D0I:10.13374/i.issnl00113.2007.0L.011 第29卷第1期 北京科技大学学报 Vol.29 No.1 2007年1月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jan.2007 反应等离子熔覆(Cr,Fe)7C3/YFe金属陶瓷 复合材料涂层的耐磨性 刘均波1,2)王立梅)黄继华2) 1)潍坊学院机电系，潍坊2610412)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 3)潍坊学院信控系，潍坊261041 摘要以Fe-Cr-C合金粉末为原料，采用反应等离子熔覆技术，在45钢表面制得以原位生成初生相(Cr,F)C3为增强相 的新型陶瓷复合材料涂层·利用SEM,XRD:EDS和显微硬度计等分析了涂层的显微组织和硬度，分别在室温干滑动磨损及 高温滑动磨损条件下测试了涂层的耐磨性，并讨论了其磨损机理.结果表明，涂层组织包括(Cr,F)C3增强相和Fe固溶体 与少量(Cr,F)C3构成的共晶，该涂层在室温干滑动磨损和高温滑动磨损条件下均具有优异的耐磨性· 关键词金属陶瓷复合材料涂层：反应等离子熔覆：显微组织：耐磨性 分类号TG174.44 反应熔覆技术是在激光或等离子等高能量束熔 50mmX20mmX10mm,实验采用Fe-Cr-C合金 覆过程中通过元素或化合物间的化学反应“原位合 粉末为原料，其粒度为一200~十300目左右，熔覆 成”金属陶瓷等涂层的一种新型涂层技术，近年来， 设备采用DRF一1型全自动反应等离子熔覆机床 反应熔覆技术受到了国内外的普遍关注山.利用该 熔覆原理如图1所示，反应等离子熔覆工艺参数 技术可在5 CrMnMo钢表面制备出TiC/Ni,TiC/ 为：工作电流300A,工作电压45V,选用氩气为工 Ti,TiC-TiB2/Ni基金属陶瓷涂层2]. 作气，工作气流量1.5Lmin-1.熔覆过程中，采用 (Cr,Fe)C3金属陶瓷具有硬度高、耐腐蚀性及 专用送粉器进行同步送粉·用JSM5800型扫描电 抗氧化性好等优点，常被用作耐磨或抗氧化涂层的 子显微镜观察显微组织；采用日本理学Dmax一 增强相.固溶了大量合金元素的YFe奥氏体固溶 2200pc旋转阳极X射线衍射仪并结合S一530型 体具有良好的塑性、韧性及较高的强度，以高硬、强 Link ISIS能谱仪进行物相鉴定；在M6型半自动 耐磨的(Cr,Fe)C3金属陶瓷作为增强相，以韧性、 塑性良好的YFe固溶体作为基体的(Cr,Fe)zC3/ 显微硬度计上进行显微硬度测量，载荷为1.96N, YF复合材料涂层，可望具有优异的常温及高温耐 加载保持时间为10s,室温干滑动磨损实验在 磨性能[-7 MXP一2000型摩擦磨损试验机上进行；选取硬度为 本文以廉价的Fe-Cr-C合金粉末为原料利用 HV798的淬火十低温回火处理的GCr15钢环作为 反应等离子熔覆技术在45*钢表面制备了以原位生 对磨环，被测试样为45钢和反应等离子熔覆(Cr, 成初生相(Cr,Fe)C3为增强相，以YFe固溶体与 Fe)7C3金属陶瓷复合材料涂层试样，载荷100N,相 少量(Cr,Fe)C3构成的共晶为基体的新型陶瓷复 对滑动速度0.5652ms1,磨损滑动行程2034m· 合材料涂层，通过SEM,XRD,EDS和显微硬度计 室温干滑动磨损实验和高温滑动磨损实验均选取 等分析了涂层的显微组织和硬度：在室温干滑动磨 45*钢作为标样.为满足试验机对试样尺寸的要求， 损及400~600℃高温滑动磨损条件下评价了耐磨 将标样和反应等离子熔覆(Cr,Fe)zC3/YFe金属陶 性能，并对其磨损机理进行了探讨， 瓷复合材料涂层试样均用电火花切割成尺寸为 1 实验材料及方法 6mmX6mmX7mm的矩形块，作为磨损上试样， 以试样的6mm×6mm表面作为磨损面：下试样为圆 反应等离子熔覆基材为45钢，试样尺寸为 盘状，选取具有较高的高温硬度及优良的抗氧化性 收稿日期：2005-10-12修回日期：2006-09-22 能的镍基高温合金GH22(室温硬度HV500)作为盘 基金项目：河南省杰出人才创新基金资助项目(N。,0421001000) 形下试样.载荷98N,相对滑动速度0.15ms1,滑 作者简介：刘均波(1973一)：男，博士研究生；黄继华(1962一)，男， 教授，博士生导师 动距离508m,利用精度为0.1mg的Startorius BS
反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷 复合材料涂层的耐磨性 刘均波12） 王立梅3） 黄继华2） 1） 潍坊学院机电系潍坊261041 2） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 3） 潍坊学院信控系潍坊261041 摘 要 以 Fe－Cr－C 合金粉末为原料采用反应等离子熔覆技术在45＃钢表面制得以原位生成初生相（CrFe）7C3 为增强相 的新型陶瓷复合材料涂层．利用 SEMXRDEDS 和显微硬度计等分析了涂层的显微组织和硬度分别在室温干滑动磨损及 高温滑动磨损条件下测试了涂层的耐磨性并讨论了其磨损机理．结果表明涂层组织包括（CrFe）7C3 增强相和γ－Fe 固溶体 与少量（CrFe）7C3 构成的共晶该涂层在室温干滑动磨损和高温滑动磨损条件下均具有优异的耐磨性． 关键词 金属陶瓷复合材料涂层；反应等离子熔覆；显微组织；耐磨性 分类号 TG174∙44 收稿日期：20051012 修回日期：20060922 基金项目：河南省杰出人才创新基金资助项目（No．0421001000） 作者简介：刘均波（1973－）男博士研究生；黄继华（1962－）男 教授博士生导师 反应熔覆技术是在激光或等离子等高能量束熔 覆过程中通过元素或化合物间的化学反应“原位合 成”金属陶瓷等涂层的一种新型涂层技术．近年来 反应熔覆技术受到了国内外的普遍关注［1］．利用该 技术可在5CrMnMo 钢表面制备出 TiC／NiTiC／ TiTiC－TiB2／Ni 基金属陶瓷涂层［2－4］． （CrFe）7C3 金属陶瓷具有硬度高、耐腐蚀性及 抗氧化性好等优点常被用作耐磨或抗氧化涂层的 增强相．固溶了大量合金元素的γ－Fe 奥氏体固溶 体具有良好的塑性、韧性及较高的强度以高硬、强 耐磨的（CrFe）7C3 金属陶瓷作为增强相以韧性、 塑性良好的γ－Fe 固溶体作为基体的（CrFe）7C3／ γ－Fe复合材料涂层可望具有优异的常温及高温耐 磨性能［5－7］． 