CN110819980B - 原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法 - Google Patents

原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110819980B
CN110819980B CN201910994282.4A CN201910994282A CN110819980B CN 110819980 B CN110819980 B CN 110819980B CN 201910994282 A CN201910994282 A CN 201910994282A CN 110819980 B CN110819980 B CN 110819980B
Authority
CN
China
Prior art keywords
zr70ni30
zrc
ni60a
zrb
coating
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201910994282.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110819980A (zh
Inventor
于慧君
赵龙杰
陈传忠
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Shandong University
Original Assignee
Shandong University
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Shandong University filed Critical Shandong University
Priority to CN201910994282.4A priority Critical patent/CN110819980B/zh
Publication of CN110819980A publication Critical patent/CN110819980A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110819980B publication Critical patent/CN110819980B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C24/00—Coating starting from inorganic powder
    • C23C24/08—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat
    • C23C24/10—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat with intermediate formation of a liquid phase in the layer
    • C23C24/103—Coating with metallic material, i.e. metals or metal alloys, optionally comprising hard particles, e.g. oxides, carbides or nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • C22C32/0052—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only carbides
    • C22C32/0057—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only carbides based on B4C

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
  • Laser Beam Processing (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本发明公开了一种原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法，熔覆材料，由以下组分组成：Zr70Ni30，B4C和Ni60A，其中，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9～4:6，Zr70Ni30与B4C的质量比为5～9:1。在钢铁基材上，以Ni60A+Zr70Ni30+B4C混合粉末为原料，采用激光熔覆技术，制备了Ni基原位生成ZrB2与ZrC增强复合涂层。本发明制备的涂层耐磨性提高到基材的4.14倍。由于Ni基固溶体的钝化效应与陶瓷相的高的化学性质稳定性，本发明制备的涂层具有小的腐蚀电流密度和腐蚀速率，耐蚀性提高到基材的2.47倍。

Description

原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法
技术领域
