王 毅, 殷 翔, 周 凱, 王新民, 王新華, 任軍強(qiáng)

(1. 甘肅建投蘭州新區(qū)建設(shè)管理有限公司, 甘肅 蘭州 730087; 2. 蘭州理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 甘肅 蘭州 730050)

Ni基涂層具有良好的耐磨性能,能夠滿足苛刻工況的服役要求,已廣泛應(yīng)用于機(jī)械加工、航空航天、石油化工等領(lǐng)域.但采用熱噴涂技術(shù)制備的Ni基涂層內(nèi)部缺陷較多,涂層與基體結(jié)合強(qiáng)度差[1-4].因此,必須要對(duì)熱噴涂涂層進(jìn)行后續(xù)處理.采用感應(yīng)重熔+強(qiáng)制冷卻技術(shù)能夠制備具有定向結(jié)構(gòu)的Ni基合金涂層[5].與單一感應(yīng)重熔涂層相比,感應(yīng)重熔和強(qiáng)制冷卻制得的定向結(jié)構(gòu)涂層由于其致密的定向結(jié)構(gòu)而表現(xiàn)出更高的摩擦系數(shù)和更低的磨損率.該技術(shù)既能夠消除預(yù)制涂層中的各種缺陷,又能使涂層與基體之間的機(jī)械結(jié)合轉(zhuǎn)變?yōu)橐苯鸾Y(jié)合,提高涂層的結(jié)合強(qiáng)度,更提高涂層的耐磨性.通過(guò)向Ni60定向結(jié)構(gòu)涂層添加WC制備Ni60/WC定向結(jié)構(gòu)涂層能夠進(jìn)一步提高涂層耐磨性[6-7],但過(guò)高的摩擦系數(shù)對(duì)對(duì)偶件會(huì)產(chǎn)生不利影響,因此,在涂層高耐磨基礎(chǔ)上研究添加減摩成分降低摩擦系數(shù)以獲得具有良好減摩和耐磨綜合性能良好的定向結(jié)構(gòu)涂層具有重要意義.

氟化物在強(qiáng)氧化或還原環(huán)境中有很強(qiáng)的化學(xué)惰性,其相對(duì)柔軟[8-10],且剪切強(qiáng)度低[11],尤其BaF2·CaF2比單一的BaF2或CaF2具有更低的摩擦系數(shù),是應(yīng)用最廣泛的固體潤(rùn)滑劑之一[12-13].Cu作為一種固體潤(rùn)滑劑,在較寬的溫度范圍內(nèi)可以降低復(fù)合材料的摩擦系數(shù),Cu與BaF2·CaF2結(jié)合能產(chǎn)生協(xié)同潤(rùn)滑效應(yīng),可以更好地發(fā)揮潤(rùn)滑組元的減摩效果.同時(shí),Cu在Ni基合金中具有良好的潤(rùn)濕性,它可以完全溶解在鎳基體中,形成取代固溶體.Cu還可以促進(jìn)BaF2·CaF2與Ni基合金間的潤(rùn)濕性,從而提高涂層中BaF2·CaF2的溶解含量[14].Yuan等[15]采用由 WC-Co、Cu 和BaF2·CaF2共晶組成的自制原料粉末,通過(guò)大氣等離子噴涂 (APS) 技術(shù)制備了WC-Co-Cu-BaF2·CaF2自潤(rùn)滑耐磨涂層.研究表明,WC-Co-Cu- BaF2·CaF2涂層比 WC-Co 涂層顯示出更高的耐磨性,并且發(fā)現(xiàn)WC顆粒形成了支撐接觸載荷的骨架結(jié)構(gòu),增強(qiáng)了復(fù)合涂層的耐磨性,Cu和BaF2·CaF2作為粘結(jié)相極大地阻止了等離子噴涂過(guò)程中WC顆粒的分解和脫碳,并在涂層中起到了潤(rùn)滑作用.

本文基于Cu和BaF2·CaF2優(yōu)異的減摩性能,選擇Cu和 BaF2·CaF2作為減摩添加物,將其和Ni60粉體復(fù)合,制備Ni60-Cu/BaF2·CaF2定向結(jié)構(gòu)復(fù)合涂層,研究了不同感應(yīng)重熔功率對(duì)Ni60-Cu/BaF2·CaF2定向結(jié)構(gòu)涂層組織和硬度的影響,確定了制備Ni60-Cu/BaF2·CaF2定向結(jié)構(gòu)涂層最佳的重熔工藝.