本文以廉价的 Fe－Cr－C 合金粉末为原料利用 反应等离子熔覆技术在45＃钢表面制备了以原位生 成初生相（CrFe）7C3 为增强相以γ－Fe 固溶体与 少量（CrFe）7C3 构成的共晶为基体的新型陶瓷复 合材料涂层．通过 SEMXRDEDS 和显微硬度计 等分析了涂层的显微组织和硬度；在室温干滑动磨 损及400～600℃高温滑动磨损条件下评价了耐磨 性能并对其磨损机理进行了探讨． 1 实验材料及方法 反应等离子熔覆基材为45＃ 钢试样尺寸为 50mm×20mm×10mm．实验采用 Fe－Cr－C 合金 粉末为原料其粒度为－200～＋300目左右．熔覆 设备采用 DRF－1型全自动反应等离子熔覆机床 熔覆原理如图1所示．反应等离子熔覆工艺参数 为：工作电流300A工作电压45V选用氩气为工 作气工作气流量1∙5L·min －1．熔覆过程中采用 专用送粉器进行同步送粉．用 JSM－5800型扫描电 子显微镜观察显微组织；采用日本理学 Dmax－ 2200pc 旋转阳极 X 射线衍射仪并结合 S－530型 Link ISIS 能谱仪进行物相鉴定；在 MH－6型半自动 显微硬度计上进行显微硬度测量载荷为1∙96N 加载保持时间为 10s．室温干滑动磨损实验在 MXP－2000型摩擦磨损试验机上进行；选取硬度为 HV798的淬火＋低温回火处理的 GCr15钢环作为 对磨环被测试样为45＃钢和反应等离子熔覆（Cr Fe）7C3 金属陶瓷复合材料涂层试样载荷100N相 对滑动速度0∙5652m·s －1磨损滑动行程2034m． 室温干滑动磨损实验和高温滑动磨损实验均选取 45＃钢作为标样．为满足试验机对试样尺寸的要求 将标样和反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶 瓷复合材料涂层试样均用电火花切割成尺寸为 6mm×6mm×7mm 的矩形块作为磨损上试样 以试样的6mm×6mm表面作为磨损面；下试样为圆 盘状选取具有较高的高温硬度及优良的抗氧化性 能的镍基高温合金GH22（室温硬度 HV500）作为盘 形下试样．载荷98N相对滑动速度0∙15m·s －1滑 动距离508m．利用精度为0∙1mg的 Startorius BS 第29卷 第1期 2007年 1月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．1 Jan．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．01．011
第1期 刘均波等：反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属陶瓷复合材料涂层的耐磨性 .51. 110s型电子天平称重发生高温磨损前后试样的质 量(Cr,Fe)zC3构成的共晶为基体的复合材料涂层. 量，并计算出磨损失重，实验结果均取三个试样的平 均值， Cr.Fe)Cv/y-Fe 直流电流 (Cr.Fe)C 冷却水 钨极 10m 喷嘴 等离子束 >送粉系统 图3反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/TFe金属陶瓷复合材料涂层 熔敷涂层 粉末 的sEM照片 熔池 基体 Fig.3 SEM micrograph of a reactive plasma clad (Cr.Fe)C/ Fe ceramal composite coating 图1反应等离子熔覆原理简图 图4为45*钢表面反应等离子熔覆复合材料涂 Fig.1 Simplified schematic of reactive plasma clad 层的显微硬度分布曲线.可见，由表层到基体，涂层 显微硬度梯度分布合理，表层硬度较高，平均约 2实验结果与讨论 HV980,这是由于表层初生增强相(Cr,Fe)7C3的含 2.1反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/yFe金属陶瓷 量较高，而(Cr,Fe)C3是密排六方点阵结构，具有 复合材料涂层的显微组织和硬度分布 较高的显微硬度（约HV1300左右[8]）；靠近结合 图2为反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属 区的部位涂层硬度较低，这是由于该部位初生增强 陶瓷复合材料涂层X射线衍射结果，可见，涂层的 相(Cr,Fe)C3的含量较低的缘故，由于反应等离子 主要组成相为(Cr,Fe)zC3及YFe固溶体，图3为 熔覆复合材料涂层具有较高的硬度及合理的硬度梯 涂层显微组织的SEM照片，可明显看出，涂层组织 度，使得涂层具有优异的粘着磨损及磨料磨损抗力 均匀细小，无显微孔洞及裂纹，涂层显微组织结构为 1100 1000 黑色块状初生相均匀分布于均匀细小的灰白色共晶 900 基体上，由X射线衍射分析并结合能谱分析结果表 800 明：黑色规则块状初生相为(Cr,Fe)C3,共晶基体中 700 600 体积分数较高的灰白色长条状组织为YFe固溶 500 反应等离子熔敷涂层 基体 体，EDS分析结果表明YFe固溶体中固溶有大量 400 300 C,共晶基体中长条组织之间的黑色不规则粒状组 200 一售一一一用 织为共晶(Cr,Fe)zC3·可见，反应等离子熔覆(Cr, 0 10002000300040005000 距表面的距离μm Fe)zC3/YFe金属陶瓷复合材料涂层为以原位生成 初生相(Cr,Fe)C3为增强相，以YFe固溶体与少 图4反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/TFe金属陶瓷复合材料涂层 1800 △ 的显微硬度分布 1600 △(Cr,FchC3 1400 Oy-Fe Fig.4 Microhardness profile of a reactive plasma clad (Cr, △ Fe)7C3/YFe ceramal composite coadding 1200 爸10005 2.2反应等离子熔覆复合材料涂层的耐磨性分析 800 600 图5为反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/Fe金属 400 陶瓷复合材料涂层与原45#钢在室温干滑动条件下 200 的磨损实验结果，由图5可明显看出，原45*钢的 20 40 60 80 100 磨损量远大于反应等离子熔覆涂层的磨损量，反应 2) 等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属陶瓷复合材料涂 图2反应等离子熔覆复合涂层X射线衍射图谱 层的相对耐磨性是原45钢的33倍 Fig.2 XRD pattern of a reactive plasma clad composite coating 图6为反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属
