CN111455376A - 一种增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法 - Google Patents

一种增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3‑Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，该方法包含：步骤1，以Mo、Ni、B、Cr7C3粉末为原材料，球磨混匀，干燥，得混合粉末；其中，Mo、Ni、B按Mo2NiB2的化学计量比取样，Cr7C3的用量比例为Mo2NiB2的10％，以质量比计；步骤2，取45#钢基材，将步骤1的混合粉末均匀涂覆粘接在所述的基材上，得到预置粉末层；步骤3，通过激光熔覆所述的预置粉末层，在45#钢基体上制备Cr7C3‑Mo2NiB2复相陶瓷涂层，激光熔覆的工艺条件包含：激光功率范围800～1400W，扫描速度2～6mm/s。本发明采用激光熔覆原位合成的方法在45#钢基体上制备Cr7C3‑Mo2NiB2复相陶瓷涂层，提高了45#钢基体的耐腐蚀性能，为增加其使用寿命和节约工业成本提供了一种有效的途径。

Description

一种增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备 方法
技术领域
本发明属于表面工程技术领域，涉及一种增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法。
背景技术
许多机械零部件都要求在高温、高速、耐磨以及耐腐蚀等恶劣环境下进行长时间的工作，并且还要长时间保持着稳定的运转。这就对机械零部件的性能，尤其是耐腐蚀能提出了更高的要求。如今虽已迈入21世纪，但传统高强度的钢铁材料的应用仍然非常广泛。也常常因为钢铁材料的损坏导致重大的安全事故和经济损失。采用较贵的金属或者特制的合金制造的机械零部件有时能够满足一些使用性能，但是经济成本过高，资源浪费问题还是很明显。因此既要使材料性能达到要求又降低材料成本成为了一项艰巨的任务，这也是一项有利于我国国民经济发展的重要研究。
表面工程技术则对以上问题的解决起到了关键作用，该技术在材料表面制备耐高温、耐磨、耐腐蚀等性能的覆盖层，比较经济有效。不仅可以使基材表面成分和组织发生改变，而且能让基材拥有新的复合性能。
45#钢的化学成分中含碳量是0.42～0.50％，也即含碳量为0.45％上下，在GB标准中是以此含碳量的多少来命名钢号的，所以将含碳量在0.45％的钢命名为45#钢。45#钢因具有良好的强度、韧性、塑性、综合力学性能及易加工性能，而被广泛用来制备交变负荷条件下的机械零部件。但45#钢耐摩擦性能差、耐腐蚀性能差等缺点，限制了其服役性能及应用范围。
因此，需要对45#钢进行表面改性，提高其表面耐腐蚀性能。
发明内容
本发明的目的是提供如何通过表面改性，提高45#钢的表面耐腐蚀性能。
为了达到上述目的，本发明提供了一种增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，该方法包含：
步骤1，以Mo、Ni、B、Cr7C3粉末为原材料，球磨混匀，干燥，得混合粉末；其中，Mo、Ni、B按Mo2NiB2的化学计量比取样，Cr7C3的用量比例为Mo2NiB2的10％，以质量比计；
步骤2，取45#钢基材，将步骤1的混合粉末均匀涂覆粘接在所述的基材上，得到预置粉末层；
步骤3，通过激光熔覆所述的预置粉末层，在45#钢基体上制备Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层，激光熔覆的工艺条件包含：激光功率范围800～1400W，扫描速度2～6mm/s。
激光熔覆质量受各参数综合的影响，激光功率P产生的影响主要为：功率过高，熔化金属量越大，容易产生大量气泡；功率过低，基材或粉末未得到充分熔化，影响熔覆效果。激光扫描速度v产生的主要影响表现为：若扫描速度过快，则会导致熔覆粉末与激光作用时间减少，粉末和基体未得到充分熔化与结合，而且熔覆层厚度一般会降低，熔覆质量较差；如果扫描速度过慢，则会导致熔覆时间较长，会产生“过烧”现象，影响熔覆层质量。
较佳地，步骤1中，所述的Mo、Ni、B、Cr7C3原料粉末的粒径为200目～325目。
较佳地，步骤2中，所述的45#钢基材经预处理，该预处理包含：喷砂处理以清除其表面杂质，再用酒精清洗，然后干燥。
较佳地，步骤2以PVB与酒精的混合液作为粘结剂，所述的预置粉末层通过所述的粘接剂粘接在所述的基材上。
较佳地，步骤2中，所述的预置粉末层的厚度范围为0.5～2mm。
较佳地，在步骤3的激光熔覆处理前，还对所述预置粉末层的基材进行预热。
较佳地，所述的激光熔覆的工艺条件还包含：搭接率选择30％～50％
本发明采用激光熔覆原位合成技术在45#钢表面制备Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层，通过表面增材制造来达到增强其耐腐蚀性的目的。方法方便快捷，可大面积熔覆，清洁无污染；熔覆过程快并且能在熔覆层内快速生成所需要的组织；熔覆层与基体呈现良好冶金结合，并且熔覆层厚度范围比较广，最厚能达到2mm，最薄能控制在0.2mm。
附图说明
图1为实施例1制备的试样C2的金相分析图。
图2为实施例1制备的试样C2的扫描电镜(SEM)图。
图3为实施例1制备的试样C2的X射线衍射(XRD)图。
图4为本发明的实施例1制备的试样C2、对比例1-2制备的试样M1、试样C1的极化曲线对比图。
图5为本发明的实施例1制备的试样C2、对比例1-2制备的试样M1、试样C1的阻抗曲线对比图。
