發(fā)布日期：05-08                               發(fā)布來源：《金屬熱處理2006年第31卷第2期》

       摘要:等離子束表面冶金是一種新的表面涂層技術 。本文綜述了等離子束表面冶金設備 、專用粉末設計 、涂層的組織性能、熔池結晶特點以及應用方面的研究進展 ,并展望了等離子束表面冶金的發(fā)展方向。關鍵詞 :等離子束表面冶金 ;設備;合金粉末;組織和性能

       等離子束表面冶金技術是在熱噴涂、堆焊 、激光熔覆等表面技術基礎上發(fā)展起來的一種新的表面涂層技術。熱噴涂是一種成熟的涂層技術 , 應用廣泛 , 但是對預制合金粉的熱力學性質和粒度有較高的要求,而且涂層與基體的結合是機械結合或半機械半冶金結合 ,在承受沖擊載荷的工程構件上難以應用;堆焊技術設備簡單,操作比較靈活, 但是堆焊過程電弧的不穩(wěn)定性及焊條或焊絲制作工藝的限制 , 不僅堆焊的成分范圍受到限制 ,而且堆焊層組織成分極不均勻,易出現夾雜 、過燒 、燒不透 、稀釋率高而不均勻等缺陷,生產率低 ,合金元素浪費大等;激光熔覆可以獲得與基體呈冶金結合的涂層 , 涂層外觀好、硬度高、耐磨性好 、抗沖擊等 ,其缺點是生產效率低, 能量利用率低 ,激光設備投資大、維護費用高 、使用成本高。等離子束表面冶金技術本質上是一種快速非平衡冶金反應過程 ,原則上可不受組成物的相溶性 、熔點 、密度等性質的限制 ,可利用任意粉末的任意配比 ,獲得通常冶金方法不能得到的合金層 ,即被冶金的材料在冶金反應前后是 A →B ,或 A +B →C , 或 A +B →C +D 等 (當然也包括 A →A ,或 A +B →A +B ), 并且在高能束流作用下 ,粉末和基體表層同時熔化, 冶金層與基體達到冶金結合狀態(tài)。另外等離子束本質上是一種定向性非常好且功率密度波動很小的高能量束 , 因此完全避免了堆焊層的各種弊病 。經等離子束表面冶金技術處理的鋼制零件一般可達到原使用壽命的 4 ～10 倍 。等離子束表面冶金專用設備造價僅為同功率激光熔覆設備的 1 /5 ～1 /10 ,生產效率高 ,操作維護簡便 。從這些方面來說等離子束表面冶金技術是一種極有發(fā)展前途的涂層技術。

本文歸納了等離子束表面冶金技術的研究進展,對等離子束表面冶金專用設備 ,冶金材料體系 、涂層組織性能以及技術應用方面進行了總結 , 展望了等離子束表面冶金技術的發(fā)展方向和應用前景。

1.等離子束表面冶金設備研制針對表面冶金技術的特點, 于 2002 年底成功研制出了等離子束表面冶金專用設備 ,該設備主要由等離子電源、等離子炬、送粉系統(tǒng)、機床、控制系統(tǒng)、冷卻系統(tǒng)等組成 ,其核心部件為專用的表面冶金送粉器和等離子炬。送粉器利用氬氣的吹力和重力來送粉 ,對粉末形狀、粒度要求不高, 粉末開關與起滅弧同步性好 ,可靠性達到十萬次以上 ,保證了表面冶金對粉末要求的選擇范圍和低的散失率。等離子炬的結構特點是在等離子炬噴嘴孔周圍增加了一個與之同心的環(huán)狀狹縫 ,氬氣由進氣管進入到均氣環(huán)槽均壓后 ,通過環(huán)狀狹縫高速向下吹出 ,形成高速流動的圓環(huán)狀氣套 ,將處于中心的等離子束與周圍的大氣隔絕 ,更重要的是產生了中心負壓區(qū)。在隔絕了大氣的負壓環(huán)境中, 等離子束流會沿徑向自動擴展, 其結果是改變了等離子束流截面的功率密度分布, 將原來高度壓縮內外溫差劇烈的弧柱 ,變?yōu)檫m當擴束且沿弧柱徑向溫度分布較為平緩的柔性等離子束 ,負壓環(huán)境也減小了弧柱放電電壓,從而提高了等離子束的穩(wěn)定性 。根據熱流體力學中的熱繞流原理, 處于室溫下的合金粉末及送粉氣將會更易于吹入等離子束流中并與之均勻混合, 從而提高了粉末熔化的均勻性 ,減少了粉末的熱繞流散失,提高了粉末的利用率 。