本发明属于钢铁表面改性技术领域，具体涉及一种原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法。
背景技术
公开该背景技术部分的信息仅仅旨在增加对本发明的总体背景的理解，而不必然被视为承认或以任何形式暗示该信息构成已经成为本领域一般技术人员所公知的现有技术。
金属陶瓷复合材料是以纯金属或合金为基体相，陶瓷纤维、颗粒等为第二相的多相复合材料。这种材料兼具金属的高强度、高韧性、良好的加工性能与陶瓷的高硬度、高耐磨性、高耐蚀性和高温抗氧化性，具有很好的应用前景。传统的制备方法是将陶瓷直接添加到熔覆材料中，称为外加法。由于金属和陶瓷在熔点、导热系数、热膨胀系数、弹性模量等方面的差异，物相间的相容性不好，易在界面处产生缺陷。原位生成法是在熔覆材料中引入某些元素，通过熔体中的化学反应，生成陶瓷相。原位生成的陶瓷相尺寸细小，分布均匀，且与金属基体之间润湿良好，结合强度高，有利于提高复合材料的性能。
ZrB2和ZrC具有高熔点、高硬度和优异的耐磨性与耐蚀性，是较理想的增强相。利用激光熔覆技术，制备原位生成ZrB2与ZrC增强复合涂层，需要合理选择熔覆材料。纯金属锆粉活性高，接触空气易燃烧，存储过程中易变质，因此不适用于激光熔覆。硼粉易氧化，且价格昂贵；石墨粉易燃烧，生成CO、CO2等气体，在快速凝固的条件下，容易导致气孔，因此，两者都不是理想的熔覆材料。
发明内容
针对上述现有技术中存在的技术问题，本发明的目的是提供一种Ni基原位生成ZrB2与ZrC的熔覆材料、复合涂层及制备方法。在钢基材上，以Ni60A+Zr70Ni30+B4C混合粉末为熔覆材料，采用激光熔覆技术，制备了Ni基原位生成ZrB2与ZrC增强复合涂层，该涂层提高了基材的耐磨性与耐蚀性。
为了解决以上技术问题，本发明的技术方案为：
一种Ni基原位生成ZrB2与ZrC的熔覆材料，由以下组分组成：Zr70Ni30、B4C和Ni60A，其中，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9～4:6；Zr70Ni30+B4C中，Zr70Ni30与B4C 的质量比为5～9:1。
当采用该配比的熔覆材料时，熔覆涂层的质量均较好，熔道连续、均匀，边缘无锯齿形，具有较好的熔覆成型性。
制备的熔覆涂层中的物相组成为γ-(Ni,Fe)、ZrB2、ZrC、Fe2B、CrB和Cr23C6等，原始熔覆材料中的Zr70Ni30和B4C没有出现在涂层中，这表明Zr70Ni30和B4C已经分解，同时使熔池中富Zr、B和C元素。在这种条件下，ZrB2和ZrC等硬质相经原位反应生成。原位生成的硬质相尺寸细小，且与基体相的结合强度高，有利于改善涂层的性能。此外，涂层中还包含具有良好韧性的γ-(Ni,Fe)，高硬度的Fe2B、CrB和Cr23C6等物相。复合涂层综合了各组成物相的优势性能，从而具有高的硬度和耐磨性。
原位生成的ZrB2、ZrC等硬质相弥散分布，对涂层具有强化作用。硬质相的尺寸细小，可以避免造成大的应力集中，抑制裂纹萌生。另外，原位生成的陶瓷相与涂层基体之间的界面强度高，能够抵抗摩擦力的作用，避免脱落，从而减少磨损率，提高涂层的耐磨性。
该熔覆材料经激光熔覆制备的熔覆层的腐蚀电位与基材基本相同，但腐蚀电流密度明显降低，且熔覆涂层的致钝电位低，钝化区间较宽，使得涂层的腐蚀速率减小，提高了涂层的耐蚀性。激光熔覆过程中，熔池内存在较强的对流，有利于涂层的成分均匀，减小了不同位置的电位差异，从而抑制了电偶腐蚀。原位生成的陶瓷相，化学性质稳定，具有较高的耐蚀性。另外，陶瓷相熔点高，领先析出，能够阻碍树枝晶的长大，细化组织，提高涂层的耐蚀性。
在一些实施例中，Zr70Ni30与B4C的质量比为6～8:1，进一步为7:1。
B4C与Ni基合金之间的相容性较差，当熔覆材料中的B4C质量百分数较高时，制备得到的涂层脆性较大，容易出现裂纹、气孔等缺陷，导致涂层的耐磨性较差。
在一些实施例中，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9～4:6。
进一步的，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9～3:7；
更进一步的，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9或3:7。
一般情况下，熔覆层的硬度越大，其耐磨性能越好。但是本申请的发明经过试验发现，当Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为4:6时，熔覆层的硬度最大，但是熔覆层的耐磨性能较差，经过进一步试验证实，当Zr70Ni30+B4C的添加量过大时，一方面Ni60A的配比降低，涂层中CrB的数量降减少；另一方面，熔覆材料中B4C的配比升高，由于B4C与 Ni基合金之间的相容性较差，容易增加涂层的裂纹、气孔等缺陷，严重影响熔覆层的耐磨性。
当Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9时，熔覆层中原位生成的ZrB2与ZrC起到良好的弥散强化的效果，CrB等硬质相的数量增多。同时，涂层的韧性提高，熔覆层的耐磨性最好。
当Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为3:7时，原位生成的ZrB2和ZrC等陶瓷相数量较多，其化学性质稳定高，进一步提高了涂层的耐蚀性，熔覆层的耐蚀性最好。