1 實(shí)驗(yàn)材料、涂層制備和檢測(cè)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)所選用的基體材料是45#鋼,未熱處理時(shí)其硬度≤229 HB,其成分見表1.制備涂層選用的粉末為：商用Ni60合金粉末(48～106 μm),商用純Cu粉末(25～70 μm,純度為99.9%)、BaF2(75 μm,分析純)和CaF2(75 μm,分析純).Ni60成分見表2.根據(jù)文獻(xiàn)[16]中的方法,制備了BaF2·CaF2粉末.燒結(jié)后,BaF2·CaF2粉末的形貌如圖1a所示,從圖中可以看出,燒結(jié)后的BaF2·CaF2共晶粉末呈不規(guī)則的碎塊狀.

圖1 粉末的SEM圖Fig.1 SEM image of powder

圖1b、圖1c 分別為Cu粉末、Ni60粉末的形貌圖,從圖中可以出,Ni60粉末和Cu粉末都具有很好的球形度,保證了混合粉末較好的流動(dòng)性.將Ni60、Cu和BaF2·CaF2三種粉末按質(zhì)量比86∶8∶6配置,將配置好的粉末在三維混料機(jī)中機(jī)械攪拌2 h,然后以Si3N4硬質(zhì)合金為球磨介質(zhì),在氬氣保護(hù)條件下于行星式高能球磨機(jī)中球磨6 h(球料比7∶3,轉(zhuǎn)速300 r/min),制得混合粉末,球磨后混合粉末的形貌如圖1d所示,由圖可見,球磨后BaF2·CaF2粉末很好地粘附在球形的Ni60粉末上.

圖2a～圖2c分別為BaF2·CaF2粉末、Cu粉末、Ni60合金粉末的XRD圖譜.從圖中可知,BaF2·CaF2粉末由單純的BaF2和CaF2組成,沒(méi)有其他雜質(zhì)相出現(xiàn),Cu粉末顯示為單質(zhì)Cu相,Ni60合金粉末中的主要物相有：γ-Ni、Ni3Fe、Cr7C3、Cr23C6、Ni2Si、CrB.

圖2 粉末的XRD譜圖Fig.2 XRD patterns of powders

1.2 涂層制備

采用型號(hào)為QHT-7/hA的氧-乙炔火焰噴涂設(shè)備在尺寸為100 mm×100 mm×8 mm的45#鋼基體上制備厚度為800 μm的Ni60-Cu/BaF2·CaF2預(yù)制涂層.噴涂前,先用角磨機(jī)對(duì)基體塊四周開倒角處理,以減少噴涂過(guò)程中因應(yīng)力集中而產(chǎn)生的卷邊等缺陷.用棕剛玉對(duì)基體表面進(jìn)行噴砂處理,后用乙醇洗滌基體表面,以提高涂層與基體間的結(jié)合強(qiáng)度.噴涂參數(shù)為：O2壓力為0.45～0.55 MPa,C2H2壓力為0.08～0.1 MPa,N2壓力為0.09～0.20 MPa,噴涂距離約為200 mm,噴槍移動(dòng)速度為8～11 mm/s.

將Ni60-Cu/BaF2·CaF2預(yù)制涂層試樣切割成φ30 mm的小試樣,采用型號(hào)為SPG-30B的高頻感應(yīng)加熱設(shè)備和自制的定向冷卻裝置制備Ni60-Cu/BaF2·CaF2定向結(jié)構(gòu)涂層.重熔參數(shù)為：感應(yīng)加熱頻率160～170 kHz,線圈與小試樣的間隙3～4 mm,感應(yīng)加熱功率7、10、15 kW.冷卻水流量1.886 mL/(min·mm2).

1.3 檢測(cè)方法

采用QuantaFEG450場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)以及所附帶的電制冷X射線能譜儀(EDS)對(duì)涂層的組織形貌進(jìn)行觀察和元素分布分析.采用D /MAX2500PC型X射線衍射儀對(duì)涂層進(jìn)行物相分析,陰極靶為Cu,在10°～100°掃描,掃描速度為5(°)/min.測(cè)試前,使用100、200、600、1 000、1 500、2 000目砂紙對(duì)待測(cè)試樣進(jìn)行打磨,后進(jìn)行拋光處理.另外,觀察形貌和元素分析的試樣還需用王水進(jìn)行腐蝕處理.

