CN111719147A - 一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆方法 - Google Patents

一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆方法 Download PDF

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Abstract

一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆方法，截齿再制造材料为激光熔覆粉末，由如下组分组成：铁基合金粉末、烧结碳化钨WC或铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物、镍Ni和CeO2；所述铁基合金粉末由如下组分组成：C、Cr、Si、B、Al和Fe。熔覆层硬度达到了53HRC左右，具有较好的耐磨性，微观组织为铁素体和分布于晶界上的碳化物，以碳化物作为骨架可提高耐磨性。磨损表面的三维立体图显示，磨损表面的犁沟很轻微，且只有很少的点蚀和剥落存在。

Description

一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆 方法
技术领域
本发明涉及截齿再制造材料技术领域。具体地说是一种适合于 35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆方法。
背景技术
采煤机械在工作过程中，切割煤层的主要为截齿，截齿通过敲击的形式实现落煤的目的。在工作过程中，截齿磨损的很快，所以磨损失效是截齿失效的主要形式。煤层情况的不同，截齿主要失效形式也各不相同，如果软质煤层或夹矸少的地质环境，截齿的失效形式以磨损为主(如图1a)；对于硬质煤岩或夹矸多的地质环境，失效的截齿大部分为硬质合金头崩碎或者丢失 (如图1b、1c)和截齿断杆。现有技术中，采用激光熔覆技术进行修复，且大都选择用Fe基合金粉末，Fe基合金粉末具有成本低且成形后耐磨性能好的优点，并且与钢件润湿性较好。但是考虑到截齿工作条件，需要承受滑动磨损、冲击磨损和磨粒磨损，现有的Fe基合金粉末不再能满足生产使用要求，尤其对于35CrMnSiA和42CrMo两种不同的截齿，二者的热膨胀系数、熔点等物理性能完全不同，为了使得再造材料与截齿具有良好的匹配关系，通常是选择不同的再造材料对这两种截齿进行激光熔覆，现有技术中尚没有出现同时适合35CrMnSiA和42CrMo截齿进行激光熔覆的再制造材料。
发明内容
为此，本发明所要解决的技术问题在于提供一种耐磨性好，熔覆层硬度、耐腐蚀性能好且同时适合35CrMnSiA和42CrMo截齿进行激光熔覆的再制造材料。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，为激光熔覆粉末，由如下组分组成：铁基合金粉末、烧结碳化钨WC或铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物、镍Ni和CeO2；所述铁基合金粉末由如下组分组成：C、Cr、Si、B、Al和Fe。
上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，所述铁基合金粉末中各组分的质量百分含量为：C为5％、Cr为25％、Si为3％、B为1％、Al为1％和Fe为65％。
上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的44％-70％。
上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，所述烧结碳化钨WC 或所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的30％-50％。
上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-5％。
上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，，所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-2％。
上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，激光熔覆粉末中各组分的质量百分含量为：所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的44％-70％；所述烧结碳化钨WC所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的30％-50％；所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-5％；所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-2％；所述铁基合金粉末中各组分的质量百分含量为：C为5％、Cr为25％、Si为3％、B为1％、Al为1％和Fe为65％。