在一些实施例中，Ni60A粉末粒度为-140目～+325目，所述Zr70Ni30粉末粒度为-200 目，B4C粉末粒度为-180目～+240目。
一种原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层，其熔覆材料为所述的熔覆材料。
进一步的，基体材料为结构钢、工具钢、特殊性能钢或铸铁。
更进一步的，基体材料为结构钢。
再进一步的，基体材料为45号钢。
一种Ni基原位生成ZrB2与ZrC的复合涂层的制备方法，包括如下步骤：
将钢试件表面清理干净后，将Zr70Ni30、B4C和Ni60A的混合粉末铺覆在钢试件表面，然后进行激光熔覆，激光熔覆过程中通入氩气保护，制得复合涂层。
在一些实施例中，激光功率为2～5kW，扫描速度为200～400mm/min，光斑直径为3～4mm，预置粉末厚度为0.8～1.5mm，氩气流量为10～15L/min，搭接率为30％～50％。
进一步的，激光功率为3～4kW，扫描速度为200～300mm/min，光斑直径为3～4mm，预置粉末厚度为0.8～1.2mm，氩气流量为10～12L/min，搭接率为30％～40％。
在一些实施例中，激光功率为3kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为4mm，预置粉末厚度为1mm，氩气流量为10L/min，搭接率为30％，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量比为1:9。
在一些实施例中，激光功率为4kW，扫描速度为250mm/min，光斑直径为4mm，预置粉末厚度为1mm，氩气流量为10L/min，搭接率为30％，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量比为3:7。
上述制备方法制备得到了原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层。
本发明的有益效果为：
以Ni60A+Zr70Ni30+B4C作为熔覆材料，经激光熔覆制备了无裂纹、气孔缺陷，与基材呈冶金结合的原位生成ZrB2与ZrC增强的Ni基复合涂层。涂层主要由γ-(Ni,Fe)、ZrB2、ZrC、Fe2B、CrB和Cr23C6等物相构成。γ-(Ni,Fe)基体相韧性良好，能够降低涂层的裂纹倾向。原位生成的ZrB2和ZrC硬度高，与基体相的结合牢固，且分布均匀，起到了良好的弥散强化作用。另外，Fe2B、CrB和Cr23C6等陶瓷相同样具有高的硬度，与ZrB2和ZrC协同作用，实现了涂层的多元陶瓷强化。涂层结合了基体相良好的韧性与陶瓷相的高硬度，能够抵御裂纹的扩展与微凸体的犁削，从而具有较高的耐磨性。本发明制备的涂层耐磨性提高到基材的4.14倍。
在腐蚀环境中，γ-(Ni,Fe)能够形成致密的氧化膜，造成钝化，减小腐蚀速率。原位生成的ZrB2和ZrC，以及Fe2B、CrB和Cr23C6等陶瓷相化学性质稳定，进一步提高了涂层的耐蚀性。此外，由于激光对熔池的搅拌作用，涂层的成分均匀性提高，减小了不同位置的电位差异，降低了电偶腐蚀。本发明制备的涂层的腐蚀电流密度降低，腐蚀速率减小，耐蚀性提高到基材的2.47倍。
附图说明
构成本申请的一部分的说明书附图用来提供对本申请的进一步理解，本申请的示意性实施例及其说明用于解释本申请，并不构成对本申请的不当限定。
图1为本发明实施例不同工艺条件下Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层的外观；
图2为本发明实施例不同(Zr70Ni30+B4C)添加量的激光熔覆涂层(3kW，300mm/min)的外观；
图3为本发明实施例Ni60A+30％(Zr70Ni30+B4C)涂层(3kW，300mm/min)的X射线衍射谱；
图4为本发明实施例激光熔覆Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层(3kW，300mm/min)的微观组织形貌；
图5为本发明实施例激光熔覆Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层(3kW，300mm/min)的EDS面扫描分析；
图6为本发明实施例激光熔覆Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层(3kW，300mm/min)的EDS点成分分析；
图7为本发明实施例激光熔覆涂层(3kW，300mm/min)与基材的磨损失重；
图8为本发明实施例激光熔覆涂层(4kW，250mm/min)与基材的Tafel曲线。
具体实施方式
应该指出，以下详细说明都是例示性的，旨在对本申请提供进一步的说明。除非另有指明，本文使用的所有技术和科学术语具有与本申请所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义。
需要注意的是，这里所使用的术语仅是为了描述具体实施方式，而非意图限制根据本申请的示例性实施方式。如在这里所使用的，除非上下文另外明确指出，否则单数形式也意图包括复数形式，此外，还应当理解的是，当在本说明书中使用术语“包含”和/或“包括”时，其指明存在特征、步骤、操作、器件、组件和/或它们的组合。
