摘 要:利用超音速等离子喷涂在经过磨抛处理的45钢基体光滑表面制备WC-12Co涂层,通过扫描电镜观察,对扁平粒子和涂层的微观结构以及结合机理等进行了探讨研究。涂层内部的结合以机械结合为主;涂层与基体的结合是以机械结合为主,还伴有部分冶金结合、物理结合和扩散。高速的未完全熔化的喷涂粒子射流在撞击基体时,硬质相WC能够嵌入到基体内部,与基体互相咬合,物理结合作用增强,从而提高了涂层与基体的结合强度。
关键词:超音速等离子喷涂; WC-12Co涂层; 结合机理; 结合强度
热喷涂WC-Co涂层由于其良好的硬度和耐磨性,广泛应用于航空航天、水力机械等众多领域,以增强基体金属的耐磨性能,以及修复磨损部件[1-2]。在制备WC-Co高性能涂层上,由于传统等离子喷涂(APS)焰流的温度高,但射流速度相对较低,WC-Co颗粒在高温等离子体射流中停留时间较长,容易导致喷涂粒子过热而发生氧化、脱碳和烧损,从而影响涂层的硬度、结合强度和耐磨性。而超音速等离子喷涂的速度可从亚音速(200~300m/s)提高到400~800m/s以上[3],在制备涂层时减少了粉末与射流的作用时间,使WC-Co涂层的氧化、脱碳和烧损问题大为减轻。所制备的WC-Co涂层具有高硬度、高耐磨性以及高结合强度,特别是在结合强度方面,能达到68MPa左右[4]。
有关涂层结合机理的研究还比较少[5]。特别是在超音速等离子喷涂WC-Co涂层的结合机理研究方面,目前未见相关的报道。本文采用超音速等离子喷涂制备了WC-12Co涂层,并对扁平粒子和涂层的形貌、微观组织以及结合机理进行了探讨研究。
1 试验材料及方法
试验用WC-12Co粉末颗粒,粒度分布范围为15~60μm,粉末形貌如图1所示。基体材料为抛光的45钢。喷涂试样尺寸为25mm×16mm×6mm,喷涂前对试样待喷表面用丙酮清洗。
采用的超音速等离子喷涂设备的输入额定容量为105kW,三相交流380V,直流输出最大功率80kW。采用PLC控制柜,最大工作电压100V,最大工作电流1000A,电流连续可调。喷涂工艺参数为:主气(Ar)压力1·0MPa,主气流量3400L/h,次气(H2)压力0·5MPa,电弧电压60V,电弧电流500A,喷涂距离100mm。
2 试验结果及分析
2·1 超音速等离子喷涂WC-12Co粉末的沉积过程粒子的速度对于涂层的沉积起着决定性的作用,当由于某种原因而不能采用基体预热或使喷涂材料粒子过热时,粒子速度作为工艺参数具有最大的实际意义[6]。超音速等离子喷涂制备WC-12Co涂层存在一个临界速度[7-8],所谓临界速度就是对于WC-12Co颗粒来说在一定的加热温度下,能够与基体有良好结合的最低速度,低于这一速度,将会对基体产生冲蚀效应;大于临界速度时,形成涂层;而当粒子速度更高时,粒子则对基体产生侵蚀作用。
当粉末颗粒经过高温等离子焰流加热后,由于WC熔点很高(2867℃),在高速等离子焰流中受热时间较短,因而粉末颗粒未完全熔化,处于半熔融状态。粉末中的Co由于熔点较低熔化为液态,在与基体表面碰撞后发生流散凝固,形成扁平状薄饼,如图2所示。WC-12Co粒子扁平后与基体表面形成结合较为紧密的涂层,熔融的Co通过液相充填,使涂层不会留下空隙,实现与基体的紧密结合,WC-12Co涂层的组织结构如图3所示。
喷涂中的WC-12Co粒子不断地撞击前面的已扁平的粒子,使涂层不断沉积增厚,最后形成所需要的涂层。在经磨削加工并抛光后的光滑基体表面喷涂WC-12Co所形成的涂层的断面组织如图4所示,由图4可以看出,涂层组织主要由Co粘结相和WC颗粒组成,WC颗粒均匀地分布在粘结相上。涂层结合紧密,无传统热喷涂涂层的层状结构,涂层孔隙率低。从涂层与基体的界面可以看出,在喷涂颗粒的撞击下,原本光滑的基体表面已经变得凹凸不平。由图4中1、2处所指的颗粒可以看出,个别颗粒已经嵌入到光滑的基体内部。
2·2 涂层与基体界面的结合机理分析
热喷涂是一个复杂的工艺过程,涂层与基体结合的机理目前尚无公认的定论,通常认为有以下几种:机械结合,物理结合,微扩散结合和冶金结合[9]。在试验中用SprayWatch喷涂粒子状态测试仪对飞行颗粒的速度和温度进行测试。所测得的大多数喷涂粒子的速度集中在500m/s附近,粒子的表面温度集中在2600℃左右。用SprayWatch测得的典型的喷涂粒子飞行速度和温度的人机界面如图5所示。根据动量定理F×t=Δmv,在粒子与基体碰撞速度很大、作用时间很短时,粒子对基体有很大的冲击力,因而在碰撞区产生了高压。根据文献[6]中的结论,在喷涂粒子与基体的接触处,压力和高温是物理化学反应的推动力,这些作用有利于粒子与基体的牢固结合和形成涂层。