上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，激光熔覆粉末中的质量含量为：所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的55％；所述烧结碳化钨WC所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的40％；所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的3％；所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的2％。
35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法，包括如下步骤：
(1)按照上述激光熔覆粉末的组成，分别称取各组分置于球磨机中进行混合；
(2)向球磨后得到的混合物加入粘结剂，搅拌均匀，所述粘结剂为溶有松香的无水乙醇，松香与无水乙醇的体积比为1:3；
(3)将步骤(2)中得到糊状混合物涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo 截齿待修表面上，在25℃、24h的条件下将激光熔覆粉末涂层晾干；
(4)激光熔覆，激光功率为2600W，离焦量为0mm，扫描速度为10mm/s，光斑大小为0.9mm。
35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法，包括如下步骤：
(1)按照上述激光熔覆粉末的组成，分别称取各组分，配置成外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末，外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末中铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物、以及CeO2的质量百分含量均相同，在外层激光熔覆粉末中：铸造碳化钨WC与单晶碳化钨质量之比为1：(0.3-0.5)；在内层激光熔覆粉末中：铸造碳化钨WC与单晶碳化钨质量之比为1：(1.5-2)；外层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量为内层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量的1.5-2倍；使用球磨机将外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末分别进行球磨；
(2)向球磨后得到的混合物分别加入粘结剂，搅拌均匀，分别得到内层激光熔覆涂料和外层激光熔覆涂料；
(3)首先将步骤(2)中得到内层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA 和/或42CrMo截齿待修表面上，在25℃、24h的条件下将内层激光熔覆粉末涂层烘干；然后将外层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿的内层激光熔覆涂层表面上，在25℃、24h的条件下将外层激光熔覆粉末涂层晾干；内层激光熔覆粉末涂层与外层激光熔覆粉末涂层的厚度之比为1： (1.5-2)；
(4)激光熔覆，熔覆参数为：功率为2600W，离焦量为0，搭接率为0，扫描速度为10mm/s，光斑大小为0.9mm，并且用Ar气来保护工件，保护气流速度为20L/min。
本发明的技术方案取得了如下有益的技术效果：
1.本发明的截齿再制造材料同时适合35CrMnSiA和42CrMo截齿的再造修复。
2.本发明的截齿再制造材料耐磨性较好，每百次往复摩擦的平均失重量最低为0.0011g和0.0019g，与基体的每百次往复摩擦的失重量0.0077 和0.008相比，耐磨性有了极大地提升，并且激光熔覆涂层各处硬度相对比较均匀，微观组织为铁素体和分布于晶界上的碳化物，以碳化物作为骨架可提高耐磨性。磨损表面的三维立体图显示，磨损表面的犁沟很轻微，且只有很少的点蚀和剥落存在。
3.外层激光熔覆粉末中铸造碳化钨含量较高，而单晶碳化钨的含量较低，目的是利用铸造碳化钨分解产生的W提高熔覆层的热稳定性，为了减少铸造碳化钨分解而造成的韧性降低，外层激光熔覆粉末相比内层激光熔覆粉末中加入了较多的镍Ni，可以有效解决韧性降低的问题；内层激光熔覆粉末中铸造碳化钨含量低，目的是为了减少由于铸造碳化钨的过度分解而造成与基体相互进行元素扩散生成影响耐磨性的新相；铸造碳化钨和单晶碳化钨混合使用还可以减少仅仅使用单晶碳化钨而造成的碳化钨颗粒桥接问题。
附图说明
图1a：截齿失效形式为硬质合金和齿头磨损；
图1b：截齿失效形式为硬质合金头崩碎；
图1c：截齿失效形式为硬质合金头和齿头崩碎；
图2：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方一至配方九在35CrMnSiA熔覆层的磨损量图；
图3：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方一至配方九在42CrMo熔覆层的磨损量图；
图4a：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 35CrMnSiA的激光熔覆层金相图；
图4b：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 35CrMnSiA的激光熔覆层金相图；
图4c：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 42CrMo的激光熔覆层金相图；