采用維氏硬度測(cè)試儀測(cè)試涂層試樣表面和截面的硬度,載荷為1.96 N,載荷保持時(shí)間為10 s.為避免因表面粗糙度差異而造成實(shí)驗(yàn)誤差,硬度測(cè)試前,先對(duì)待測(cè)試樣表面和截面分別進(jìn)行打磨和拋光處理.測(cè)試涂層表面的硬度時(shí),在不同位置隨機(jī)選取3組數(shù)據(jù),每組選取11個(gè)測(cè)試點(diǎn).測(cè)試截面硬度時(shí),在不同的位置測(cè)試3組數(shù)據(jù),每次數(shù)據(jù)需從靠近界面的基體到涂層的垂直方向上選取16個(gè)點(diǎn),測(cè)試間距為100 μm,且保證每組測(cè)試點(diǎn)處于同一垂直方向.

2 結(jié)果與討論

2.1 Ni60-Cu/BaF2·CaF2自潤(rùn)滑涂層的組織結(jié)構(gòu)與元素分析

圖3為預(yù)制涂層和不同重熔功率制備的定向結(jié)構(gòu)涂層的宏觀照片,從圖中可以看出,預(yù)制涂層的宏觀表面呈現(xiàn)粗糙的顆粒狀特征,定向結(jié)構(gòu)涂層的宏觀表面呈現(xiàn)光滑的凝固態(tài)特征,采用不同功率制備的定向結(jié)構(gòu)涂層的宏觀表面也有明顯的區(qū)別,出現(xiàn)上述現(xiàn)象原因在于重熔功率的差異.當(dāng)重熔功率為7 kW時(shí),溫度上升較慢,涂層表面的熱輸入較少,保留著一些顆粒狀特征,這是因?yàn)闊彷斎氩蛔?使得預(yù)制涂層中的部分顆粒未被熔化.當(dāng)重熔功率為10 kW時(shí),涂層表面獲得良好的外觀,涂層表面呈現(xiàn)出白亮色的光澤且平整光滑；當(dāng)重熔功率增大到15 kW時(shí),溫度升高過(guò)快,熱輸入較高,涂層表面出現(xiàn)流淌現(xiàn)象,導(dǎo)致液態(tài)金屬流淌到涂層邊緣形成金屬瘤,因此高功率下定向結(jié)構(gòu)復(fù)合涂層表現(xiàn)為不平整的宏觀表面.另外,高功率下基體的燒損也較為嚴(yán)重,導(dǎo)致熱影響區(qū)變大,基體被熔化.

圖3 Ni60-Cu/BaF2·CaF2涂層宏觀照片F(xiàn)ig.3 Digital photos of Ni60-Cu/BaF2·CaF2 coatings

圖4為Ni60-Cu/BaF2·CaF2預(yù)制涂層SEM微觀組織形貌.從圖4可以看出,涂層截面為典型的層流狀組織結(jié)構(gòu),涂層與基體間的結(jié)合界面清晰,結(jié)合方式表現(xiàn)為擠壓、鑲嵌的機(jī)械結(jié)合.涂層組織由擠壓變形的扁平粒子、未熔顆粒及焊合區(qū)組成,同時(shí)存在著雜質(zhì)和孔洞等缺陷,噴涂層和基體之間的界面處發(fā)現(xiàn)了微裂紋,并在涂層內(nèi)發(fā)現(xiàn)了少量隨機(jī)分布的孔隙.這些缺陷導(dǎo)致涂層層間結(jié)合強(qiáng)度和密度降低.

圖4 Ni60-Cu/BaF2·CaF2預(yù)制涂層SEM形貌

圖5為不同感應(yīng)重熔加熱功率下制備的Ni60-Cu/BaF2·CaF2定向結(jié)構(gòu)復(fù)合涂層SEM微觀形貌照片.與圖4相比,定向結(jié)構(gòu)涂層組織不再呈現(xiàn)層流狀結(jié)構(gòu),空隙和未熔顆粒等缺陷基本消失,涂層與基體間的結(jié)合方式轉(zhuǎn)變?yōu)橐苯鸾Y(jié)合,且出現(xiàn)了一條明顯的冶金結(jié)合帶.這是由于在感應(yīng)電磁攪拌和高溫的共同作用下,原有的涂層組織發(fā)生了重熔再結(jié)晶,形成了新的組織形態(tài).