实施例
基材为调制45钢，抗拉强度σb为630～780MPa，屈服强度σs≥370MPa，伸长率δ≥17％，冲击韧性Aku≥31J，硬度为207-302HBS。
熔覆材料包括Ni基自熔性合金粉末(Ni60A)、Zr70Ni30粉末以及B4C粉末。Ni60A粉末的成分为：C 0.82wt.％，Cr 16.55wt.％，B 3.24wt.％，Si 4.5wt.％，Fe 3.82wt.％，Ni余量。粉末粒度为-140～+325目，松装密度为4.24g/cm3，流动性为17.66sec/50g。Zr70Ni30 粉末粒度为-200目，纯度≥99％，Zr元素与Ni元素的质量比为7:3。B4C粉末粒度为-180目～+240目。
利用DK7740型电火花线切割机床将调质45钢圆棒加工成(a)30mm×15mm×10mm和(b) 30mm×30mm×10mm两种尺寸。尺寸(a)的试样用于单道熔覆，尺寸(b)的试样用于多道熔覆。用180目的砂纸磨制试样的待熔覆面，除去氧化皮，直至磨平、磨光。对于单道熔覆的试样，30mm×15mm的表面为待熔覆面；对于多道熔覆的试样，30mm×30mm的表面为待熔覆面。将试样置于烧杯中，倒入足量无水乙醇，用JQX-400WS型超声波清洗机清洗30min，除去表面油污。洗后取出试样，在空气中自然晾干。
熔覆材料采用Ni60A+(Zr70Ni30+B4C)的混合粉末。(Zr70Ni30+B4C)中，Zr70Ni30与B4C 的质量比采用5个不同的水平，分别为5:1，6:1，7:1，8:1和9:1。另外，(Zr70Ni30+B4C)在Ni60A+(Zr70Ni30+B4C)混合粉末中的质量分数采用4个不同的水平，具体如下：① 90％Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)；②80％Ni60A+20％(Zr70Ni30+B4C)；③ 70％Ni60A+30％(Zr70Ni30+B4C)；④60％Ni60A+40％(Zr70Ni30+B4C)。
按照设计的配比，用SQP型Sartorius电子天平将多种粉末称量、配好，装入塑料瓶中。用XH-C型漩涡混合器，将配好的粉末混合5～10min，转速3200r/min。
预置粉末时，用药匙取适量混匀的粉末，倒在试样的待熔覆面上，控制粉末厚度为0.8～1.5mm。
利用TEL-6K型横流连续CO2激光器进行熔覆。将试样置于激光加工头下方的水平垫铁上，调整好位置和方向。为防止熔池过度氧化，将试样和垫铁放置在一个连接氩气气瓶的铁盒中，铁盒尺寸为200mm×105mm×110mm。氩气纯度为99.2％。氩气气流提前于熔覆试验打开并一直持续，以保证熔池得到充分的保护。调整激光加工头的高度，将圆形熔覆光斑的直径控制在设定值。从功率显示仪上读取功率值，调整激光功率。在控制系统编写程序，设定扫描速度和扫描路径。启动系统，使激光束沿试样长度方向扫描，进行单向单道的激光熔覆。为了获得较大面积的熔覆层，修改程序，重设扫描路径，进行单向多道搭接的激光熔覆。为了优化工艺，采用不同的工艺参数，激光功率为2～5kW，扫描速度为 200～400mm/min，光斑直径为3～4mm，预置粉末厚度为0.8～1.5mm，氩气流量为10～15L/min，搭接率为30％～50％。通过对比不同工艺条件下熔覆层的质量，得到最优的工艺参数组合。
利用DMAX-2500PC型X射线衍射仪进行涂层的物相测试分析，测试的条件如下：Cu靶，扫描速度4°/min，扫描范围10°～90°。
利用线切割机床，将单道熔覆的试样沿横向从中间切开，按照金相试样的制备方法，在熔覆层横截面上进行磨制和抛光，并用体积比为2:3:5的HF+HNO3+HCl溶液腐蚀。利用JSM-7800F型扫描电子显微镜进行微观组织观察和微区成分分析。
利用DHV-1000型数显显微硬度计在涂层横截面上进行显微硬度测试，测试条件为：载荷200g，加载时间10s，以5点的平均值表征涂层硬度。
利用M7130Z型磨床，将多道熔覆的熔覆层表面磨平，得到用于磨损实验的试样。常温磨损试验利用HT-1000型高温磨损试验机进行，实验条件如下：载荷1500g，电机转速560r/min，摩擦半径6mm，实验时间30mim，对磨材料YG6，磨球直径6mm。利用电子天平测量试样磨损前后的质量，计算磨损失重。
利用磨床，将多道熔覆的熔覆层表面磨平，再利用线切割机床，将试样加工成10mm×10mm×10mm的尺寸。将试样的5个基材面用聚丙烯酸酯涂封，并将胶皮包裹的铝导线连接到其中1个基材面上，1个有熔覆层的面裸露，得到用于电化学实验的试样。电化学实验利用CHI760E型电化学工作站进行，测试熔覆层的Tafel曲线，得到熔覆层的自腐蚀电位和电流，实验条件如下：电解质溶液为3.5wt.％的NaCl水溶液，溶液用量50mL，电压范围-2V～2V，扫描速度0.1V/s。
结果与讨论
激光熔覆涂层的熔覆质量
表1不同(Zr70Ni30+B4C)粉末及其组成
Figure BDA0002239265010000061
表2采用不同(Zr70Ni30+B4C)粉末的涂层的熔覆质量
Figure BDA0002239265010000062
Figure BDA0002239265010000071