图4d：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 42CrMo的激光熔覆层金相图；
图5a：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方五在35CrMnSiA的激光熔覆层金相图；
图5b：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方九在35CrMnSiA的激光熔覆层金相图；
图5c：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方五在42CrMo的激光熔覆层金相图；
图5d：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方九在42CrMo的激光熔覆层金相图；
图6a：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 35CrMnSiA的激光熔覆层的磨损表面的三维立体图像；
图6b：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 35CrMnSiA的激光熔覆层的磨损表面的二维形貌图；
图6c：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 35CrMnSiA的激光熔覆层的磨损表面的三维立体图像；
图6d：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 35CrMnSiA的激光熔覆层的磨损表面的二维形貌图；
图6e：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 42CrMo的激光熔覆层的磨损表面的三维立体图像；
图6f：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 42CrMo的激光熔覆层的磨损表面的二维形貌图；
图6g：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 42CrMo的激光熔覆层的磨损表面的三维立体图像；
图6h：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 42CrMo的激光熔覆层的磨损表面的二维形貌图；
图7：本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五和配方九分别在35CrMnSiA和42CrMo激光熔覆层的截面硬度沿截面的分布图；
图8a ：35CrMnSiA配方五的元素能谱；
图8b ：35CrMnSiA配方五的C元素能谱的放大图；
图8c： 35CrMnSiA配方五的W元素能谱的放大图；
图8d： 35CrMnSiA配方五的Ni元素能谱的放大图；
图9a： 35CrMnSiA配方九的元素能谱；
图9b： 35CrMnSiA配方九的C元素能谱的放大图；
图9c： 35CrMnSiA配方九的W元素能谱的放大图；
图9d： 35CrMnSiA配方九的Ni元素能谱的放大图；
图10a： 42CrMo配方五的元素能谱；
图10b： 42CrMo配方五的C元素能谱的放大图；
图10c： 42CrMo配方五的W元素能谱的放大图；
图10d： 42CrMo配方五的Ni元素能谱的放大图；
图11a： 42CrMo配方九的元素能谱；
图11b： 42CrMo配方九的C元素能谱的放大图；
图11c： 42CrMo配方九的W元素能谱的放大图；
图11d：42CrMo配方九的Ni元素能谱的放大图。
具体实施方式
第一部分同时适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方研究
一、适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的制备
1.Fe基合金粉末的制备
Fe基合金粉末具有成本低且成形后耐磨性能好的优点，并且与钢件润湿性较好，考虑到截齿工作条件，需要承受滑动磨损、冲击磨损和磨粒磨损，以Fe基合金粉末为基础，在其中加入高熔点的碳化物、氮化物、硼化物和氧化物陶瓷颗粒，可作为组织中的硬质相提高耐磨性。根据钢的强化机制，选择元素C、Cr、Al作为强化元素，其中C的固溶强化作用比较明显，并且C 和Cr、Al可以形成一些化合物起弥散强化作用。井下环境一般比较潮湿，再加上空气中粉尘成分，使截齿的工作环境介质具有腐蚀性，因此在粉末成分中加入Cr、Ni、Si等合金元素，Cr在钢中起耐蚀作用的主要元素，可提高金属电极电位从而有效提高耐蚀性。Ni同样可以提高金属电极电位，但是Ni比较稀少，因此加入的量很少，并且Si在大于4％时会使钢存在很大的脆性，因此Si在合金粉末中含量较低。合金元素同样可以在表面形成致密、不溶于腐蚀介质的保护膜，产生钝化效应，提高了耐蚀性。例如：Cr元素可生成氧化物Cr2O3在表面形成钝化膜，且与基体结合牢固，从而有效防止或减轻继续腐蚀。
经过试验确定同时适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的Fe基合金粉末化学成分如表1。
表1合金粉末化学成分(质量百分数，％)
Figure BDA0002545259240000071