2.等離子束表面冶金粉末體系設計與開發(fā)

        2 .1 常用涂層粉末體系目前市場上的專用熱噴涂粉末主要是根據熱噴涂的工藝和設備特點生產的 ,這些符合平衡冶金學規(guī)則、適用于等離子噴涂系統(tǒng)的預制合金霧化粉的種類遠遠不能滿足表面冶金研究和應用的需要 , 所以等離子束表面冶金設備必須要適應各類粉末 , 這在前面已作了論述, 這是開展等離子束表面冶金體系研究的基礎 。等離子束表面冶金涂層材料可選擇的粉材主要是Ni 基、Co 基 、Fe 基等物理混合粉末 (包括適用于熱噴涂的自熔性合金粉末 )和復合粉末 。 Ni 基和 Co 基合金粉末自熔性良好,耐蝕、耐磨 、抗氧化性能也良好 ,但價格昂貴,比鐵基的貴 10 ～30 倍 。鐵基粉末盡管成本低 ,但抗氧化性差 ,合金自熔性差, 熔層內氣孔夾渣較多。在沖擊和磨粒磨損嚴重的情況下 ,鎳 、鈷 、鐵基自熔合金已不能勝任 ,可在上述合金中加入一定量的WC 等金屬陶瓷粉末, 使之既具有較高的耐磨性和紅硬性,又有一定的韌性 。復合粉末是一種新型的表面強化工程材料,其粉末的成分可以是金屬與金屬、金屬與陶瓷 、陶瓷與陶瓷、金屬與塑料、金屬與石墨等非金屬 ,范圍廣泛 ,幾乎包括所有的固態(tài)工程材料。品種主要有硬質耐磨復合粉末、減磨潤滑復合粉末、耐高溫和隔熱復合粉末、耐腐蝕抗氧化復合粉末等 ,這是今后發(fā)展的重點。

2 .2 等離子束表面冶金專用粉末體系的設計基于等離子束表面冶金技術和設備的特點, 選擇成本低 、耐腐蝕磨損和磨粒磨損性能好的高鉻鐵基合金粉末體系進行設計。

( 1）粉末體系設計原則 等離子束表面冶金合金設計原則如下 :①性能原則, 即滿足工程構件和用戶提出的性能要求 ;②匹配原則,也就是要考慮到涂層材料與基體材料的匹配 ,尤其是熱膨脹系數 、熔點等熱物理性能的匹配 ;③粘度原則, 等離子束表面冶金過程是一個極為復雜的物理化學反應過程, 合金熔體的粘度直接影響著熔池的性質, 對于凝固后的冶金層組織及其內外質量有直接影響 。在鐵基合金中, Si 、Mn 、Al 、Cr 、As 、Ni 、Co 和 Ge 等元素使鐵液粘度降低;V 、Ta 、Nb 、Ti 、W 和 Mo 等使鐵液粘度升高。如在鐵基合金粉末的基礎上添加 Al 的冶金層為化合物相和固溶體相的復相組織, 而同時加入 Al 和 Nb 的冶金層組織以枝晶狀固溶體為主。在鐵基合金 Fe -Cr-C 的基礎上添加 Al ,合金熔體粘度大大降低 ,原子運動阻力減小 ,親和力好的合金元素能夠聚集在一起 ,發(fā)生化學反應形成化合物。在添加 Al 的基礎上添加 Nb , 熔體粘度增大 ,原子運動阻力加大 , 再加上熔池凝固速度很快 ,合金元素沒有足夠的時間聚集并發(fā)生反應 ,從而固溶于 γ-Fe 中 。

        ( 2 ) 鐵基合金體系中各元素的作用 鐵基合金中除了 C 、Si 、Mn 等常存元素外 , 主要合金元素為 Cr。為了改善冶金層的組織和力學性能, 除了調整 Cr 和 C的含量之外，還要添加一些輔助合金元素，如 Ni 、W 、Al 、Nb 、Mo 和 B 等。 Si 和 Mn 在一定條件下也起到輔助合金元素的作用。這些合金元素在冶金層中的作用分別為 ①Cr 部分溶入 Fe 形成固溶體, 部分形成合金碳化物 ,顯著提高合金的抗腐蝕磨損能力。 ②W 部分固溶于基體中,部分形成碳化物 ,能細化奧氏體樹枝狀晶 ,進一步改善共晶碳化物分布 。 ③Ni 無限固溶于奧氏體中 ,不形成任何形式的碳化物,是穩(wěn)定奧氏體的主要合金元素 。 ④Nb 部分形成非常穩(wěn)定的 NbC , 提高抗磨料磨損能力, 部分固溶于奧氏體中阻礙晶粒長大。⑤Si 固溶于鐵素體或奧氏體中, 產生強烈的固溶強化作用。 ⑥V 析出二次碳化物, 促使奧氏體脫穩(wěn), 有效細化晶粒 。 ⑦Mo 一部分形成碳化物 ,有效提高抗磨粒磨損能力 ,一部分固溶于 γ-Fe 中, 顯著降低碳的溶解度。在試驗的基礎上 ,通過對合金元素進行調整,開發(fā)出了一系列鐵基合金粉末體系, 這種鐵基合金粉末應用于等離子束表面冶金復合鋼板的生產中 ,取得了良好的效果。