表1～2说明了激光熔覆中采用的不同(Zr70Ni30+B4C)粉末，以及相应涂层的熔覆质量，可以看到，当Zr70Ni30与B4C质量比保持为7:1时，Zr70Ni30与B4C不会出现某一种粉末过量的情况，涂层中有较多的ZrB2与ZrC生成，且不会引起裂纹。因此，(Zr70Ni30+B4C) 粉末中，优选的Zr70Ni30与B4C质量比为7:1。
图1是不同工艺条件下Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)(Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1) 涂层的外观，对应的工艺条件见表3。在一定的工艺参数范围内，Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C) 涂层连续、均匀，熔覆质量较好，Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)粉末具有良好的成型性。当扫描速度为100mm/min时，熔道的边缘呈现锯齿形。这是因为扫描速度过小时，熔池凝固速度变慢。当激光功率为2kW时，熔道的宽度较小，而当激光功率增加到3kW、4kW时，熔道的宽度增大。这表明，激光功率过低时，光斑边缘的能量密度过小，边缘的熔覆材料和基材未能充分熔化，导致熔道的宽度减小。
表3不同工艺条件下Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层的编号
2kW 3kW 4kW
100mm/min (a) (b) (c)
200mm/min (d) (e) (f)
300mm/min (g) (h) (i)
400mm/min (j) (k) (l)
图2是不同(Zr70Ni30+B4C)(Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1)添加量的 Ni60A+(Zr70Ni30+B4C)涂层的外观，对应的(Zr70Ni30+B4C)添加量见表4，可以看到， (Zr70Ni30+B4C)添加量为10％～40％时，涂层的熔覆质量均较好，熔道连续、均匀，边缘无锯齿形，这表明Ni60A+(Zr70Ni30+B4C)粉末有较好的熔覆成型性。
表4不同(Zr70Ni30+B4C)添加量的激光熔覆涂层(3kW，300mm/min)的编号
Figure BDA0002239265010000072
Figure BDA0002239265010000081
表4中，Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1。
激光熔覆Ni60A+30％(Zr70Ni30+B4C)涂层(Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1)的X射线衍射图谱如图3所示，经分析可知，涂层的物相组成为：γ-(Ni,Fe)、ZrB2、ZrC、Fe2B、CrB和Cr23C6等。原始熔覆材料中的Zr70Ni30和B4C没有出现在涂层中，这表明Zr70Ni30和B4C已经分解，同时使熔池中富Zr、B和C元素。在这种条件下，ZrB2和ZrC等硬质相经原位反应生成。原位生成的硬质相尺寸细小，且与基体相的结合强度高，有利于改善涂层的性能。此外，涂层中还包含具有良好韧性的γ-(Ni,Fe)，高硬度的Fe2B、CrB和Cr23C6等物相。复合涂层综合了各组成物相的优势性能，从而具有高的硬度和耐磨性。
激光熔覆涂层的微观组织
图4(a)是激光熔覆Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层(Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1) 的微观组织形貌，可以看到涂层组织由基体树枝晶、枝晶间共晶、花朵状以及颗粒状的第二相构成。第二相数量较多，且均匀分布，具有弥散强化的作用。图4(b)是第二相的高倍形貌，可以看到，花朵状的第二相比较粗大，颗粒状的第二相比较细小，不同尺寸的第二相共同起到强化组织的效果。图4(c)是基体树枝晶与共晶组织的高倍形貌。由于陶瓷相的熔点高，领先从液相中析出，阻碍了树枝晶的长大，基体树枝晶的尺寸比较细小。图4(d)是涂层底部的组织形貌，可以看到，界面处存在一条白色发亮带，这表明涂层与基材之间结合良好。由于靠近基材，温度梯度大，熔池底部的冷却速度快，凝固速率大，此处的组织非常细小。另外，由于基材的稀释作用，涂层底部Fe元素含量较高，组织以树枝晶和共晶为主，第二相的数量较少。
如图5所示，对激光熔覆Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层(Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1)进行面扫描分析，可以看到，涂层组织中，基体树枝晶与共晶主要包含Ni、Fe、Si 等元素。富Cr的第二相是粗大的花朵状或块状。富Zr的第二相是细小的颗粒状，弥散分布于涂层中。由于B、C元素与Zr元素的分布出现重合，表明富Zr的第二相可能为硼化物或碳化物。