110s型电子天平称重发生高温磨损前后试样的质 量并计算出磨损失重实验结果均取三个试样的平 均值． 图1 反应等离子熔覆原理简图 Fig．1 Simplified schematic of reactive plasma clad 2 实验结果与讨论 2∙1 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷 复合材料涂层的显微组织和硬度分布 图2 反应等离子熔覆复合涂层 X 射线衍射图谱 Fig．2 XRD pattern of a reactive plasma clad composite coating 图2为反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属 陶瓷复合材料涂层 X 射线衍射结果．可见涂层的 主要组成相为（CrFe）7C3 及γ－Fe 固溶体．图3为 涂层显微组织的 SEM 照片．可明显看出涂层组织 均匀细小无显微孔洞及裂纹涂层显微组织结构为 黑色块状初生相均匀分布于均匀细小的灰白色共晶 基体上．由 X 射线衍射分析并结合能谱分析结果表 明：黑色规则块状初生相为（CrFe）7C3共晶基体中 体积分数较高的灰白色长条状组织为γ－Fe 固溶 体EDS 分析结果表明γ－Fe 固溶体中固溶有大量 Cr共晶基体中长条组织之间的黑色不规则粒状组 织为共晶（CrFe）7C3．可见反应等离子熔覆（Cr Fe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层为以原位生成 初生相（CrFe）7C3 为增强相以γ－Fe 固溶体与少 量（CrFe）7C3 构成的共晶为基体的复合材料涂层． 图3 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层 的 SEM 照片 Fig．3 SEM micrograph of a reactive plasma clad （CrFe）7C3／γ－ Fe ceramal composite coating 图4为45＃钢表面反应等离子熔覆复合材料涂 层的显微硬度分布曲线．可见由表层到基体涂层 显微硬度梯度分布合理．表层硬度较高平均约 HV980这是由于表层初生增强相（CrFe）7C3 的含 量较高而（CrFe）7C3 是密排六方点阵结构具有 较高的显微硬度（约 HV1300左右［8－9］ ）；靠近结合 区的部位涂层硬度较低这是由于该部位初生增强 相（CrFe）7C3 的含量较低的缘故．由于反应等离子 熔覆复合材料涂层具有较高的硬度及合理的硬度梯 度使得涂层具有优异的粘着磨损及磨料磨损抗力． 图4 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层 的显微硬度分布 Fig．4 Microhardness profile of a reactive plasma clad （Cr Fe）7C3／γ－Fe ceramal composite coadding 2∙2 反应等离子熔覆复合材料涂层的耐磨性分析 图5为反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属 陶瓷复合材料涂层与原45＃钢在室温干滑动条件下 的磨损实验结果．由图5可明显看出原45＃ 钢的 磨损量远大于反应等离子熔覆涂层的磨损量反应 等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂 层的相对耐磨性是原45＃钢的33倍． 图6为反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属 第1期 刘均波等： 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层的耐磨性 ·51·
52 北京科技大学学报 第29卷 35 反应等离子熔数涂层 明，反应等离子熔覆(Cr,Fe)7C3/YFe金属陶瓷复 名 合材料涂层具有优异的耐磨性， 50 图7为反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属 陶瓷复合涂层和45#钢高温滑动磨损失重随实验温 度变化的关系，可见，在载荷及磨损滑动行程一定 (载荷98N,相对滑动速度0.15m·s-1,滑动距离 45铜 0 508m)、实验温度不同的高温滑动磨损实验条件下， 反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属陶瓷复合涂 图5反应等离子熔覆(Cr,e)C3/下e金属陶瓷复合材料涂层 层磨损失重很低，且涂层磨损失重随实验温度的升 在干滑动磨损实验条件下的相对耐磨性 高而逐渐降低；相同实验条件下，45钢标样磨损失 Fig.5 Relative wear resistance of a reactive plasma clad (Cr, Fe)C/Fe ceramal composite coating under dry sliding wear test 重均较高，且其磨损失重随实验温度升高逐渐增大 因此，以45钢为标样，反应等离子熔覆(Cr condition Fe)C3/YFe金属陶瓷复合涂层具有较高的相对耐 0.6 磨性，且涂层的相对耐磨性随实验温度升高而增大； 45钢 与45*钢相比，在400~600℃温度范围内，实验温 0.4 反应等离子熔数涂层 度越高，反应等离子熔覆(Cr,Fe)zC3/YFe金属陶 wtpiuiil 瓷复合涂层的耐磨优势越明显 026 1015 20 25 0.14 时间min 0.12 图6反应等离子熔覆(Cr,fe)zC/Tfe金属陶瓷复合材料涂层 00.10 及原45钢在室温干滑动磨损实验条件下的摩擦因数随时间的 0.06 变化曲线 45钢 0.04 ·一反应等离子熔敷涂层 Fig-6 Variation of friction coefficient as a function of test time 0.02 for a reactive plasma clad (Cr,Fe)C/-Fe ceramal composite coating and the.45%carbon steel under dry sliding test condition 400450500550 600 温度℃ 陶瓷复合材料涂层及原45#钢在室温干滑动磨损实 图7反应等离子熔覆(Cr,fe)C3/Tfe金属陶瓷复合材料涂层 验条件下摩擦因数随时间的变化曲线.