe或 γ-Fe中的形式存在[6]。 涂层中 W2C 的出现是由于WC 喷涂过程中高温条件下发生分解 ， 即 2WC =W2C+C， 分解出来的 C 元素与 Cr 和 Fe、Ni 等元素发生反应生成 Cr7C3、(Fe，Ni)23C6等硬质相。
图 2 为经过火焰重熔后涂层的 XRD 衍射结果。 可以看出，涂层中出现了 Cr23C6、CrB、Cr2B3等新的硬质相，而 WC 的波峰相对宽化和弱化，分析是由于在重熔过程中，高温时停留时间比较长，WC 进一步分解，C 元素与 Cr、Fe 等元素充分反应生成Cr23C6、Cr7C3、(Fe，Ni)23C6等硬质相。而且经过重熔之后，Si 元素一部分作为脱氧剂和氧形成 SiO2熔渣，其余固溶于奥氏体中起固溶强化作用，B 元素除了少量溶于 γ-Ni 相外， 大部分形成 Ni4B3、CrB、Cr2B3等化合物， 并弥散分布在涂层中，提高涂层硬度及耐磨性。
2.2 涂层的显微结构
图 3 为等离子喷涂 NiCrBSi+WC15%涂层的截面和表面 SEN 形貌。 由图 3(a)可以看出，涂层与基体之间的结合为典型的机械结合， 结合层之间存在明显的孔洞与裂纹。由图 3(b)可知，涂层间存在明显的典型叠加结构， 而且有大块未熔颗粒、 孔隙及裂纹。 分析认为，由于等离子喷涂条件的限制，喷涂过程中有时无法保证涂层中高熔点合金粉末 WC 完全熔化，从而造成组织疏松和不均匀；其次，操作时由于保护措施不够完善， 即使在喷涂过程中喷涂层完全熔化，但如果由于涂层内的气体、夹杂等来不及上浮到表面溢出， 将会在涂层内部形成一定数量的气孔、夹杂等缺陷[7]。
图 4 为等离子喷涂 NiCrBSi+15%WC 涂层经过火焰重熔后的截面和表面 SEM 形貌。由图 4(a)可以看出，重熔之后涂层缝隙明显减少；由图 4(b)可以看到，涂层内部几乎无孔隙、裂纹和气孔，只有少量未熔 WC 颗粒，且被溶入 Cr、Si、B 等元素的 γ-Ni 固溶体所包覆。 而大部分析出的 W2C 相均匀分布在涂层之中，起到强化作用。 在进行等离子喷涂时，涂层表面高温停留时间过短，冷却速度较快，合金元素得不到充分扩散，且合金粉末的熔点低于基体的熔点，基体未能达到熔化温度， 导致涂层与基体之间的结合层不能到达焊态组织。在进行火焰重熔时，由于温度较高，基体材料和涂层能够同时熔化，使液态合金与基体得到相互渗透与扩散， 这就可以使涂层与基体之间达到冶金结合效果。
对图 4(b)中各点进行成分含量分析，得出元素含量如表 2 所示。 由于 B、C 元素无法定量分析，故无标出。由表 2 可知，1 点处主要为 Ni、Fe，含有少量的 Si，应为 γ-Ni 基体，Si 对基体起到固溶强化作用。而 2、3 点处主要为 Cr 和 W 元素， 应为富含 Cr 和W 的化合物， 资料指出 Cr 的主要形态为硼化物及碳化物硬质相，而 W 的主要化合物为 W2C 和 WC；所以分析认为，2、3 点处的细小的化合物主要为Cr7C3、Cr23C6、CrB、Cr2B3、W2C 和 WC 等硬质相。 5 点为重熔后仍未熔化的 WC， 而 4 点处含有大量 Ni、Cr，Ni、Cr 起到了浸润未熔 WC 与其周围 Ni 基合金结晶相的作用，同时可以改善未熔 WC 与其周围金属结晶相的结合状态[7]。
所以在重熔时，C、B、Cr、Ni 等合金元素能形成Cr7C3、Cr23C6、Ni4B3、CrB、Cr2B3等一些细小的共晶化合物,并且可以使喷涂时未完全熔化的颗粒及小块状的碳化物、硼化物加热到液态，从而使涂层中的合金元素进一步均匀化， 使这些新形成的硬质相弥散在固溶体间起到了第二相强化作用， 不但减轻了成分偏析，而且能减少或消除涂层中的气孔、夹杂等缺陷[8]。
正是由于这些因素， 使得经过重熔后涂层的显微硬度明显提高，以结合面为零点起，到涂层表面每隔30μm 施加砝码 100g，测量其显微硬度，经计算重熔后的涂层显微硬度可达 800HV，比未经重熔的喷涂层提高约 200HV。 喷涂层重熔前后的显微硬度对比如图 5 所示。
2.3 涂层的摩擦磨损性能
将 Ni6085%+WC15%喷涂层与重熔后的涂层制作的销试样分别与 45 钢对磨环在 MMU-5G 摩擦磨损试验机上进行对磨。图 6 为两种涂层分别与 45 钢之间的相对摩擦系数。可以看出，重熔后摩擦系数比较稳定， 这是由于火焰重熔明显改变了涂层的显微结构，使涂层中晶粒得到细化，喷涂后大部分未熔颗粒重新熔化，而且形成的新的硬质相弥散在 γ-Ni 基体中，防止了大块未熔颗粒在摩擦时造成的失稳。
本实验分别对两种涂层进行了 5 次失重测量，得到的结果如图 7 所示。可以看出，重熔后的涂层平均质量损失为 1mg 左右，比未经重熔的喷涂层(质量损失约为 1.9mg) 降低了约 1/2。 经过实验证明，硬质相是喷涂层中主要耐磨组织的成分。 其硬质相越多，在基体中的分散越均匀，材料的摩擦系数越平稳，材料的耐磨性能耐也越好好[9]；其次 ，B、Si 等元素溶入 γ-Ni 固溶体中，形成固溶强化，也使材料的耐磨性能提高。 所以经过重熔后的涂层， 形成的Cr23C6、CrB、Cr2B3、W2C、(Fe，Ni)23C6、Ni4B3等硬质相得到充分扩散，而一部分 B、Si 元素也比较充分地固溶入基体中，这就使得经过重熔后， 涂层的耐磨性能显著提高。
3 结论
(1) 通过氧乙炔火焰对等离子喷涂 NiCrBSi+15%WC 涂层进行火焰重熔后， 消除了原始喷涂层中的裂纹、气孔和大块未熔颗粒，使涂层与基体之间的结合由机械结合达到冶金结合。
(2) 火焰重熔后 ， 涂层中新增 Cr23C6、CrB 和Cr2B3等硬质相，且使析出的硬质相均匀分布，使涂层的耐磨性能显著提高。
(3) 重熔以后，B、Si 元素对 γ-Ni 固溶体进行了固溶强化，使涂层耐磨性和硬度得到提高。
(4) NiCrBSi+15%WC 涂层进行氧乙炔火焰重熔后显微硬度可达到 800HV。
参考文献略
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