在高倍电镜下对基体上单个扁平粒子进行观察,可以清楚地看到个别粒子已经嵌入到光滑的基体内部,嵌入深度可达5μm,并且有些会使基体翻起毛边,涂层中的WC颗粒牢牢铰在基体表面,与基体互相咬合,见图6(a)。由于高速WC的冲击使光滑基体表面变得粗糙,为后续形成涂层奠定了牢固的基础,单个扁平粒子在光滑基体上的断面,如图6(b)、6(c)。
由于WC的冲击使基体表面粗糙,基体表面上的粗糙程度是影响涂层结合强度的一个重要因素。凹凸不平的表面增加了涂层与基体之间有效的接触面积,提高了涂层的附着力[10]。另外,涂层中的Co熔点较低,在通过等离子焰流后转变为熔融状态,在与基体表面接触后表现出较好的润湿性,熔融的Co颗粒渗透到基体表面上WC颗粒撞击出来的凹坑,与基体紧密接触后凝固,形成良好的互锁,改善了涂层与基体结合状态。这种由于喷涂颗粒的冲击而使原本光滑的基体表面粗糙,从而增加涂层与基体附着力的现象,在如图4所示超音速等离子喷涂制备WC-12Co涂层中就可观察到,究其原因是因为涂层中的WC是硬质合金,块状WC硬度可达到2400HV[11],它在武器制造中能用作穿甲材料。同时超音速等离子喷涂粒子的速度非常大,在实验中测出的最高速度达到700m/s以上,这就使得个别速度比较大的WC颗粒具备足够的冲击力,能够像穿甲弹一样嵌入基体内部,而速度较小的WC颗粒也能冲蚀基体表面,使基体表面粗糙。互锁和嵌入这两种机械结合方式在涂层与基体的界面结合中起决定性的作用。
在WC颗粒的撞击下,基体发生变形,WC颗粒的撞击速度不同,基体的变形程度和类型也有所不同。撞击速度较低时,基体的变形程度较小,且基本都是弹性变形;但随着速度的增加,基体在发生弹性变形的同时,也会发生塑性变形。当高温、高速的熔融和半熔融粒子高速撞击基体表面后,在较大的冲击力的作用下,粒子与基体接触界面局部产生大的塑性变形,如图6a所示。塑性变形能破碎粒子与基体表面的氧化膜,使基体金属和Co颗粒都露出清洁而新鲜的表面并达到紧密接触[12],其距离达到原子晶格的范围之内,从而产生物理结合。
当半熔融状态的WC颗粒和熔融的Co颗粒高速撞击基体表面时,高温的颗粒同时将热量传给基体,另外,高速颗粒的动能同时也转变为内能,进一步促使颗粒与基体接触表面微小区内的基材温度瞬间显著增加,基体表面微区内的接触温度可达基体的熔点[9]。熔化的基体与熔融的Co以及半熔融的WC熔滴相互接触交融,形成微区合金化,从而可能形成冶金结合。部分涂层与基体结合成为一体,从而提高了涂层与基体的结合强度。
另外,由于高速粒子的冲击而使基体在碰撞区发生塑性变形,部分晶格产生位错、弹性畸变等缺陷,再加上高温的作用,这有利于在涂层和基体间产生微小的扩散,增加涂层与基体间的结合强度。
2·3 涂层自身结合强度分析
涂层内部的结合以机械结合为主。当在基体上喷涂上一层WC-12Co粉末之后,后面的喷涂过程就变成在WC-12Co基体上喷涂WC-12Co粉末,后续的粒子不断地撞击前面形成的涂层,使涂层不断地变形、压紧、沉积,从而实现涂层与涂层之间的结合。但这与在钢基体上喷涂WC-12Co存在不同,由于WC-12Co中的WC颗粒硬度比钢基体大得多,后续的WC粒子不能嵌入到WC内部,已喷上的涂层在后续颗粒的撞击下发生的塑性变形也相对较小。同时,在喷涂过程中的粒子表面会被氧化,材料本身的热膨胀系数与它的氧化物不同,这样在涂层冷却时对涂层的内部结合不利。
WC-Co涂层即使结合强度达到110MPa,断裂形式仍不完全在界面断裂,而为涂层内断裂为主导地位的界面-涂层内混合断裂[13]。通过对涂层结合强度测试后拉伸断头断面进行分析,在低倍电镜下观察到表面大部分区域仍残留有涂层,见图7(a)。在高倍镜下观察到部分残留涂层的厚度仍然超过10μm,见图7(b)。断裂主要发生在涂层中间,部分断裂发生在涂层与基体的界面之间,属于涂层内粒子之间的内聚断裂。测试结果说明WC-Co涂层结合力的最薄弱之处是在靠近界面WC-Co涂层中,而不是界面,这也说明了涂层内部的结合强度要小于界面的结合强度。
3 结论
1)超音速等离子喷涂制备的WC-12Co涂层,涂层结合紧密,无传统涂层的层状结构,涂层孔隙率低。涂层和界面的结合以机械结合为主,还伴有部分冶金结合、物理结合和扩散。涂层内部的结合以机械结合为主。涂层内部的结合强度小于界面的结合强度;2)粉末中速度较高的WC硬质相在高速撞击基体时,能够嵌入到基体内部,与基体互相咬合,从而提高涂层与基体的结合强度。同时,由于WC的冲击使基体表面粗糙,形成良好的互锁,从而增加涂层与基体的附着力。
参考文献略
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