TiC 添加量對等離子熔覆Ni60–WC復合涂層性能的影響

秦利鋒

（中鐵工程裝備集團盾構制造有限公司，河南 鄭州 450000）

WC擁有優異的耐蝕性、耐磨性、耐熱沖擊性和熱強性，且WC擁有高硬度、高彈性模量、抗氧化性強、低熱膨脹系數等優點。由于WC顆粒在高溫下能被Ni潤濕，因此在制備鎳基自熔合金時加入適量的WC顆粒可以形成含WC的彌散型超硬合金。在實際使用過程中為進一步提高硬質合金材料的硬度和耐磨性，往往再添加TiC、TiB2等硬質相。TiC的耐磨性和硬度比WC高[1-2]，WC?TiC?Ni硬質合金中的TiWC2不但可以提高合金的強度和硬度，而且可以提高合金材料的耐磨性[3]。本試驗以WC/Ni為研究主體，考察了TiC粉末添加量對熔覆層耐磨性的影響。

1 實驗

1.1 材料

以45鋼為基材，噴涂前進行表面噴砂處理，采用無水乙醇超聲波清洗后烘干。在按一定比例混合好的Ni60A與12Ni–WC合金粉末中添加一定質量分數的200 ~ 325目TiC。

1.2 樣品制備

采取同步送粉式等離子束熔覆設備進行熔覆層制備。工藝參數為：電流130 A，熔覆速率400 mm/min，送粉氣流速1.2 m3/h，離子氣流速0.3 ~ 0.5 m3/h，保護氣流速0.8 ~ 1.2 m3/h，熔覆距離140 mm。所得樣品的外觀如圖1所示。

圖1 不同TiC添加量的等離子熔覆層的原始形貌 Figure 1 Morphologies of plasma cladding layers with different dosages of TiC

1.3 試驗方法

采用線切割機取樣，使用NOVASEM 450型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)、日本理光D/MAX2500PC型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析。利用FM-700型顯微維氏硬度計對試樣進行顯微硬度檢測，從合金表面開始每個檢測點間隔400 μm，均勻向內部連續檢測15個點，試驗載荷200 g，加載時間10 s。使用 CETR UMT-3MO型多功能摩擦磨損試驗機對熔覆層表面進行測試，對磨介質為Al2O3球，載荷100 N，滑動速率10 mm/s，單次有效滑動距離6 mm，磨損時間2 h，使用TRIB分析軟件對實驗數據進行處理。

2 結果與討論

2.1 物相分析

圖2顯示熔覆層組織均勻致密，熔覆層與基體材料之間為冶金結合，熔覆層表面無裂紋和氣孔，結合過渡區寬度為10 ~ 30 μm。

圖2 WC/Ni + 5% TiC熔覆層縱切面的顯微組織 Figure 2 Cross-sectional microstructure of WC/Ni + 5% TiC cladding layer

圖3顯示熔覆層中的Cr多以Cr4Ni5W、Cr2Ni3形式存在，Ti多以TiWC2形式存在。分析主要原因為：Ti元素的活性比Cr元素高，且生成TiWC2的吉布斯自由能比CrxCy低，因此Ti與C的親和力比Cr與C的親和力強[4-5]。

圖3 WC–TiC–Ni熔覆層的X射線衍射譜圖 Figure 3 XRD patterns of WC–TiC–Ni cladding layers

在熔覆過程中WC脫碳分解形成W2C和W，TiWC2是由TiC與W反應生成，或是熔融狀態的WC和TiC相互融合所形成，又或是TiC粉末中的游離Ti與C和W反應生成。TiWC2的高強度、高硬度、抗高溫等性能[6-7]令熔覆層的硬度和強度得到進一步提高。

2.2 組織分析

圖4顯示熔覆層由黑色塊狀組織、白色魚骨狀結構、灰色組織等3種組織組成。隨著TiC粉末的增加，合金組織中黑色塊狀組織增多，其形貌也發生改變，尖銳部位變圓滑。白色魚骨狀組織也隨著TiC的增加而增多、增大。這些魚骨狀結構是由Cr的化合物和W的化合物增多后富集于晶界之間而生成的。當TiC含量繼續增加至15%時，合金組織中的魚骨狀組織開始轉變為蝶狀和棒狀組織。

圖4 WC–TiC–Ni熔覆層的微觀組織 Figure 4 Microstructures of WC–TiC–Ni cladding layers

根據對圖5中熔覆層微觀組織3個不同區域的能譜分析結果(見表1)作進一步分析。

表1 WC/Ni + 20% TiC熔覆層中不同區域的EDS分析結果 Table 1 WC/Ni + 20% TiC cladding layer area EDS analysis results