可以看出， 高温滑动磨损失重随温度的变化关系 涂层的平均摩擦因数大约为0.3，而原45#钢的平 Fig.7 Wear weight loss of a reactive plasma clad (Cr.Fe)C3/- 均摩擦因数为0.5左右，涂层的摩擦因数远低于原 Fe ceramal composite coating as a function test temperature 45*钢的摩擦因数，由此可以推断，涂层的粘着磨损 抗力远大于原45钢的粘着磨损抗力，因为在干滑 图8(a)为45#钢在载荷为49N,相对滑动速度 动磨损实验条件下，摩擦因数的大小反映了摩擦面 为0.15ms-1,实验温度为600℃，磨损滑动行程为 之间产生粘着的程度.·室温干滑动磨损实验结果表 508m实验条件下的磨损表面SEM形貌，可见，磨 (a) (b) 30m 10m 图845#钢和等离子熔覆试样高温滑动磨损形貌.()为45+钢：(b)为反应等离子熔覆试样 Fig-8 SEM micrographs showing the worn surface morphologies of a 0.45%carbon steel 1 (a)and a reactive plasma clad(Cr,Fe)C/-Fe ceramal composite coating (b)at 600c
图5 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层 在干滑动磨损实验条件下的相对耐磨性 Fig．5 Relative wear resistance of a reactive plasma clad （Cr Fe）7C3／γ－Fe ceramal composite coating under dry sliding wear test condition 图6 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层 及原45＃钢在室温干滑动磨损实验条件下的摩擦因数随时间的 变化曲线 Fig．6 Variation of friction coefficient as a function of test time for a reactive plasma clad （CrFe）7C3／γ－Fe ceramal composite coating and the0∙45％ carbon steel under dry sliding test condition 陶瓷复合材料涂层及原45＃钢在室温干滑动磨损实 验条件下摩擦因数随时间的变化曲线．可以看出 涂层的平均摩擦因数大约为0∙3而原45＃ 钢的平 均摩擦因数为0∙5左右．涂层的摩擦因数远低于原 45＃钢的摩擦因数．由此可以推断涂层的粘着磨损 抗力远大于原45＃钢的粘着磨损抗力因为在干滑 动磨损实验条件下摩擦因数的大小反映了摩擦面 之间产生粘着的程度．室温干滑动磨损实验结果表 明反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复 合材料涂层具有优异的耐磨性． 图7为反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属 陶瓷复合涂层和45＃钢高温滑动磨损失重随实验温 度变化的关系．可见在载荷及磨损滑动行程一定 （载荷98N相对滑动速度0∙15m·s －1滑动距离 508m）、实验温度不同的高温滑动磨损实验条件下 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合涂 层磨损失重很低且涂层磨损失重随实验温度的升 高而逐渐降低；相同实验条件下45＃钢标样磨损失 重均较高且其磨损失重随实验温度升高逐渐增大． 因此以 45＃ 钢 为 标 样反 应 等 离 子 熔 覆 （Cr Fe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合涂层具有较高的相对耐 磨性且涂层的相对耐磨性随实验温度升高而增大； 与45＃钢相比在400～600℃温度范围内实验温 度越高反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶 瓷复合涂层的耐磨优势越明显． 图7 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层 高温滑动磨损失重随温度的变化关系 Fig．7 Wear weight loss of a reactive plasma clad （CrFe）7C3／γ－ Fe ceramal composite coating as a function test temperature 图8（a）为45＃钢在载荷为49N相对滑动速度 为0∙15m·s －1实验温度为600℃磨损滑动行程为 508m 实验条件下的磨损表面 SEM 形貌．可见磨 图8 45＃钢和等离子熔覆试样高温滑动磨损形貌．（a） 为45＃钢；（b） 为反应等离子熔覆试样 Fig．8 SEM micrographs showing the worn surface morphologies of a0∙45％ carbon steel1（a） and a reactive plasma clad （CrFe）7C3／γ－Fe ceramal composite coating （b） at600℃ ·52· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第1期 刘均波等：反应等离子熔覆(C,Fe)zC3/yFe金属陶瓷复合材料涂层的耐磨性 .53. 