具体实施方式
下面将结合附图对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1制备一种增强45#钢耐磨性复合涂层的方法
反应方程式为：
Mo+Ni+B→Mo2NiB2 Cr7C3+Mo2NiB2→Cr7C3-Mo2NiB2
步骤1，选取的粉末为钼粉(99.99％，200目～300目)、镍粉(99.99％，300目)、硼粉(99.99％，200目)、碳化铬粉(99.99％，325目)，将以上粉末按钼镍硼原子比为2:1:2，碳化铬添加比例为10％配制成，再分别用GMS-3-2罐磨机将以上混合粉末搅拌12小时，充分混合均匀。将混合好的粉末放入坩埚中，放置于干燥箱内120℃干燥2小时。
步骤2，将45#钢基材加工成100mm×80mm×6mm立方体，便于大面积制备涂层，以此观察总体成形效果。随后利用喷砂机清除其表面氧化皮、锈蚀及粘沙等，并用酒精清洗，接着用吹风机吹干基材，放入干燥皿中待用。PVB(聚乙烯醇缩丁醛)与酒精按1:1混合，作为粘结剂，将步骤1球磨好的混合粉末均匀涂抹在基材上，得到预置粉末层，该预置粉末层的厚度为1.5mm。基材预热后利用KUKA-KR30HA型Nd:YAG激光器进行激光熔覆实验。
步骤3，进行激光熔覆，原位制备Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层(得试样C2)；其中，激光功率为1000W，扫描速度为4mm/s，搭接率为40％。
如图1所示，熔覆层组织结构主要分为三个区域，即熔覆区、过渡区和热影响；熔覆层底部与基体结合处，可以看出熔覆层与基体融合的较好，呈现良好的冶金结合。因为实验中所用熔覆粉末Ni是立方晶格结构，所以在原位反应过程中，能够无限互熔，大量Ni元素聚集，在熔覆层与基体的结合区形成富Ni奥氏体相。仔细观察图1，可以发现晶粒表征为向外延伸发展趋势，这也再次证明了熔覆层与基体呈现良好的冶金结合。在熔覆层与基体的结合处，熔化的熔覆粉末与基材表面熔化的比较浅的薄层经过混合得到了熔体，成分和基材成分相近，所以熔覆层和基体的润湿性比较好，能和基材结合的比较紧密。
如图2所示，熔覆层中部区域组织细小，分布也比较均匀，呈细网状，并且与熔覆层底部结合区相比较，白亮区域面积明显增多，暗色区域面积较少，熔覆效果较好。
如图3所示，熔覆层都主要由Mo2NiB2、Cr7C3、Fe-Ni相组成，结合前述对熔覆层的扫描电镜(图2)，熔覆层内都成功原位合成了Cr7C3-Mo2NiB2增强相，并且含有大量Fe-Ni相。其反应的机理可能是：在进行激光熔覆时，基材上的预置熔覆粉末吸收大量热量，当吸收一定的热量时，熔覆粉末就会发生原位自生反应，生成增强相Cr7C3-Mo2NiB2，并且分布也比较均匀。
对比例1
以Mo、Ni、B为原料粉末，采用实施例1同样的方法激光熔覆原位制备试样M1。
对比例2
以实施例1同样的方法制备试样C1，只除了扫描速度不同，为3mm/s。
使用电化学工作站测得这几组试样(基体、试样M1、试样C1及试样C2)的电极化曲线，并能利用软件得出各自的自腐蚀电位及自腐蚀电流密度，这两项指标主要用来衡量材料耐腐蚀性能。配置好5％NaCl溶液，并将基体、试样M1、试样C1及试样C2放入该溶液中，并利用电化学工作站进行测量，极化曲线结果如图4所示，阻抗结果如图5所示。结合极化曲线、阻抗曲线和分析表可知，熔覆层内成分和扫描速度的不同均会影响熔覆层的腐蚀性能。两种不同成分的熔覆层——Mo2NiB2及Cr7C3-Mo2NiB2熔覆层耐腐蚀性能与基体相比，提高很多。加入了Mo、Ni、B和Cr粉制备的Mo2NiB2熔覆层自腐蚀电位相对于基体得到了提高，腐蚀速率也只有0.162mm/year(年)。而加入了Cr7C3粉末的试样C1及C2，耐腐蚀性能均高于基体，其中C1试样的腐蚀速率高于M1试样，即，耐腐蚀性能低于Mo2NiB2熔覆层。但C2试样自腐蚀电位是几组中最低的，自腐蚀电流最高，阻抗曲线中弧半径也比较大，腐蚀速率也是最低，达到了0.131mm/year，说明其耐腐蚀性能最好。
对熔覆层及基体进行电化学试验，分析电化学极化曲线以及电化学阻抗曲线，得出自腐蚀电位及腐蚀速率。可知两种熔覆层耐蚀性与基体相比，耐蚀性均有很大提高。Cr7C3-Mo2NiB2熔覆层耐蚀性比Mo2NiB2熔覆层耐蚀性更优，其中扫描速度为4mm/s的Cr7C3-Mo2NiB2熔覆层耐蚀性能最优。
综上所述，本发明制备得到的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层，通过金相分析、X射线衍射(XRD)，扫描电镜(SEM)分析涂层组织结构性能分析，可知Cr7C3-Mo2NiB2熔覆层连续均匀分布；熔覆层与基体呈现良好的冶金结合；熔覆层组织结构主要分为三个区域，即熔覆区、过渡区和热影响区，如图1所示。熔覆层内Mo、Ni、B、C及Cr元素分布相对均匀，而在过渡区域这些元素含量较多，熔覆层物相主要由Mo2NiB2、Cr7C3、Fe-Ni相组成，其中Fe-Ni相含量较多。
本发明提供的采用激光熔覆原位合成的方法在45#钢基体上制备Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层，提高45#钢基体的耐腐蚀性能，为增加其使用寿命和节约工业成本提供了一种有效的途径。本发明通过表面增材制造来达到增强其耐腐蚀性的目的。本发明的方法对其他普通合金钢、碳素钢等也有类似效果。
尽管本发明的内容已经通过上述优选实施例作了详细介绍，但应当认识到上述的描述不应被认为是对本发明的限制。在本领域技术人员阅读了上述内容后，对于本发明的多种修改和替代都将是显而易见的。因此，本发明的保护范围应由所附的权利要求来限定。