为了进一步分析涂层的组织构成，对Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层(Zr70Ni30与B4C 的质量比为7:1)中的不同物相进行微区成分分析，如图6所示，分析结果见表5。花朵状物相(点6)主要由Cr和B构成，推测其为CrB，具有较高的硬度，对组织起到弥散强化的作用。大块状物相(点1)的成分与花朵状物相(点6)相似，推测其同为CrB。这表明， CrB具有不同的生长形貌，当成分过冷度较大时，平直的固液界面变得不稳定，突出的部分伸向成分过冷区，最终形成分枝，晶体表现为花朵状。未发生分枝的CrB晶体则表现为较规则的块状。块状颗粒相(点2)的Zr含量较高，推测为原位生成的ZrB2相。颗粒相(点 7)富含Zr元素，推测为ZrB2相，该ZrB2镶嵌在大块状的CrB中，说明ZrB2可以作为CrB 异质形核的核心。点状的颗粒相(点8)富含Zr、C，推测为原位生成的ZrC。原位生成的 ZrB2、ZrC尺寸较为细小，可以避免造成大的应力集中，有利于保持涂层的韧性。此外，基体树枝晶相(点3)除了含有较多的Ni元素，还固溶了较多的Zr，具有固溶强化的效果。共晶组织(点4、点5)中，Ni、C等元素的含量高，可能包含镍的化合物和碳化物等物相。
表5激光熔覆涂层中不同物相的EDS结果
Figure BDA0002239265010000091
激光熔覆涂层的显微硬度
表6激光熔覆Ni基原位生成陶瓷相增强复合涂层与基材的显微硬度
Figure BDA0002239265010000092
备注：表6中，Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1。
由表6可以看出，激光熔覆Ni60A+40％(Zr70Ni30+B4C)涂层的显微硬度最高，可以达到1176.3HV0.2，约为基体硬度的4.58倍。由于涂层中包含原位生成的ZrB2、ZrC等硬质相，致使涂层的硬度提高。另外，领先析出的硬质相还具有阻碍树枝晶生长，细化组织的作用，致使涂层硬度进一步提高。
激光熔覆涂层的耐磨性
由图7可知，一定的磨损条件下，激光熔覆Ni60A+10％(Zr70Ni30+B4C)涂层(Zr70Ni30 与B4C的质量比为7:1)的磨损量(0.7mg)最小，Ni60A+20％(Zr70Ni30+B4C)涂层的磨损量(1.6mg)次之，45钢的磨损量(2.9mg)最大。涂层的耐磨性优于基材。当Zr70Ni30+B4C 的添加量增加时，涂层的耐磨性降低。原位生成的ZrB2、ZrC等硬质相弥散分布，对涂层具有强化作用。硬质相的尺寸细小，可以避免造成大的应力集中，抑制裂纹萌生。另外，原位生成的陶瓷相与涂层基体之间的界面强度高，能够抵抗摩擦力的作用，避免脱落，从而减少磨损率，提高涂层的耐磨性。
激光熔覆涂层的耐蚀性
表7激光熔覆涂层与基材的Tafel拟合结果
Figure BDA0002239265010000101
备注：表7中Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1。
为了研究激光熔覆涂层与基材的耐蚀性，采用Tafel直线外推法测定了材料的腐蚀电位和腐蚀电流密度，结果见表7，对应的极化曲线如图8所示。与45钢相比， Ni60A+30％(Zr70Ni30+B4C)涂层的腐蚀电位相同，而腐蚀电流密度明显降低，这表明涂层的腐蚀速率大幅减小。以腐蚀电流密度作为指标，涂层的耐蚀性是基材的2.47倍。如图8 所示，Ni60A+30％(Zr70Ni30+B4C)涂层的极化曲线上存在明显的钝化区，钝化区的范围大致为-0.8V～-0.4V。这表明涂层的致钝电位低，钝化区间较宽。激光熔覆过程中，熔池内存在较强的对流，有利于涂层的成分均匀，减小了不同位置的电位差异，从而抑制了电偶腐蚀。原位生成的陶瓷相，化学性质稳定，具有较高的耐蚀性。另外，陶瓷相熔点高，领先析出，能够阻碍树枝晶的长大，细化组织，提高涂层的耐蚀性。
以上所述仅为本申请的优选实施例而已，并不用于限制本申请，对于本领域的技术人员来说，本申请可以有各种更改和变化。凡在本申请的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本申请的保护范围之内。

Claims (14)

1.原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料，其特征在于：由以下组分组成：Zr70Ni30、B4C和Ni60A，其中，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9～4:6，Zr70Ni30+B4C中，Zr70Ni30与B4C的质量比为5～9:1。
2.根据权利要求1所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料，其特征在于：Zr70Ni30与B4C的质量比为6～8:1。
3.根据权利要求2所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料，其特征在于：Zr70Ni30与B4C的质量比为7:1。
4.根据权利要求1所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料，其特征在于：Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9～3:7。