2.同时适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的激光熔覆粉末制备
为了增加激光熔覆粉末耐磨性，在Fe基合金粉末中加入铸造WC，在熔覆过程中部分铸造WC熔化会使W扩散进入熔覆层中还会增加熔覆层热稳定性。同时在Fe基合金粉末中加入少量的Ni，目的是为了提高熔覆层的韧性；再加入少量的CeO2，可以细化碳化物和晶粒，改善碳化物形态，同时稀土容易在晶界上富集，起到钉扎位错作用可提高强度和塑性。
制备九种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的激光熔覆粉末的配比，具体各组分的质量百分含量参见表2。
表2激光熔覆粉末的配比(质量百分数，％)
Figure BDA0002545259240000072
3.35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法包括如下步骤：
(1)按照表2的激光熔覆粉末的组成，分别称取各组分置于球磨机中进行混合；
(2)向球磨后得到的混合物加入粘结剂，搅拌均匀，粘结剂为溶有松香的无水乙醇，松香与无水乙醇的体积比为1:3；
(3)将步骤(2)中得到糊状混合物涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿待修表面上，在25℃、24h的条件下将激光熔覆粉末涂层烘干；
(4)用TFL-6000CO2激光器进行激光熔覆，熔覆参数为：功率为2600W，离焦量为0，搭接率为0，扫描速度为10mm/s，光斑大小为0.9mm，并且用 Ar气来保护工件，保护气流速度为20L/min。
二、结果与讨论
1.摩擦磨损试验
耐磨性能试验采用日本SUGA NUS-IS03磨损试验机，测试载荷为19.6N，砂纸采用180目黑碳化硅砂纸，往复1次时间为1s。试验过程中每往复一百次，将试样取下，用酒精擦拭干净，使用万分之一电子天平称重，并测试三次取平均值，通过计算磨损失重量对样品的耐磨性进行判断。
将激光熔覆粉末的配方一至配方九分别同时在35CrMnSiA和42CrMo两种材料上的摩擦磨损试验数据进行汇总，绘制如图2和图3所示的在35CrMnSiA和42CrMo两种材料的磨损量对比图。
耐磨性是材料抵抗磨损的性能，材料几乎所有的性能都能影响材料的耐磨性，例如：硬度、韧性、强度等，因此耐磨性是一个综合性质。目前耐磨性还没有个统一的、意义明确的指标来指示好坏。
通常只是用摩擦损失的重量来衡量材料的耐磨性，损失的重量越小耐磨性越好。由图2和图3可见，在35CrMnSiA和42CrMo两种不同截齿材料表面制备激光熔覆层，熔覆层的磨损量相比较两种基体材料的磨损量均有所减少，磨损量减少的程度以表2中前五种配方为明显，从第六种配方开始磨损量减小的程度变弱，此时对应的粉末配方中WC的含量或Ni含量较高(见表 2)。表明配置的激光熔覆粉末中，WC含量不宜超过40wt.％。
由图2和图3还可以看出，在WC含量一定时，Ni含量过高会增加熔覆层的磨损量。CeO2含量增加，有助于减小熔覆层的磨损量。用裸眼观察， 42CrMo表面配方二的熔覆层中出现了少量的裂纹。由图2和图3可以看出对于35CrMnSiA和42CrMo两种材料来说配方五的耐磨性最好，虽然在42CrMo 中配方二的样品的磨损量小于配方五，但因为其样品熔覆层出现宏观裂纹，因此整体来说配方五的耐磨性要优于其他的配方，配方五对应的WC含量为40％，Ni含量为3％，CeO2含量为2％，余量为Fe基粉。
2.熔覆层的微观金相组织分析
挑选耐磨性相差最大的两个样品，分别为耐磨性最优的配方五和耐磨性最差的配方九(见表2)，采用SEM对经过处理的样品的截面形貌进行观察，结果如图4a至图4d所示。由图4a可见，配方五在35CrMnSiA的熔覆层厚度在0.5mm左右，与基体的结合情况良好，为冶金结合，并且熔覆层成形质量较好，熔覆层内部存在一些气孔；如图4b所示，配方九在35CrMnSiA的熔覆层厚度在0.3mm左右，与基体结合为冶金结合，结合情况与配方五在35CrMnSiA 熔覆层相比较差，熔合线附近存在微裂纹，熔覆层中的气孔数量多而且呈垂直于基体的方向排列。
如图4c所示，配方五在42CrMo的熔覆层厚度在0.5mm左右，且与基体的结合情况良好，并且成形质量较为理想，但熔覆层中的气孔向熔覆层表面迁移，这也可能是造成配方五在42CrMo的熔覆层磨损量大于配方五在 35CrMnSiA的熔覆层的磨损量的原因。如图4d所示，配方九在42CrMo的熔覆层厚度在0.3mm左右，与配方五在42CrMo相比与基体的结合情况较差，在熔合线附近存在明显的大气孔。
为了观察熔覆层的组织形态，用浓度为8％硝酸酒精溶液进行腐蚀，采用金相显微镜进行微观组织形貌采集。图5a-图5d为35CrMnSiA和42CrMo分别对应耐磨性最好和最差熔覆层的金相组织。可见，四个样品组织的熔覆层均呈现树枝状，为典型的枝晶结构。
从熔覆层的组织形态来看，配方五在35CrMnSiA熔覆层(如图5a)和配方五在42CrMo的熔覆层(如图5c)主要为铁素体组织并且在晶界上分布着碳化物，可起到骨架作用，增加耐磨性，同时在配方五在35CrMnSiA熔覆层(如图5a)中显示出有马氏体的存在。配方九在35CrMnSiA的熔覆层(如图5b) 和配方九在42CrMo的熔覆层(如图5d)的组织均为铁素体和马氏体，这是因为Cr元素的存在扩大了α相区，并且冷却速度过快，使奥氏体转化为马氏体。同时在配方九在35CrMnSiA的熔覆层(如图5b)和配方九在42CrMo的熔覆层 (如图5d)存在类似于过共晶白口铁中一次渗碳体的组织，增加了组织本身的脆性。