3.等離子束表面冶金層的組織和性能研究

將制備的系列鐵基等離子束表面冶金試樣進行了試驗分析,發(fā)現冶金層呈現兩種典型的組織形貌:一種為 Fe -Cr-Ni -W 系合金冶金層,其結晶形態(tài)以枝晶狀固溶體為主, 如圖 1 所示 ;另一種為 Fe -Cr -Ni -W 系基礎上添加 Al 的合金冶金層,其結晶形態(tài)為多種形狀的化合物和基體相,如圖 2 所示：

                圖 1 Fe-Cr-Ni-W 系合金冶金層組織形貌

               圖 2 Fe-Cr-Ni -W-Al 系合金冶金層組織形貌

  圖 1a 為冶金層與基體的結合區(qū) ,經 EDS 測試, 結合區(qū)的基體相以 Fe 元素為主, 固溶了大量的 Cr 及少量的 Ni 、Si 、B 和 C 元素 ,這說明冶金層與基體呈冶金結合狀態(tài);結合區(qū)的底部有一沿基體表面垂直生長的平面結晶帶 ,呈快速凝固組織特征,沿平面結晶帶向上為沿散熱方向形成的典型的柱狀樹枝晶區(qū)域, 為冶金層的中部(圖 1b), X 射線物相分析結果表明在該區(qū)域主要為γ-Fe(Cr, W , Ni );再向上到達冶金層的上部,其結晶形態(tài)便由柱狀樹枝晶向等軸樹枝晶轉變, 在該區(qū)域, 組織均勻致密, 形態(tài)良好 (圖 1c )。這種冶金層結晶形態(tài)的變化主要受 G/V(G為溫度梯度 ,V 為結晶速度)的控制。結晶初期, 熔池的結晶速度 V 較小,而且熔化邊界處的溫度梯度 G 較大, 成分過冷接近于零 ,故形成平面晶。隨著結晶的進行 ,液態(tài)金屬的溫度逐漸降低,熔池的結晶速度 V 逐漸加快, 而且其周圍又是剛剛凝固的金屬,溫度梯度G逐漸變小,成分過冷逐漸增大,故結晶形態(tài)向柱狀樹枝晶轉變,隨著溫度梯度的繼續(xù)減小 ,便形成了等軸樹枝晶。圖 2a 為冶金層與基體結合區(qū),圖2b ,c為冶金層中上部組織形態(tài)圖 2 中冶金層組織為六方棱柱體形狀的碳化物和基體組織, X 射線衍射結果表明這種六方棱柱形化合物主要是 M7C3 碳化物 , M 主要為 Cr 、Fe 、W 、Nb 等元素。六方晶體心部存在著單個或多個孔洞, 經檢測 ,孔洞大都貫穿于整個晶體 ,內部充滿金屬 ,金屬組織為奧氏體或奧氏體轉變產物 。M7C3 碳化物包復基體金屬的原因還不十分清楚。有人認為這是晶體特異生長的結果;另一種說法是碳化物凝固收縮后被熔液填入而形成。在冶金層也發(fā)現一種 M3C 型碳化物 ,凝固著的液相中發(fā)現這種碳化物是由一些 L形或 U 形晶體聚集面形成(圖2c ),熔液在凝聚過程中被碳化物包復。另外對冶金層的顯微硬度、強化機制以及耐磨機理進行了研究，發(fā)現冶金層顯微硬度普遍較高，達到750HV 以上 ,其主要強化機制為固溶強化和硬質相彌散強化。冶金層具有較高的耐磨性是因為具有良好的顯微組織,在固溶大量合金元素的樹枝狀奧氏體上分布著硬度較高的合金碳化物。等離子束表面冶金層在磨粒磨損過程中存在兩種磨損機制：塑性變形-切削和斷裂-剝落 ,究竟哪種機制起主導作用是由冶金層的顯微組織形態(tài)和性能決定的。