5.根据权利要求4所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料，其特征在于：Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9或3:7。
6.根据权利要求1所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料，其特征在于：Ni60A粉末粒度为-140目～+325目，Zr70Ni30粉末粒度为-200目，B4C粉末粒度为-180目～+240目。
7.一种原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层，其特征在于：其熔覆材料为权利要求1～6任一所述的熔覆材料，基体材料为结构钢、工具钢、特殊性能钢或铸铁。
8.一种原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：将钢铁试件表面清理干净，将Zr70Ni30、B4C和Ni60A的混合粉末铺覆在钢铁试件表面，其中，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量之比为1:9～4:6，Zr70Ni30+B4C中，Zr70Ni30与B4C的质量比为5～9:1，然后进行激光熔覆，激光熔覆过程中通入氩气保护，制得复合涂层。
9.根据权利要求8所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层的制备方法，其特征在于：激光功率为2～5kW，扫描速度为200～400mm/min，光斑直径为3～4mm，预置粉末厚度为0.8～1.5mm，氩气流量为10～15L/min，搭接率为30％～50％。
10.根据权利要求8所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层的制备方法，其特征在于：激光功率为3～4kW，扫描速度为200～300mm/min，光斑直径为3～4mm，预置粉末厚度为0.8～1.2mm，氩气流量为10～12L/min，搭接率为30％～40％。
11.根据权利要求8所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层的制备方法，其特征在于：激光功率为3kW，扫描速度为300mm/min，光斑直径为4mm，预置粉末厚度为1mm，氩气流量为10L/min，搭接率为30％，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量比为1:9。
12.根据权利要求8所述的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层的制备方法，其特征在于：激光功率为4kW，扫描速度为250mm/min，光斑直径为4mm，预置粉末厚度为1mm，氩气流量为10L/min，搭接率为30％，Zr70Ni30+B4C与Ni60A的质量比为3:7。
13.根据权利要求8～12任一所述制备方法制备得到的原位生成ZrB2与ZrC的Ni基复合涂层。
14.一种摩擦零件，其特征在于：其涂层为权利要求13所述的Ni基复合涂层。
CN201910994282.4A 2019-10-18 2019-10-18 原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法 Active CN110819980B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910994282.4A CN110819980B (zh) 2019-10-18 2019-10-18 原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910994282.4A CN110819980B (zh) 2019-10-18 2019-10-18 原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110819980A CN110819980A (zh) 2020-02-21
CN110819980B true CN110819980B (zh) 2021-04-06

Family

ID=69549551

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201910994282.4A Active CN110819980B (zh) 2019-10-18 2019-10-18 原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110819980B (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114351140B (zh) * 2022-03-21 2022-05-17 中南大学湘雅医院 一种激光熔覆涂层材料及其应用

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015002989A1 (en) * 2013-07-02 2015-01-08 Eaton Corporation Laser cladding with carbide hard particles