损表面布满了既宽又深的“犁沟”及大块的粘着剥落 在反应等离子熔覆(Cr,Fe)zC3/YFe金属陶瓷复合 坑，表明在600℃高温磨损实验条件下，镍基高温合 材料涂层磨损表面上看不到明显的沟槽，只有轻微 金GH22对磨盘表面微凸体对45钢产生了较严重 的擦划痕，说明该涂层在高温滑动磨损实验条件下 的犁削和擦伤作用，同时两摩擦面之间产生了严重 具有良好的磨料磨损抗力；由于反应等离子熔覆涂 的粘着磨损.图8(b)为反应等离子熔覆(Cr,Fe)zC3 层键合性质与镍基高温合金对磨盘相差较大，不易 金属陶瓷复合材料涂层在98N,600℃条件下磨损 与之产生粘着，加之涂层具有较高的高温硬度，在接 lh后的磨损表面SEM形貌，与图8(a)相比较可 触应力作用下不易产生变形，所以反应等离子熔覆 见，反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3金属陶瓷复合材料 (Cr,Fe)zC3/Fe金属陶瓷复合材料涂层在高温滑 涂层磨损表面比较光滑，只有轻微的擦划痕，没有明 动磨损实验条件下也具有较好的粘着磨损抗力，在 显的粘着磨损痕迹， 磨损表面上观察不到明显的粘着痕迹， 2.3耐磨机理讨论 反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属陶瓷复 2.3.1室温干滑动磨损机理 合材料涂层组织中，具有较高高温硬度及优异耐磨 反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金属陶瓷复 性的难熔金属碳化物(Cr,Fe)7C3块状初生相均匀 合材料涂层具备优异抵抗滑动磨损性能的主要原因 分布于具有优异强韧性配合及良好耐磨性的以(Cr, 是：(1)反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/Fe复合材料 Fe)C3和YFe为共晶的基体上，这种独特的组织 涂层中(Cr,Fe)7C3耐磨增强相具有硬度高、耐磨性 赋予了该涂层优异的高温耐磨性能 好的特点，在摩擦过程中起到了抗磨损骨干作用， (2)作为涂层基体的YFe由于在磨损变形过程中 3结论 产生应力诱发奥氏体相变效应而具有优异的耐磨 以廉价的Fe Cr C合金粉末为原料，利用反应 性，摩擦过程中对耐磨增强相(Cr,Fe)C3起到了强 等离子熔覆技术，在45+钢表面制得新型(Cr, 力支撑作用.(3)反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/Fe Fe)zC3/Fe金属陶瓷复合材料涂层，该涂层组织 复合材料涂层的主要组成相为(Cr,Fe)zC3和Fe, 均匀、致密、无气孔和裂纹，具有较高的显微硬度，在 其结合键除具有金属键外，还有较强的离子键或共 室温和高温滑动磨损条件下均具有优异的摩擦磨损 价键，其键合性质与45#钢或GCr15钢对磨环的键 和粘着磨损抗力， 合性质相差很大，难以与之产生粘着，因而粘着磨损 参考文献 抗力很高.(4)反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/yFe 复合材料涂层组织细小均匀，强度和韧性配合优良， [1]孙荣禄，杨贤金·激光熔覆原位合成TC一TB2/Ni基金属陶瓷 涂层的组织和摩藤磨损性能.硅酸盐学报，2003,31(12)：1221 使涂层材料在磨损过程中不致产生开裂和剥落等不 [2]武晓雷，陈光南-激光形成原位TC颗粒增强涂层的组织及性 良现象，因而反应等离子熔覆(Cr,Fe)C3/YFe金 能.金属学报，1998,34(12)：1284 属陶瓷复合材料涂层表现出优异的耐磨性能 [3]马乃恒，梁工英，苏俊义，等.激光熔覆原位合成TiCp/Al复合 2.3.2高温滑动磨损机理 材料表层的滑动摩擦磨损性能.摩擦学学报，2002,22(4)：308 材料在高温下的磨损较之常温磨损有较大区 [4]张松，张春华，王茂才，等.TC/T复合材料激光熔覆层的冲击 磨粒磨损性能.金属学报，2002,38(10)：1100 别，随着温度的升高，金属晶体中原子的结合力减 [5]La P Q.Xue QJ.Liu W M.Effects of boron doping on tribolog- 弱，材料的硬度和强度降低，且无磨损后的加工硬 ical properties of Ni3Al-Cr7C3 coatings under dry sliding.Wear, 化，塑性流动亦更容易进行，真实接触面积增大，随 2001,249.93 着温度的改变，主导磨损机制往往会发生改变 [6]Frangini S.Masci A.Bartolomeo A.Cr7C3 based cermet coating 当涂层在高温下与GH22固溶强化镍基高温合 deposited on stainless steel by electrospark process:structural characteristics and corrosion behavior.Surf Coat Technol,2002. 金对磨盘摩擦时，在环境温度和摩擦热的双重作用 149:279. 下，GH22固溶强化镍基高温合金对磨盘材料软化， [7]WuX D.Wang D P,Yang S R.Tribochemical investigation of 硬度及剪切强度降低，相对于反应等离子熔覆涂层， tungsten carbide/titanium alloy tribo couples under aqueous lubri- GH22固溶强化镍基高温合金对磨盘材料硬度较 cation.Wear,2000.237:28 低，高温磨损时与反应等离子熔覆涂层相比相当于 [8]Storms E K.The Refractory Carbides.New York:Academic Press,1967 软磨料磨损，对磨盘微凸体不但不能有效地压入涂 [9]Toth L E.Transition Metal Carbides and Nitrides.New York: 层表面对其实施有效的显微切削，相反，在磨损过程 Academic Press,1971 中被大量的涂抹在反应等离子熔覆涂层表面，因此