3.磨损表面形貌
摩擦磨损试验后的样品表面进行磨损形貌分析，图6a-6h为不同样品表面磨损的二维及三维形貌。图6a、图6c、图6e和图6g为磨损表面的三维立体图像，图6b、图6d、图6f和图6h为磨损表面在光学显微镜下的100 倍图像。
磨粒磨损的机理是磨粒微观切削过程，最终会切削出一条条犁沟。接触面在磨粒的反复作用下，出现金属疲劳破坏，最终形成点蚀，在表面形成凹坑，并且在磨粒磨损过程中，金属表面会产生加工硬化，进而丧失塑性变脆，在磨粒作用下产生微裂纹随后掉落下来形成剥落，将图6a、图6b和图6c、图6d进行比较可以看出，图6c中磨损表面存在明显的犁沟，且从图6d中可以明显看出深且密集的犁沟，并且伴随着点蚀和剥落出现，相比较而言，图6a中磨损表面较为平整，只存在圆钝的突起，并且从图6b中可以看出，磨损表面的犁沟很轻微，且只有很少的点蚀和剥落存在。同理，将图6e、图6f和图6g、图6h进行比较，可以很明显的看出，图6g、图6h磨损更加严重。同时，将图6a、图6b和图6e、图6f进行比较，同样可以看出在，前者的耐磨性能是优于后者的，跟前面摩擦磨损试验的结果也是相吻合的。
4.硬度测试
用显微硬度计测量样品截面微观硬度梯度，将测量所得数据处理后进行汇总，得到如图7所示的截面硬度沿截面的分布图。在磨粒磨损的过程中，磨粒与摩擦表面之间就是一个微观的切削过程，与机械加工中的切削作用相似。如果材料韧性好，磨粒从表面上切下的连续屑较多；当材料较脆时，磨粒切下来的多为断屑。磨粒磨损的主要特征是有明显的犁皱形成的沟槽，如果材料塑性较好，会在沟槽两侧产生堆积，而不是切削下来；如果材料为脆性材料，产生的沟槽则是由裂纹扩展进而表面材料成片状脱落形成的。因此，磨粒磨损过程中沟槽的产生是磨粒的切屑作用、材料表面的塑性变形和疲劳破坏作用或脆性断裂的结果，或者是以其中一种形式为主，其他形式共同作用的结果。
金属材料耐磨性与H/E成正比(H为材料硬度，E为弹性模量)。但是E 对组织不敏感，所以金属材料耐磨粒磨损的性能主要受硬度的影响。一般情况下，材料硬度越高，耐磨性越好。但是通过一些试验表明，硬度并非决定耐磨性的唯一因素。根据试验可知，当增加金属材料的硬度时，磨损体积不断减小。当达到一定程度时，再增加材料硬度，磨损量的变化已不显著了。此时，金属材料的磨损是通过表面严重变形、疲劳而发生的。硬度已经不再是主要影响因素，提高材料韧性对改善耐磨性是有益的。耐磨性的优劣同样与材料的韧性有关，并且在微观上，金属材料的显微组织对材料的耐磨性也有影响，因为显微组织形态会影响材料的屈服强度、硬度、及静载塑性。
从图7中可以看出，样品配方九在35CrMnSiA的熔覆层和配方九在 42CrMo的熔覆层硬度明显高于配方五35CrMnSiA的熔覆层和配方五在 42CrMo熔覆层，从表2配方中可以看出，样品配方九在35CrMnSiA的熔覆层和配方九42CrMo的熔覆层对应的配方中WC所占比例较多，在熔覆过程中， WC颗粒的熔化会增加组织中碳含量，且在熔覆过程中基体也会有所熔化，对熔覆层附近的基体硬度同样产生影响，导致前两者硬度高于后两者。材料硬度高的同时韧性会降低，此时受高硬度低韧性的影响，磨粒切下的主要是断屑，磨损机理主要是脆性断裂，因此耐磨性反而没有硬度较低的配方五在 35CrMnSiA熔覆层和配方五在42CrMo熔覆层的耐磨性好。在图6a-图6h所示的表面磨损形貌也可以看出，配方九在35CrMnSiA熔覆层和配方九在 42CrMo熔覆层的磨损表面有大量点蚀和剥落，同样说明了这个结论。
5.元素能谱扫描
用扫描电子显微镜附带的能谱仪对样品截面进行元素扫描，通过能谱分析元素的分布规律。图8是样品35CrMnSiA配方五的元素能谱，分别选了两种改性成分W、Ni和对耐磨性影响较大的元素C单独列出。从熔覆层到基体，在进行熔覆过程中基体表层同样熔化导致了所测范围内C元素的分布基本没有变化；同时可以看出W元素在熔覆层和基体之间含量的差异，W主要集中在WC颗粒中，图中两部分的W含量接近，表明WC颗粒大部分熔化；Ni 元素的含量差异最大，是因为基体本身不含有该元素，在熔覆过程中Ni元素只有少量发生扩散进入了基体。
耐磨性最好的35CrMnSiA配方五相对应的耐磨性最差的样品为 35CrMnSiA配方九，从配方来看，35CrMnSiA配方五的WC含量及Ni含量均低于35CrMnSiA配方九的，而且熔覆层的硬度也是35CrMnSiA配方五低于 35CrMnSiA配方九。从图9所示35CrMnSiA配方九的元素分布上也能看出两者之间差别，从基体到熔覆层，C元素的分布情况跟35CrMnSiA配方五的类似，在熔覆层和基体上C元素的含量相差不大；但W和Ni两种元素在熔覆层和基体上的分布差异明显，这是因为35CrMnSiA配方九中WC颗粒所占比例为50％，比配方五的含量大，有些WC颗粒未熔化。同样的，Ni元素的含量在35CrMnSiA配方九为5％，高于配方五中的3％，导致了元素在熔覆层和基体上的分布出现差异。
42CrMo配方五是以42CrMo为基体的样品中耐磨性最好的，针对该样品进行元素扫描，了解元素的分布有利于研究元素分布与耐磨性之间的关系。图10为42CrMo配方五截面上的元素分布。同样对C、W和Ni三种元素进行分析。C元素在熔覆层和基体两部分上的分布基本相同；W的含量在熔覆层的含量高于基体，但是因为WC颗粒熔化较多导致两者差距不大；因为基体本身没有Ni元素，所以Ni在熔覆层中的含量高于基体，且差距明显。