圖5 不同感應(yīng)重熔加熱功率Ni60-Cu/BaF2·CaF2定向結(jié)構(gòu)涂層SEM形貌Fig.5 SEM of Ni60-Cu/BaF2·CaF2 directional structure coating with different induction remelting heating power appearance

當(dāng)重熔功率為7 kW時(shí),定向結(jié)構(gòu)涂層的組織中柱狀晶生長(zhǎng)不明顯,組織中有明顯的缺陷,主要以短的棒狀和板條狀為主.低功率下,涂層中產(chǎn)生缺陷的原因是粉末顆粒熔化后涂層內(nèi)部體積減小,流動(dòng)性能較差,液態(tài)合金未能迅速填充而造成孔隙.在較快的凝固過(guò)程中,原先預(yù)制涂層中殘留孔隙來(lái)不及愈合而被保留在涂層當(dāng)中.此外,部分涂層中的高熔點(diǎn)物質(zhì)未被全部熔化,在凝固過(guò)程中,這些高熔點(diǎn)物質(zhì)鑲嵌在凝固態(tài)組織中,從而在涂層組織中殘留未熔顆粒.這些組織中的不連續(xù)性會(huì)阻礙柱狀晶的生長(zhǎng).由圖5a局部放大圖可知,這時(shí)涂層晶界表現(xiàn)為細(xì)小的板條狀組織.

當(dāng)重熔功率為10 kW時(shí),較大的加熱功率使涂層合金具有良好的熔融狀態(tài),熔化狀態(tài)良好的合金具有較好的流動(dòng)性能,在強(qiáng)制冷卻水的作用下,形成了貫穿涂層的柱狀晶組織.整體上柱狀晶組織生長(zhǎng)良好,組織中無(wú)明顯缺陷,涂層與基體間的冶金結(jié)合帶也較為平整.這得益于恰當(dāng)?shù)臒彷斎胧诡A(yù)制涂層組織在重熔過(guò)程中得到了良好的熔融,該重熔溫度在強(qiáng)制冷卻過(guò)程中為定向枝晶的生長(zhǎng)創(chuàng)造了良好的溫度梯度和動(dòng)力學(xué)生長(zhǎng)條件,從而涂層形成了良好的定向結(jié)構(gòu)組織.由圖5b局部放大圖可知,這時(shí)涂層晶界主要以呈“島狀”的離異共晶組織.

當(dāng)重熔功率為15 kW時(shí),涂層組織的取向仍然明顯,但組織明顯粗化,涂層與基體間的冶金結(jié)合帶變寬且不平整.相關(guān)研究表明[17],較高的表面溫度可以增強(qiáng)液滴在基材上的潤(rùn)濕性和鋪展性,并促進(jìn)基體中的Fe元素和涂層中的元素相互擴(kuò)散,使得冶金結(jié)合帶變寬,過(guò)高的溫度還使得基體燒損變形,出現(xiàn)了冶金結(jié)合帶不平整的現(xiàn)象.同時(shí),隨著功率的增加,涂層熱輸入增加,使得涂層合金處于高溫狀態(tài)的時(shí)間較長(zhǎng),導(dǎo)致涂層中異質(zhì)形核的“籽晶”數(shù)量減小,涂層合金較長(zhǎng)時(shí)間的熔融狀態(tài),也為晶粒生長(zhǎng)提供了充足時(shí)間,根據(jù)晶粒生長(zhǎng)理論[18],形核率的降低和足夠的晶粒生長(zhǎng)時(shí)間會(huì)使晶粒變得粗大,由圖5c局部放大圖可知,由于合金處于較高溫度狀態(tài),為溶質(zhì)元素的析出提供了足夠條件,從而晶界表現(xiàn)為窄而連續(xù)的特征.