损表面布满了既宽又深的“犁沟”及大块的粘着剥落 坑表明在600℃高温磨损实验条件下镍基高温合 金 GH22对磨盘表面微凸体对45＃钢产生了较严重 的犁削和擦伤作用同时两摩擦面之间产生了严重 的粘着磨损．图8（b）为反应等离子熔覆（CrFe）7C3 金属陶瓷复合材料涂层在98N600℃条件下磨损 1h 后的磨损表面 SEM 形貌．与图8（a）相比较可 见反应等离子熔覆（CrFe）7C3 金属陶瓷复合材料 涂层磨损表面比较光滑只有轻微的擦划痕没有明 显的粘着磨损痕迹． 2∙3 耐磨机理讨论 2∙3∙1 室温干滑动磨损机理 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复 合材料涂层具备优异抵抗滑动磨损性能的主要原因 是：（1）反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 复合材料 涂层中（CrFe）7C3 耐磨增强相具有硬度高、耐磨性 好的特点在摩擦过程中起到了抗磨损骨干作用． （2）作为涂层基体的γ－Fe 由于在磨损变形过程中 产生应力诱发奥氏体相变效应而具有优异的耐磨 性摩擦过程中对耐磨增强相（CrFe）7C3 起到了强 力支撑作用．（3）反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 复合材料涂层的主要组成相为（CrFe）7C3 和γ－Fe 其结合键除具有金属键外还有较强的离子键或共 价键其键合性质与45＃钢或 GCr15钢对磨环的键 合性质相差很大难以与之产生粘着因而粘着磨损 抗力很高．（4）反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 复合材料涂层组织细小均匀强度和韧性配合优良 使涂层材料在磨损过程中不致产生开裂和剥落等不 良现象因而反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金 属陶瓷复合材料涂层表现出优异的耐磨性能． 2∙3∙2 高温滑动磨损机理 材料在高温下的磨损较之常温磨损有较大区 别随着温度的升高金属晶体中原子的结合力减 弱材料的硬度和强度降低且无磨损后的加工硬 化塑性流动亦更容易进行真实接触面积增大随 着温度的改变主导磨损机制往往会发生改变． 当涂层在高温下与 GH22固溶强化镍基高温合 金对磨盘摩擦时在环境温度和摩擦热的双重作用 下GH22固溶强化镍基高温合金对磨盘材料软化 硬度及剪切强度降低相对于反应等离子熔覆涂层 GH22固溶强化镍基高温合金对磨盘材料硬度较 低高温磨损时与反应等离子熔覆涂层相比相当于 软磨料磨损对磨盘微凸体不但不能有效地压入涂 层表面对其实施有效的显微切削相反在磨损过程 中被大量的涂抹在反应等离子熔覆涂层表面因此 在反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合 材料涂层磨损表面上看不到明显的沟槽只有轻微 的擦划痕说明该涂层在高温滑动磨损实验条件下 具有良好的磨料磨损抗力；由于反应等离子熔覆涂 层键合性质与镍基高温合金对磨盘相差较大不易 与之产生粘着加之涂层具有较高的高温硬度在接 触应力作用下不易产生变形所以反应等离子熔覆 （CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层在高温滑 动磨损实验条件下也具有较好的粘着磨损抗力在 磨损表面上观察不到明显的粘着痕迹． 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复 合材料涂层组织中具有较高高温硬度及优异耐磨 性的难熔金属碳化物（CrFe）7C3 块状初生相均匀 分布于具有优异强韧性配合及良好耐磨性的以（Cr Fe）7C3 和γ－Fe 为共晶的基体上这种独特的组织 赋予了该涂层优异的高温耐磨性能． 3 结论 以廉价的 Fe－Cr－C 合金粉末为原料利用反应 等离子熔覆技术在 45＃ 钢表面制得新型 （Cr Fe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层．该涂层组织 均匀、致密、无气孔和裂纹具有较高的显微硬度在 室温和高温滑动磨损条件下均具有优异的摩擦磨损 和粘着磨损抗力． 参 考 文 献 ［1］ 孙荣禄杨贤金．激光熔覆原位合成 TiC－TiB2／Ni 基金属陶瓷 涂层的组织和摩擦磨损性能．硅酸盐学报200331（12）：1221 ［2］ 武晓雷陈光南．激光形成原位 TiC 颗粒增强涂层的组织及性 能．金属学报199834（12）：1284 ［3］ 马乃恒梁工英苏俊义等．激光熔覆原位合成 TiCp／Al 复合 材料表层的滑动摩擦磨损性能．摩擦学学报200222（4）：308 ［4］ 张松张春华王茂才等．TiC／Ti 复合材料激光熔覆层的冲击 磨粒磨损性能．金属学报200238（10）：1100 ［5］ La P QXue Q JLiu W M．Effects of boron doping on tribological properties of Ni3Al－Cr7C3coatings under dry sliding．Wear 2001249：93 ［6］ Frangini SMasci ABartolomeo A．Cr7C3－based cermet coating deposited on stainless steel by electrospark process：structural characteristics and corrosion behavior．Surf Coat Technol2002 149：279． ［7］ Wu X DWang D PYang S R．Tribochemical investigation of tungsten carbide／titanium alloy tribo-couples under aqueous lubrication．Wear2000237：28 ［8］ Storms E K．The Refractory Carbides．New York：Academic Press1967 ［9］ Toth L E．Transition Metal Carbides and Nitrides．New York： Academic Press1971 第1期 刘均波等： 反应等离子熔覆（CrFe）7C3／γ－Fe 金属陶瓷复合材料涂层的耐磨性 ·53·