圖5 WC/Ni + 20% TiC熔覆層的局部形貌 Figure 5 Local morphology of WC/Ni + 20% TiC cladding layer

a區(黑色塊狀組織)：EDS分析數據顯示該區域只含Ti和C元素，認為黑色塊狀組織是未參與組織轉變的TiC粉末。TiC均勻分散在熔覆層合金中可以有效提高合金組織的耐磨性和強度。

b區(白色魚骨狀組織)：該區域為W元素富集區，結合EDS結果分析可知該區域存在適量的Ni和Ti元素，由于Ti的活性比Ni、Cr元素高，因此推測該區域組織是在熔覆過程中Ti與C反應而生成的TiWC2、Cr4Ni15W等硬質相。

c區(灰色組織)：該區域為Fe和Ni的聚集區域，Cr、C、W相對較少。XRD分析數據表明該區域的組織成分以Fe3Ni2、Fe3Ni2、Cr4Ni15W、Cr2Ni3等化合物為主。

2.3 顯微硬度分析

顯微硬度測試前必須對試樣進行拋光處理，且保證試樣上下面的平行度，涂層顯微硬度的測試結果如圖6所示。檢測結果表明隨著TiC含量的遞增，熔覆層的顯微硬度增大。當TiC含量為20%時，復合涂層的顯微硬度最高，達到 了1 072.5 HV，而WC/Ni合金的顯微硬度只是944.27 HV。分析主要原因是：TiC粉末無論是強度還是硬度均高于WC[8]，其次TiC的細化晶粒和彌散強化的作用令熔覆層進一步強化。Ti、W、C元素相互反應生成TiWC2等硬質相彌散分布在合金中對熔覆層強度和硬度的進一步加強是最主要原因。

圖6 WC–TiC–Ni熔覆層的顯微硬度分布 Figure 6 Microhardness distribution of WC–TiC–Ni cladding layer

2.4 滑動摩擦磨損分析

摩擦磨損測試結果表明，滑動摩擦因數(μ)隨著TiC含量的遞增而變大，如圖7所示。這是因為熔覆層中的硬質相隨TiC增加而增多，粘結相對減少。

圖7 WC–TiC–Ni熔覆層的滑動摩擦因數 Figure 7 Sliding friction coefficient of WC–TiC–Ni cladding layer

使用ZETA-20三維形貌檢測儀對熔覆層滑動磨損深度、寬度、體積進行分析，結果表明熔覆層的體積損失量和磨損寬度隨著TiC含量的增加而逐漸減小，當TiC含量增至20%時，它們均為最小，如圖8所示。因此，增加TiC含量可以大幅提高熔覆層的耐磨性。

圖8 WC–TiC–Ni熔覆層的滑動磨損量 Figure 8 Sliding wear loss of WC–TiC–Ni cladding layer

由圖9分析可知：復合熔覆層在磨損表面沒有明顯的犁溝生成。隨著TiC含量的遞增，熔覆層磨損形貌中的層狀臺階和脫落現象逐漸減輕。當TiC含量由5%提升至15%、20%時，熔覆層表面滑動磨損形貌較為平滑，幾乎看不出“切削”的痕跡。

圖9 不同TiC添加量的熔覆層在滑動摩擦磨損后劃痕的宏觀形貌 Figure 9 Macroscopic morphologies of sliding wear scratches on cladding layers with different dosages of TiC

圖10顯示熔覆層的磨損形貌較平滑，沒有明顯的犁溝。熔覆層合金的磨損方式主要為磨粒磨損，由于在滑動磨損過程中粘結相被反復擠壓和切削，硬質相在Al2O3球的反復擠壓和撞擊下產生疲勞裂紋。隨著滑動磨損過程的持續，疲勞裂紋擴展，組織脫落。

圖10 不同TiC添加量的熔覆層滑動摩擦磨損后劃痕的微觀形貌 Figure 10 Microscopic morphologies of sliding wear scratches on cladding layers with different dosages of TiC

3 結論

(1) WC?TiC?Ni熔覆層與基體材料之間為冶金結合，熔覆層表面無裂紋和氣孔。

(2) TiWC2的形成及彌散分布使得熔覆層的顯微硬度和耐磨性進一步提高。

(3) WC?TiC?Ni熔覆層中的Cr多以Cr4Ni5W、Cr2Ni3存在，Ti主要以TiWC2形式存在。

(4) 隨著TiC粉末的增加，熔覆層中黑色塊狀組織增多，其形貌也發生改變，尖銳部位變圓滑。熔覆層中的白色魚骨狀組織也隨著TiC的增加而增多、增大。

(5) WC/Ni合金中TiC含量增加至20%時，熔覆層的平均顯微硬度最高達1 072.5 HV，此時其耐磨性最好。