表3為圖5a1～c1中標(biāo)注的不同位置的EDS分析.由分析結(jié)果可知,圖5a1中1處主要富集Cr、B、C等元素,結(jié)合XRD分析結(jié)果,說(shuō)明其主要是硼鉻化物和碳鉻化物；2處主要富集Fe、Ni等元素及Cu、Ba、Ca、F元素,說(shuō)明所添加的Cu/BaF2·CaF2主要富集于晶粒部位,根據(jù)表3中Ni元素與Fe元素的相對(duì)原子含量結(jié)果和XRD分析結(jié)果,說(shuō)明此處主要為Ni3Fe相和少量的γ-(Fe, Ni)固溶體相；圖5b1中3處也主要富集Cr和B等元素,但C含量顯著減小,Cr和B比例大約為2∶1,結(jié)合XRD分析結(jié)果,可以推斷小塊狀的物質(zhì)為Cr2B；4處主要富集Fe、Ni等元素及Ba、Ca、F元素,但Ba、Ca、F元素含量相對(duì)于2點(diǎn)明顯減小,根據(jù)Ni元素與Fe元素的相對(duì)原子含量和XRD分析結(jié)果,說(shuō)明此處主要為γ-(Fe, Ni)固溶體相和少量的Ni3Fe相；圖5c1中5處主要富集Fe、Cr、B、C等元素,說(shuō)明此處除了有Cr2B和Cr23C6等外,還有Fe-C與Fe-B形成的針狀物；6處同樣富集Fe、Ni、B、C等元素,結(jié)合XRD圖可以認(rèn)為此處主要為γ-(Fe, Ni)固溶體相,還有針狀的碳化物與硼化物形成.

表3 不同功率定向結(jié)構(gòu)涂層不同位置的EDS分析結(jié)果

從2、4、6處的分析可以得出,隨著重熔功率的增加,涂層中的Ni3Fe相不斷地轉(zhuǎn)變?yōu)棣?(Fe, Ni)固溶體相,這是Fe元素向涂層擴(kuò)散導(dǎo)致的結(jié)果.與圖5a1和圖5b1相比,圖5c1中5、6兩點(diǎn)中的Fe元素含量大致相同,Cr和Ni的含量差別也進(jìn)一步減小.這說(shuō)明在高功率下,加速了溶質(zhì)元素在晶界的析出,以及Fe元素的擴(kuò)散使晶粒向過(guò)飽和固溶體轉(zhuǎn)變.

綜上所述,Fe、Ni、Cu、Ba、Ca、F等元素主要分布于2、4、6位置,說(shuō)明晶粒主要由γ-(Fe, Ni)固溶體相、Ni3Fe相、Cu0.81Ni0.19相構(gòu)成,添加的Cu、BaF2和CaF2主要溶解到晶粒當(dāng)中.Cr、B、C等元素主要存在于1、3、5位置,說(shuō)明Cr23C6、Cr2B等強(qiáng)化相主要在晶界上,對(duì)晶界起到強(qiáng)化作用.

2.2 Ni60-Cu/BaF2·CaF2自潤(rùn)滑涂層的物相分析

圖6為預(yù)制涂層和不同重熔功率的定向結(jié)構(gòu)涂層的XRD譜圖,從圖中可以看出,預(yù)制涂層和定向結(jié)構(gòu)涂層的XRD圖譜中由于物相的衍射峰相近、衍射峰重合,因此在一個(gè)衍射峰上出現(xiàn)多個(gè)物相.參照ICDD標(biāo)準(zhǔn)卡片,比較三個(gè)強(qiáng)衍射峰的強(qiáng)度,可以得出預(yù)制涂層的物相由γ-Ni、Ni3Fe、Cr23C6、Cr2B、Cr7C3、α-Cu、BaF2和CaF2組成.與預(yù)制涂層中其他物相的衍射峰強(qiáng)度相比,BaF2和CaF2的衍射峰強(qiáng)度很弱,但峰位依然清晰.不同功率制備的定向結(jié)構(gòu)涂層的主要物相為γ-(Fe, Ni)、Ni3Fe、Cr23C6、Cr2B和Cu0.81Ni0.19,但在感應(yīng)重熔功率為15 kW時(shí),定向結(jié)構(gòu)涂層中未檢測(cè)到Ni3Fe.與噴涂層相比,感應(yīng)重熔+強(qiáng)制冷卻后涂層的物相和最強(qiáng)衍射峰的角度發(fā)生了很大變化,譜圖中最強(qiáng)峰的衍射角度從44°轉(zhuǎn)變成51°,這是重熔+強(qiáng)制冷卻過(guò)程中新相的形成和晶粒定向生長(zhǎng)的結(jié)果.