在42CrMo为基体的样品中耐磨性最差的是42CrMo配方九。耐磨性的差别在于配方中WC颗粒、Ni和CeO2三种改性成分的含量不一样。图11为 42CrMo配方九的元素分布。由图可见，C元素因为扩散作用导致在扫描的范围内分浓度变化不大；W元素的浓度在熔合线附近出现较大的起伏，说明WC 的颗粒熔化数量没有配方五的多；Ni的浓度在熔合线附近发生较大的起伏，可以看出Ni元素主要集中在熔覆层。
综合图8、9、10和11可以看出，C元素在在各个样品中的浓度趋势相同，基本没有起伏，区别只是在于C元素的整体含量；35CrMnSiA配方九和 42CrMo配方九中的WC颗粒比35CrMnSiA配方五和42CrMo配方五多10％，在熔覆过程WC颗粒熔化，35CrMnSiA配方九和42CrMo配方九的熔覆层组织中剩余WC颗粒多，因此，在这两个样品的能谱图中W元素在熔合线出现剧烈起伏；Ni元素在各个样品中的趋势与W元素类似，因为基体本身没有Ni元素存在，基体中出现的均为熔覆过程中扩散进入的，35CrMnSiA配方九和 42CrMo配方九的Ni元素含量比35CrMnSiA配方五和42CrMo配方五多2％，因此出现上述情况。WC和Ni均为对铁基合金粉末进行改性的物质，用来提高熔覆层的综合性能，WC颗粒熔化会使W元素进入组织中提高组织的热稳定性，同时剩余的WC颗粒作为硬质颗粒提高组织的耐磨性，但是WC颗粒存在过多时会增加在磨损过程中的剥落，不利于提高耐磨性；通常认为Ni的存在会改善组织韧性，降低出现熔覆层剥落的概率，但过量的Ni似乎对熔覆层的耐磨性会产生不利影响。
三、总结
本部分在35CrMnSiA和42CrMo上制备九种不同配方熔覆层，在相同条件下进行耐磨性试验，结果表明，在合金粉末成分为：铁基粉末55％，WC40％， Ni3％，CeO22％时，耐磨性较好，每百次往复摩擦的平均失重量为0.0025g和 0.0037g，与基体的每百次往复摩擦的失重量0.0077g和0.008g相比，耐磨性有了极大地提升，熔覆层硬度达到了53HRC左右，微观组织为铁素体和分布于晶界上的碳化物，以碳化物作为骨架可提高耐磨性。磨损表面的三维立体图显示，磨损表面的犁沟很轻微，且只有很少的点蚀和剥落存在。
第二部分双层激光熔覆涂层的初步研究
(1)按照第一部分中表2所示配方五的激光熔覆粉末的组成，称取各组分配置成外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末，外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末中铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物、以及CeO2的质量百分含量均相同，在外层激光熔覆粉末中：铸造碳化钨WC与单晶碳化钨质量之比为1：0.5；在内层激光熔覆粉末中：铸造碳化钨WC与单晶碳化钨质量之比为1：1.5；外层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量为内层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量的1.5倍；使用球磨机将外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末分别进行球磨；
(2)向球磨后得到的混合物分别加入粘结剂，搅拌均匀，分别得到内层激光熔覆涂料和外层激光熔覆涂料；
(3)首先将步骤(2)中得到内层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA和/或 42CrMo截齿待修表面上，在25℃、24h的条件下将内层激光熔覆粉末涂层烘干；然后将外层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿的内层激光熔覆涂层表面上，在25℃、24h的条件下将外层激光熔覆粉末涂层烘干；内层激光熔覆粉末涂层与外层激光熔覆粉末涂层的厚度之比为1：1.5；
(4)激光熔覆，激光功率为2600W，离焦量为0mm，扫描速度为10mm/s，光斑大小为0.9mm。
摩擦磨损试验结果表明，在35CrMnSiA截齿材料表面制备双层激光熔覆层每百次往复摩擦的平均失重量为0.0016g；在42CrMo截齿材料表面制备双层激光熔覆层每百次往复摩擦的平均失重量为0.0029g。用显微硬度计测量样品截面微观硬度梯度，将测量所得数据处理后进行汇总，得到如图8所示的截面硬度沿截面的分布图。
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，而并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引伸出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。

Claims (10)

1.一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，为激光熔覆粉末，由如下组分组成：铁基合金粉末、烧结碳化钨WC或铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物、镍Ni和CeO2；所述铁基合金粉末由如下组分组成：C、Cr、Si、B、Al和Fe。
2.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，所述铁基合金粉末中各组分的质量百分含量为：C为5％、Cr为25％、Si为3％、B为1％、Al为1％和Fe为65％。