.54. 北京科技大学学报 第29卷 Wear properties of reactive plasma clad(Cr,Fe)7C3/Y Fe ceramal composite coat- ings LIU Junbo),WANG Limei,HUANG Jihua2) 1)Department of Mechanical and Electronic Engineering.Weifang University.Weifang 261041,China 2)Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 3)Department of Information and Control Engineering.Weifang University,Weifang 261061,China ABSTRACT An in-situ reinforcing phase(Cr,Fe)7C3 ceramal composite coating was fabricated on the substrate of a 0.45%carbon steel using Fe-Cr C elemental powder blending by reactive plasma clad process.The mi- crostructure and micro-hardness of the coating were evaluated by SEM,XRD,EDS and micro-hardness instru- ment,the room temperature and high temperature wear properties were evaluated under dry sliding wear test conditions,and the wear mechanism was discussed.The results indicated that the reactive plasma clad ceramal composite coating has a rapidly solidified microstructure consisting of primary (Cr,Fe)7C3 and(Cr,Fe)7C3/Y Fe eutectics,with excellent wear properties under both room temperature and high temperature sliding wear test conditions. KEY WORDS ceramal composite coating;reactive plasma clad;microstructure;wear properties (上接第38页) In situ study of deformation and fracture process in wheel steel and effect of hydro- gen SHI Dongmei,LI Jinxu,DUAN Guihua),REN Xuechong,CHU Wuyang,QIAO Lijie, JIANG Bo),CHEN Gang2),CUI Yinhui2) 1)Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)Technology Center of Ma'anshan Steel Iron Corporation.Ma'anshan 432000.China ABSTRACI In situ tensile tests in scanning electron microscope (SEM)were carried out using single edge notched specimens of no larger than 0.5mm in thickness made of CL60 wheel steel with or without hydrogen charging.Observations under optical microscope (OM)were also done to a wedge opening loading (WOL)spec- imen with a thickness of 30mm which was precracked.The result shows that,for the thinner specimen,plastic deformation occurs firstly in proeutectoid ferrite and then grows along the prior austenite grain boundary,and then,a microcrack initiates and propagates preferentially at the interface of proeutectoid ferrite and pearlite colony.The process of deformation and fracture is almost same each other for both specimens with and without hydrogen,except that the microcrack initiates more frequently by way of inclusion separating and shelling from matrix for the specimen with hydrogen.The fracture surface fractograph of the thinner specimen is ductile frac- ture.However,for the thicker specimen (WOL),plastic deformation and cracking mainly occurs in the pearlite colony,which results in cleavage fracture. KEY WORDS wheel steel;in-situ tension:plastic deformation zone;microcrack