圖6 預(yù)制涂層與不同感應(yīng)重熔功率定向結(jié)構(gòu)涂層的XRD譜圖Fig.6 XRD patterns of prefabricated coatings and directional structural coatings with different induction remelting power

結(jié)合EDS分析結(jié)果認(rèn)為,在感應(yīng)重熔過(guò)程中,Fe元素向γ-Ni相中擴(kuò)散,電磁攪拌為Fe元素的運(yùn)動(dòng)提供了額外的驅(qū)動(dòng)力,導(dǎo)致并促進(jìn)γ-Ni相向γ-(Fe, Ni)固溶體相轉(zhuǎn)化,從而定向結(jié)構(gòu)涂層未檢測(cè)到γ-Ni相.當(dāng)重熔功率為15 kW時(shí),Fe元素的擴(kuò)散更為劇烈,不僅促使了γ-Ni相向γ-(Fe, Ni)固溶體相的轉(zhuǎn)化,還使得Ni3Fe相向γ-(Fe, Ni)轉(zhuǎn)變,導(dǎo)致在重熔功率為15 kW的定向結(jié)構(gòu)涂層中Ni3Fe相幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?(Fe, Ni)固溶體相,這和表3中EDS分析結(jié)果一致.這也和Lv等[19]研究結(jié)果一致,該研究也表明 Fe元素向Ni3Fe相中擴(kuò)散會(huì)導(dǎo)致Ni3Fe相向γ-(Fe, Ni)固溶體相轉(zhuǎn)變.在三種不同功率的定向結(jié)構(gòu)涂層中均未檢測(cè)到Cr7C3,主要因?yàn)閺?qiáng)制冷卻抑制了B化物和C化物的形成[20],并且基體中的Fe元素對(duì)涂層的稀釋效應(yīng)使得涂層中Cr7C3等硬質(zhì)相的相對(duì)含量減少,導(dǎo)致定向結(jié)構(gòu)涂層中Cr7C3的含量下降,因此在定向結(jié)構(gòu)涂層中未檢測(cè)到Cr7C3相.定向結(jié)構(gòu)涂層的XRD譜圖中也未檢測(cè)到α-Cu、BaF2、CaF2,這是因?yàn)镃u元素與Ni元素在重熔過(guò)程中形成了Cu0.81Ni0.19相.而Wang等[21]研究表明,BaF2和CaF2在涂層XRD衍射圖中的消失可歸因于重熔過(guò)程對(duì)涂層的稀釋效應(yīng),在感應(yīng)重熔過(guò)程中,基體中的Fe元素?cái)U(kuò)散到涂層中,導(dǎo)致涂層中的BaF2和CaF2相對(duì)含量降低,難以被檢測(cè)到,另外,根據(jù)EDS分析結(jié)果,隨著重熔功率增加, BaF2、CaF2部分分解排除,也可能是導(dǎo)致其含量降低未檢測(cè)出的一個(gè)重要原因.

圖7為不同功率定向結(jié)構(gòu)涂層主峰的衍射角度變化和半峰寬值變化.從圖7a中可以看出,隨著功率的增加,主峰的衍射角向小角度偏移,說(shuō)明隨著功率越大,重熔溫度越高,晶面間距有逐漸變大趨勢(shì).

圖7 不同功率定向結(jié)構(gòu)涂層主峰參數(shù)的變化Fig.7 Variation of main peak parameters of directional structure coatings with different powers

根據(jù)公式(1)所示的Bragg方程:

2dsinθ=nλ

(1)

其中：d為晶面間距;θ為衍射角度;λ為X射線的波長(zhǎng);n為反射級(jí)數(shù).

衍射角(θ)的變小,表明晶面間距的增大.Fe原子的原子半徑(0.129 nm)比Ni的原子半徑(0.124 nm)稍大,因此γ-Ni向γ-(Fe, Ni)固溶體相的轉(zhuǎn)變會(huì)引起晶體結(jié)構(gòu)的晶面間距的增大,另外,隨著重熔溫度增加,枝晶的長(zhǎng)大也是晶面間距變化的一個(gè)重要原因.

從圖7b中半峰寬可以看出,隨著功率的增加,主峰的半峰寬值不斷減小,根據(jù)式(2)所示的Debye-Scherrer公式:

(2)

其中：D為晶體在垂直于晶面的方向上的區(qū)域尺寸,可以近似地視為晶粒的尺寸;K為謝樂(lè)常數(shù);λ為X射線的波長(zhǎng);B為衍射峰的半峰寬;θ為衍射角.

衍射角(θ)的變化也會(huì)引起半峰寬的變化,但影響較小,半峰寬的變化主要是由晶粒尺寸的變化引起的[22].這就意味著半峰寬的減小會(huì)導(dǎo)致晶粒尺寸的增大,說(shuō)明隨著感應(yīng)重熔的功率增加,定向結(jié)構(gòu)涂層晶粒尺寸逐漸變大,這和SEM照片反映的信息一致.