Claims (7)

1.一种增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，该方法包含：
步骤1，以Mo、Ni、B、Cr7C3粉末为原材料，球磨混匀，干燥，得混合粉末；其中，Mo、Ni、B按Mo2NiB2的化学计量比取样，Cr7C3的用量比例为Mo2NiB2的10％，以质量比计；
步骤2，取45#钢基材，将步骤1的混合粉末均匀涂覆粘接在所述的基材上，得到预置粉末层；
步骤3，通过激光熔覆所述的预置粉末层，在45#钢基体上制备Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层，激光熔覆的工艺条件包含：激光功率范围800～1400W，扫描速度2～6mm/s。
2.如权利要求1所述的增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，步骤1中，所述的Mo、Ni、B、Cr7C3粉末的粒径为200目～325目。
3.如权利要求1所述的增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，步骤2中，所述的45#钢基材经预处理，该预处理包含：喷砂处理以清除其表面杂质，再用酒精清洗，然后干燥。
4.如权利要求1所述的增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，步骤2以PVB与酒精的混合液作为粘结剂，所述的预置粉末层通过所述的粘接剂粘接在所述的基材上。
5.如权利要求1所述的增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，步骤2中，所述的预置粉末层的厚度范围为0.5～2mm。
6.如权利要求1所述的增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，在步骤3的激光熔覆处理前，还对所述预置粉末层的基材进行预热。
7.如权利要求1所述的增强45#钢耐腐蚀性的Cr7C3-Mo2NiB2复相陶瓷涂层的制备方法，其特征在于，所述的激光熔覆的工艺条件还包含：搭接率选择30％～50％。
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