3.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的44％-70％。
4.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，所述烧结碳化钨WC或所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的30％-50％。
5.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-5％。
6.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-2％。
7.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，激光熔覆粉末中各组分的质量百分含量为：所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的44％-70％；所述烧结碳化钨WC或所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的30％-50％；所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-5％；所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0％-2％；所述铁基合金粉末中各组分的质量百分含量为：C为5％、Cr为25％、Si为3％、B为1％、Al为1％和Fe为65％。
8.根据权利要求7所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料，其特征在于，激光熔覆粉末中的质量含量为：所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的55％；所述烧结碳化钨WC或所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的40％；所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的3％；所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的2％。
9.35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)按照权利要求1-8任一所述的激光熔覆粉末的组成，分别称取各组分置于球磨机中进行混合；
(2)向球磨后得到的混合物加入粘结剂，搅拌均匀，所述粘结剂为溶有松香的无水乙醇，松香与无水乙醇的体积比为1:3；
(3)将步骤(2)中得到糊状混合物涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿待修表面上，在25℃、24h的条件下将激光熔覆粉末涂层晾干；
(4)激光熔覆，熔覆参数为：功率为2600W，离焦量为0，搭接率为0，扫描速度为10mm/s，光斑大小为0.9mm，并且用Ar气来保护工件，保护气流速度为20L/min。
10.35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)按照权利要求1-8任一所述的激光熔覆粉末的组成，分别称取各组分，配置成外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末，外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末中铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物、以及CeO2的质量百分含量均相同，在外层激光熔覆粉末中：铸造碳化钨WC与单晶碳化钨质量之比为1：(0.3-0.5)；在内层激光熔覆粉末中：铸造碳化钨WC与单晶碳化钨质量之比为1：(1.5-2)；外层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量为内层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量的1.5-2倍；使用球磨机将外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末分别进行球磨；
(2)向球磨后得到的混合物分别加入粘结剂，搅拌均匀，分别得到内层激光熔覆涂料和外层激光熔覆涂料；
(3)首先将步骤(2)中得到内层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿待修表面上，在25℃、24h的条件下将内层激光熔覆粉末涂层烘干；然后将外层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿的内层激光熔覆涂层表面上，在25℃、24h的条件下将外层激光熔覆粉末涂层晾干；内层激光熔覆粉末涂层与外层激光熔覆粉末涂层的厚度之比为1：(1.5-2)；
(4)激光熔覆，熔覆参数为：功率为2600W，离焦量为0，搭接率为0，扫描速度为10mm/s，光斑大小为0.9mm，并且用Ar气来保护工件，保护气流速度为20L/min。
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