2.3 Ni60-Cu/BaF2·CaF2自潤(rùn)滑涂層的硬度分析

圖8a為預(yù)制涂層和不同重熔功率的定向結(jié)構(gòu)涂層的截面硬度值分布,從圖中可以看出,經(jīng)過(guò)感應(yīng)重熔+強(qiáng)制冷卻處理后,定向結(jié)構(gòu)涂層的硬度明顯下降.這與Fe元素對(duì)涂層的稀釋有關(guān),在感應(yīng)重熔過(guò)程中,大量的Fe元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入涂層組織中,生成Fe、Ni固溶體,并稀釋了Cr23C6、Cr7C3等硬質(zhì)相的相對(duì)含量,使硬質(zhì)相對(duì)涂層的強(qiáng)化效果減弱,導(dǎo)致涂層的硬度值下降.此外,強(qiáng)制冷卻抑制了Cr7C3等硬質(zhì)相的形成和生長(zhǎng),使得涂層中硬質(zhì)相的含量進(jìn)一步降低.多種因素共同導(dǎo)致定向結(jié)構(gòu)涂層的硬度值較預(yù)制涂層下降.定向結(jié)構(gòu)涂層基體的硬度較預(yù)制涂層基體的硬度大,且在定向結(jié)構(gòu)涂層中出現(xiàn)了硬度變化的過(guò)渡區(qū)域(熱影響區(qū)).這是感應(yīng)重熔+強(qiáng)制冷卻等同于對(duì)基體進(jìn)行了淬火處理,使得定向結(jié)構(gòu)涂層中基體的硬度有了明顯的增加.另外,在高溫下,涂層中的元素向基體進(jìn)行擴(kuò)散,同樣使得基體的硬度值增加.

圖8 不同重熔功率下的定向結(jié)構(gòu)涂層硬度分布圖Fig.8 Hardness distribution of directional structure coating under different remelting power

圖8b為預(yù)制涂層和不同重熔功率的定向結(jié)構(gòu)涂層的表面硬度值分布圖,從中可以看出,預(yù)制涂層的硬度值波動(dòng)幅度較大,這是預(yù)制涂層組織結(jié)構(gòu)的不均勻性造成的.經(jīng)過(guò)感應(yīng)重熔+強(qiáng)制冷卻處理,涂層的硬度值下降,硬度值的波動(dòng)幅度減小,說(shuō)明感應(yīng)重熔+強(qiáng)制冷卻處理使組織更加均勻化.重熔功率為15 kW的定向結(jié)構(gòu)涂層的硬度值較重熔功率為7 kW和10 kW的定向結(jié)構(gòu)涂層發(fā)生了下降,結(jié)合微觀結(jié)構(gòu)照片、EDS、XRD可知,高功率下,較高的加熱溫度導(dǎo)致涂層中較高含量的固溶體生成,并使組織長(zhǎng)大,從而硬度有所降低.

3 結(jié)論

對(duì)不同感應(yīng)重熔功率Ni60-Cu/BaF2·CaF2定向結(jié)構(gòu)涂層的組織形貌、元素分布、物相以及硬度值進(jìn)行了分析,得出如下結(jié)論：

1) 當(dāng)感應(yīng)重熔功率為10 kW時(shí),定向結(jié)構(gòu)涂層幾乎無(wú)明顯的缺陷,涂層組織中柱狀晶生長(zhǎng)良好,形成了貫穿涂層組織的柱狀晶.涂層與基體間的冶金結(jié)合帶也較為平整.形成了良好的凝固態(tài)組織.

2) 定向結(jié)構(gòu)涂層中存在γ-(Fe, Ni)、Ni3Fe、Cr23C6、Cr2B和Cu0.81Ni0.19等物相.隨著感應(yīng)重熔功率的增加,定向結(jié)構(gòu)涂層XRD譜圖中主峰的衍射角向小角度偏移,主峰的半峰寬值不斷減小.

3) 感應(yīng)重熔功率對(duì)涂層的硬度有很大影響,定向結(jié)構(gòu)涂層的硬度隨著加熱功率的增加而減低.在感應(yīng)重熔功率10 kW時(shí),定向結(jié)構(gòu)涂層擁有較高的硬度值,且硬度值波動(dòng)最小.