Wear properties of reactive plasma clad （CrFe）7C3／γ－Fe ceramal composite coatings LIU Junbo 12）WA NG L imei 3）HUA NG Jihua 2） 1） Department of Mechanical and Electronic EngineeringWeifang UniversityWeifang261041China 2） Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 3） Department of Information and Control EngineeringWeifang UniversityWeifang261061China ABSTRACT An in-situ reinforcing phase （CrFe）7C3ceramal composite coating was fabricated on the substrate of a0∙45％ carbon steel using Fe－Cr－C elemental powder blending by reactive plasma clad process．The microstructure and micro-hardness of the coating were evaluated by SEMXRDEDS and micro-hardness instrumentthe room temperature and high temperature wear properties were evaluated under dry sliding wear test conditionsand the wear mechanism was discussed．The results indicated that the reactive plasma clad ceramal composite coating has a rapidly solidified microstructure consisting of primary （CrFe）7C3 and （CrFe）7C3／γ－ Fe eutecticswith excellent wear properties under both room-temperature and high-temperature sliding wear test conditions． KEY WORDS ceramal composite coating；reactive plasma clad；microstructure；wear properties （上接第38页） In situ study of deformation and fracture process in wheel steel and effect of hydrogen SHI Dongmei 1）LI Jinxu 1）DUA N Guihua 1）REN Xuechong 1）CHU W uyang 1）QIAO L ijie 1） JIA NG Bo 2）CHEN Gang 2）CUI Y inhui 2） 1） Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Technology Center of Ma’anshan Steel ＆ Iron CorporationMa’anshan432000China ABSTRACT In situ tensile tests in scanning electron microscope （SEM） were carried out using single-edge notched specimens of no larger than0∙5mm in thickness made of CL60wheel steel with or without hydrogen charging．Observations under optical microscope （OM） were also done to a wedge opening-loading （WOL） specimen with a thickness of30mm which was precracked．The result shows thatfor the thinner specimenplastic deformation occurs firstly in proeutectoid ferrite and then grows along the prior austenite grain boundaryand thena microcrack initiates and propagates preferentially at the interface of proeutectoid ferrite and pearlite colony．The process of deformation and fracture is almost same each other for both specimens with and without hydrogenexcept that the microcrack initiates more frequently by way of inclusion separating and shelling from matrix for the specimen with hydrogen．The fracture surface fractograph of the thinner specimen is ductile fracture．Howeverfor the thicker specimen （WOL）plastic deformation and cracking mainly occurs in the pearlite colonywhich results in cleavage fracture． KEY WORDS wheel steel；in-situ tension；plastic deformation zone；microcrack ·54· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