CN106756997A (zh) * 2016-12-07 2017-05-31 山东大学苏州研究院 一种陶瓷强化金属基激光熔覆层及其制备工艺
CN107201515B (zh) * 2017-05-24 2019-09-27 山东大学 一种纳米b4c改性减摩耐磨激光熔覆层及其制备方法
CN107287592B (zh) * 2017-08-14 2019-03-19 燕山大学 一种纯铜表面激光熔覆制备二氧化锆-碳化硼增强熔覆层的方法
CN107299343B (zh) * 2017-08-14 2019-05-03 燕山大学 一种纯铜表面激光原位自生陶瓷增强熔覆层的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110819980A (zh) 2020-02-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Emamian et al. The influence of combined laser parameters on in-situ formed TiC morphology during laser cladding
Zhao et al. WC-Fe metal-matrix composite coatings fabricated by laser wire cladding
CN108866544B (zh) 一种WC增强Fe基涂层及其制备方法
CN105112909A (zh) 一种添加CeO2的铁基Cr3C2激光熔覆涂层及其制备方法
Malatji et al. Effect of Nb addition on the microstructural, mechanical and electrochemical characteristics of AlCrFeNiCu high-entropy alloy
CN110202148B (zh) 一种激光增材制造高熵合金基多相增强梯度复合材料的方法
KR20120136360A (ko) 주조용 알루미늄-구리 합금
CN102618866A (zh) 一种增强钛合金表面激光熔覆层的方法
CN110846651A (zh) 一种陶瓷增强的钴基熔覆材料、涂层及其制备方法
CN111020564B (zh) 一种含稀土钛基激光熔覆耐磨涂层及其制备方法
Mazahery et al. Effect of coated B4C reinforcement on mechanical properties of squeeze cast A356 composites
KR20210116382A (ko) 알루미늄 다이캐스팅 제품의 제조방법 및 이 방법에 의해 제조된 알루미늄 다이캐스팅 제품
CN114672802B (zh) 一种纳米Si改性的WC/MoFeCrTiW高熵合金复合熔覆层的制备方法
CN110819980B (zh) 原位生成ZrB2与ZrC的Ni基熔覆材料、复合涂层及制备方法
CN108866409A (zh) 一种高耐蚀性镁合金的制备方法
Zhao et al. Effect of rare earth La2O3 particles on structure and properties of laser cladding WC-Ni60 composite coatings
CN107557782A (zh) 钛合金表面激光原位合成TiBx‑TiN/Ti3Al复合涂层及制备方法
Dong et al. Microstructure and wear resistance of in situ NbC particles reinforced Ni-based alloy composite coating by laser cladding
CN110760837A (zh) 钢铁表面激光熔覆陶瓷增强Ni基复合涂层及其制备方法
CN112626515A (zh) 一种提高Inconel625镍基粉末激光熔覆层性能的方法
CN110643993B (zh) 钢铁表面Sm2O3改性的激光熔覆材料、复合涂层及其制备方法
CN108611635B (zh) 一种工业纯铜表面镍基激光合金化层及其制备方法
Xia et al. Influence of WC particle content of Fe-based powder-cored wire on microstructure and properties of plasma cladding reinforced layers
Yang et al. Influence of molybdenum on the microstructure and mechanical properties of TiC-TiB 2 reinforced metal matrix composite coatings
Li et al. Analysis of microstructure and performance of laser cladding WC-Fe316L alloy on the surface of 27SiMn steel

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant