CN115094416A - 一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品 - Google Patents

一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品 Download PDF

Info

Publication number
CN115094416A
CN115094416A CN202210753611.8A CN202210753611A CN115094416A CN 115094416 A CN115094416 A CN 115094416A CN 202210753611 A CN202210753611 A CN 202210753611A CN 115094416 A CN115094416 A CN 115094416A
Authority
CN
China
Prior art keywords
resistant
stainless steel
cladding layer
corrosion
powder
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.)
Granted
Application number
CN202210753611.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115094416B (zh
Inventor
郭铁明
张瑞华
尹燕
南雪丽
薄尧
董康
张译文
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.)
Yangjiang High Rating Laser Application Laboratory Co ltd
Yangjiang Metal Scissors Industrial Technology Research Institute
Lanzhou University of Technology
Original Assignee
Yangjiang High Rating Laser Application Laboratory Co ltd
Yangjiang Metal Scissors Industrial Technology Research Institute
Lanzhou University of Technology
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 Yangjiang High Rating Laser Application Laboratory Co ltd, Yangjiang Metal Scissors Industrial Technology Research Institute, Lanzhou University of Technology filed Critical Yangjiang High Rating Laser Application Laboratory Co ltd
Priority to CN202210753611.8A priority Critical patent/CN115094416B/zh
Publication of CN115094416A publication Critical patent/CN115094416A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115094416B publication Critical patent/CN115094416B/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
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

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)

Abstract

本发明公开了一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，涉及不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金制备技术领域，包括以下步骤：对3Cr13不锈钢基体进行预处理，激光熔覆粉末，所述粉末为Fe‑Cr‑C系合金粉和Mo粉的混合粉末；所述Mo粉为基体名义质量分数的0.5％～5.5％。在3Cr13不锈钢基体表面制备含有不同Mo含量的马氏体不锈钢基高硬度耐磨耐蚀熔覆层，随着Mo含量的增加，熔覆层一次枝晶与二次枝晶数量减少，长度明显变短，熔覆层晶粒细化，碳化物数量增多同时Mo部分置换了碳化物中的铬，使晶内基体Cr含量提高；提高了熔覆层的硬度，减少了摩擦磨损过程中磨损深度及剥落量，较大程度地改善了熔覆层的耐蚀性能。

Description

一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品
技术领域
本发明涉及碳钢基合金制备技术领域，特别是涉及一种制备不锈钢基高硬度 耐磨耐蚀合金的方法及其产品。
背景技术
3Cr13属于马氏体不锈钢，在阀门、阀座零件、喷嘴、刃具以及石油、天然 气管道方向都有广泛的应用，但随之而来的就是在服役过程中产生的腐蚀、磨损 等问题。3Cr13不锈钢机械加工性能好，有一定的耐蚀性能和塑韧性，但硬度、 耐磨性略有不足。
目前，针对提高硬度及耐磨性，在容易受到磨损的机械零部件表面制备耐磨 涂层是一种有效方法。目前在零部件表面制备涂层主要采用热喷涂和激光熔覆两 种方法。但是，对于一些设备的关键部件而言，为保证服役期间的安全性，要求 基体和涂层之间具有较高的结合强度，热喷涂涂层的结合强度难以达到要求。
因此，有必要提供一种综合提高3Cr13马氏体不锈钢硬度、韧性及耐磨耐蚀 性能的方法。
发明内容
激光熔覆3Cr13马氏体不锈钢因其制造成本低，具有一定的耐蚀能力，所以 在模具制造、石油化工、泵阀等领域都有着一定的应用，但是在需求高硬度、高 耐磨耐蚀性等的综合环境中使用效果较差。本发明提供一种制备不锈钢基高硬度 耐磨耐蚀合金的方法，为了提高3Cr13不锈钢的硬度、耐磨及耐蚀性能，本发明 选用激光熔覆技术在其表面制备中碳钢基耐磨耐蚀合金涂层，期望使用较低的成 本获得与3Cr13不锈钢基体冶金结合良好的高性能涂层。
为实现上述目的，本发明提供了如下方案：
本发明提供一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，包括以下步骤：
对不锈钢基基体进行预处理，激光熔覆粉末，所述粉末为Fe-Cr-C系合金粉 和Mo粉的混合粉末。
本发明采用激光熔覆技术在3Cr13不锈钢基体表面制备含有不同Mo含量(0.5wt％～5.5wt％)的马氏体不锈钢基熔覆层，探究Mo含量对熔覆层组织、硬 度、弯曲强度、耐磨及耐蚀性能的影响。发现，随着Mo含量的增加，熔覆层一 次枝晶与二次枝晶数量减少，长度明显变短，熔覆层晶粒细化，碳化物数量增多， 碳化物形态由鱼骨状变为棒状，同时Mo部分置换了碳化物中的铬，使晶内基体 Cr含量提高；熔覆层的耐蚀性能得到提高，Mo元素的加入促进了碳化物的形成 与类型转变，熔覆层的硬度提高，摩擦磨损过程中磨损深度及剥落量减少，熔覆 层的硬度、抗弯曲强度和耐蚀性能随着Mo元素含量的增加有不同程度的提升， Mo含量为0.5wt％时，其硬度和耐性性能与原始样相比得到显著提升，且抗弯强度最高，当Mo含量继续增加时抗弯强度降低。综合考虑硬度、韧性及耐磨耐蚀 性能，当Mo含量为0.5wt％时，熔覆层的综合性能最佳；Mo的强化机理主要为 细晶强化，Mo置换了碳化物中的铬，使得基体铬含量提高，从而提高点蚀电位 及熔覆层钝化能力，提高熔覆层耐蚀性能。
进一步地，所述不锈钢基基体为淬火+回火态的3Cr13不锈钢。所述淬火+回 火态的3Cr13不锈钢的化学成分，按照质量百分数计，包括：0.26％～0.35％的C， 12％～14％的Cr，≤1.00％的Si，≤0.035％的P，≤1.00％的Mn，0.60％的Ni，余 量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述预处理过程为将基体打磨光滑，无水乙醇擦拭基体。
进一步地，所述Fe-Cr-C系合金粉以质量百分数计，包括0.6％的C， 13.0％～15.0％的Cr，0.2％～0.6％的Si，0.6％～1.2％的Ni，1.0％～3.0％的B，余量 为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述Mo粉为基体名义质量分数的0.5％～5.5％(纯度99.99％)。
进一步地，所述混合粉末的霍尔流动性为14.9s/50g，松装密度为4.72g/cm3， 含氧量为220PPM。
进一步地，激光熔覆过程中，激光功率为1250W，扫描速度为4.5(mm·s-1)，转盘速度为4r/min。
进一步地，激光熔覆过程在氩气保护下进行。
进一步地，氩气载气量为6L/min，气体流量为1MPa。
进一步地，所述混合粉末熔覆层厚度2.5～3.5mm，熔覆层宽度2.7～3.1mm。
本发明还提供一种由上述方法制备得到的激光熔覆制备碳钢基合金。
本发明公开了以下技术效果：
(1)本发明熔覆层的基体组织为马氏体+残余奥氏体，以及晶界合金碳化 物，并测得碳化物的类型为FeC、Fe3C、M5C2、M7C3、M23C6、Mo2C(M主要 为Fe、Cr、Mo元素)。并且在熔覆层中添加Mo元素后其显微组织明显得到改 善，碳化物形态由网状转变为片层状、短棒状，随着Mo元素的增加，一次枝晶 与二次枝晶明显减少，长度明显降低，熔覆层晶粒得到细化，且晶粒的生长方向 出现规律性。
(2)在添加Mo元素后熔覆层的硬度有明显的提高，Mo含量为0.5％、 1.5％、2.5％时，熔覆层平均显微硬度最佳，分别较原始试样提高了212.75HV1、 214.64HV1、228.98HV1；弯曲试验表明，加入0.5％wt％Mo元素试样的抗弯强 度有明显提高；未加Mo试样的熔覆层的断口形貌由解理面和少量韧窝组成，加 入0.5％wt％Mo试样的熔覆层的断口形貌解理面减小，韧窝数量增加，说明适量 的Mo能够改善熔覆层的韧性，提高熔覆层与基体的结合能力。
(3)加入Mo元素后，相比原始试样的熔覆层，磨损深度明显降低，较未 添加Mo元素的原始试样(1.40μm)减小0.4～0.88μm，磨痕明显变浅，熔覆层 剥落量减少。磨损形式为黏着磨损和磨粒磨损。Mo含量为0.5％时，摩擦系数最 为稳定。以上说明Mo元素的加入有助于改善熔覆层的耐磨性能。
(4)通过电化学腐蚀试验得出随着Mo含量的增加，极化曲线相比原始试 样明显右移，熔覆层的自腐蚀电位增大，自腐蚀电流密度降低，维钝电流密度降 低，钝化膜更为稳定。
(5)综合考虑硬度、韧性及耐磨耐蚀性能，当Mo含量为0.5wt％时，熔覆 层综合性能最佳。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例 中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发 明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下， 还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为不同Mo含量熔覆层X射线衍射图(XRD图)谱，其中左侧为主要 衍射峰，右侧为42°～48°局部放大图；
图2为不同Mo含量熔覆层中部的金相组织图(OM照片)，其中a为原始 样；b为实施例1；c为实施例2；d为实施例3；e为实施例4；f为实施例5；g 为实施例6；
图3为不同Mo含量熔覆层微观组织SEM图，其中a为原始样；b为实施 例1；c为实施例2；d为实施例3；e为实施例4；f为实施例5；g为实施例6；
图4为不同钼含量试样熔覆层中部碳化物组织微区EDS分析图谱(a:A区域； b:B区域；c:C区域)；
图5为不同Mo含量熔覆层EDS面扫图；
图6为不添加Mo含量和添加不同含量Mo的熔覆层的显微硬度分布曲线 图；
图7为三点弯曲试验不同Mo含量载荷-位移曲线；
图8为在1000倍下不同Mo含量熔覆层中部断口形貌，其中a为原始样；b 为实施例1；c为实施例2；d为实施例3；e为实施例4；f为实施例5；g为实 施例6；
图9为不同Mo含量熔覆层摩擦系数曲线图；
图10为不同Mo含量熔覆层磨损形貌；
图11为不同Mo含量熔覆层磨损三维形貌和磨痕深度波动图；
图12为始样以及不同Mo含量熔覆层极化曲线。
具体实施方式
现详细说明本发明的多种示例性实施方式，该详细说明不应认为是对本发明 的限制，而应理解为是对本发明的某些方面、特性和实施方案的更详细的描述。
应理解本发明中所述的术语仅仅是为描述特别的实施方式，并非用于限制本 发明。另外，对于本发明中的数值范围，应理解为还具体公开了该范围的上限和 下限之间的每个中间值。在任何陈述值或陈述范围内的中间值，以及任何其他陈 述值或在所述范围内的中间值之间的每个较小的范围也包括在本发明内。这些较 小范围的上限和下限可独立地包括或排除在范围内。
除非另有说明，否则本文使用的所有技术和科学术语具有本发明所述领域的 常规技术人员通常理解的相同含义。虽然本发明仅描述了优选的方法和材料，但 是在本发明的实施或测试中也可以使用与本文所述相似或等同的任何方法和材 料。本说明书中提到的所有文献通过引用并入，用以公开和描述与所述文献相关 的方法和/或材料。在与任何并入的文献冲突时，以本说明书的内容为准。
在不背离本发明的范围或精神的情况下，可对本发明说明书的具体实施方式 做多种改进和变化，这对本领域技术人员而言是显而易见的。由本发明的说明书 得到的其他实施方式对技术人员而言是显而易见得的。本发明说明书和实施例仅 是示例性的。
关于本文中所使用的“包含”、“包括”、“具有”、“含有”等等，均为开放性 的用语，即意指包含但不限于。
本发明实施例中激光熔覆的母材为淬火+回火态的3Cr13不锈钢的化学成分， 按照质量百分数计，包括：0.26％～0.35％的C，12％～14％的Cr，≤1.00％的Si， ≤0.035％的P，≤1.00％的Mn，0.60％的Ni，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明实施例中的原始样为不含钼的熔覆层，作为对比样，即0％Mo。
试验母材为淬火+回火态的3Cr13不锈钢，在熔覆前将待熔覆的基体表面用 180目的砂带机打磨光滑，并用无水乙醇擦拭基体表面去除污渍，避免产生裂纹 气孔。熔覆的粉末以Fe-Cr-C系合金粉末为基础，加入粒度为100目、名义质量 分数0.5％～5.5％(见实施例1～6)的纯Mo粉(纯度99.99％)。利用球磨机混粉， 球磨时间6h。混粉后用筛网筛选出50～250目的粉末放入真空干燥箱进行烘干， 烘干时间4h，温度120℃，以去除粉末中的水分，以得到更好效果的熔覆层。利 用霍尔流速计测得粉末的霍尔流动性为14.9s/50g，松装密度为4.72g/cm3，含氧 量220PPM，熔覆粉体熔点低、自熔性好，与基体的结合良好。对照组不添加Mo， 只熔覆Fe-Cr-C系合金粉末(粉末状态同各实施例)，对照组和实施例1～6熔覆 粉末的化学成分见表1。
表1对照组及实施例1～6熔覆粉末的化学成分(wt.％)
Figure BDA0003719083220000051
Figure BDA0003719083220000061
对照组和实施例1～6采用高功率激光熔覆工作站，采用同轴送粉的方法，熔 覆过程用99.99％的高纯氩气保护以防氧化，激光工艺参数见表2。熔覆层厚度 2.5～3.5mm，熔覆层宽度2.7～3.1mm，成型后表面平整，无明显波浪起伏，与基 体结合效果好，无裂纹气孔产生。
表2激光熔覆工艺参数
Figure BDA0003719083220000062
将激光熔覆后的样品(对照组及实施例1～6的产品)沿垂直于激光扫描方向 截取尺寸为10×10×3mm的试样块，用120～7000目砂纸对样品进行打磨抛光， 采用RigakuUltima IV X-射线衍射仪(XRD)分析熔覆层物相组成，XRD扫描速率 为4°/min，扫描范围为20°～100°，靶材为Cu靶(Cu Kα)，管压为40KV， 管流为150mA。
用王水腐蚀待观察面，采用JSM-6700F冷场发射扫描电子显微镜分析熔覆层 微观组织形貌，用能谱仪分析碳化物及基体的微区成分。
采用HV-1000型显微硬度计测量熔覆层硬度，载荷大小为1000g，加载时间 15s，从熔覆层顶部至基体每间隔0.2mm测试一点。利用往复式摩擦磨损试验 机测试试样的摩擦性能，摩擦时间20分钟。
摩擦磨损试样尺寸为25×25mm，表面抛光。采用HT-1000高温摩擦磨损试 验机在非真空条件下进行干摩擦磨损试验，摩擦副为球状Si3N4(Φ＝6mm)，加 载载荷10N，固定频率10.05Hz，电机转速为562r/min，摩擦半径3mm，摩擦 时间30min，记录熔覆层的摩擦系数随时间的变化值。试样磨损后形貌采用扫描 电子显微镜观察，通过测量计算试样表面摩损前后的体积磨损量与平均摩擦系数， 来评价其表面的耐磨性能。
试样的体积磨损量采用表面形貌仪检测，
利用公式(1)和(2)计算磨损体积和磨损率。
Figure BDA0003719083220000071
公式(1)中ΔV为磨损体积，单位mm3；L0为磨擦距离，单位mm；r为摩 擦副半径，单位mm；b为摩痕宽度，单位mm。
Figure BDA0003719083220000072
公式(2)中W为磨损率，单位为mm3/(N·m)；ΔV为磨损体积，单位 mm3；N为载荷，单位为N；L为往复行程，单位mm。
采用上海辰华CHI660E电化学工作站测试熔覆层耐蚀性能，采用三电极体 系，参比电极为饱和甘汞电极，辅助电极为Pt电极，熔覆层试样作为工作电极， 腐蚀介质为3.5％NaCl溶液，溶液温度60±2℃，表征熔覆层自腐蚀电流密度、 自腐蚀电位、点蚀电位等电化学参数。
不同Mo含量熔覆层的X射线衍射图见图1。七种涂层的物相主要有α-Fe、 M7C3、M23C6、M3C等(其中M主要为Fe、Cr、Mo元素)。α-Fe、M7C3、M23C6三种物相的最强衍射峰位置非常接近。从图1中42°～48°局部放大图(图1的 右侧图)可看出，未加钼试样中的碳化物以M23C6为主，加入Mo元素后，M23C6相的最强峰减弱，M7C3相的最强衍射峰增强，α-Fe的最强衍射峰有所降低，说 明加钼后碳化物类型由以M23C6型为主转化为以M7C3型为主，同时M7C3型碳 化物的数量增加。随着钼含量的增加，M7C3相的主峰向左偏移，说明合金碳化 物M7C3相的点阵常数增大，这是由于Mo部分置换出碳化物中的Cr，而钼原子 半径(139pm)大于铬原子半径(130pm)，碳化物中钼含量增加时导致其点阵常 数增大，衍射峰左移；此外当含钼量达到4.5％时，α-Fe的最强衍射峰有所增强， 说明α-Fe的含量有所增加。
不同Mo含量熔覆层中部的金相组织图如图2所示，加入钼后熔覆层枝晶趋 向于发展为具有一定取向的柱状晶及胞状晶，当钼含量为2.5％时枝晶完全消 失，表现为尺寸及分布都较均匀且长径比小的胞状晶。随着钼含量的继续增加， 胞状晶的长度有所增大；3.5％Mo的试样为取向分布的柱状晶和细小的等轴晶； 4.5％Mo和5.5％Mo试样中柱状晶数量增多，尤其5.5％Mo试样柱状晶密度最 大且趋向于同一方向生长。相对于不含钼试样，胞状晶尺寸有所增大。
采用Image J软件对不同试样的一次枝晶长径比、枝晶长度、柱状晶长径比、 柱状晶长度进行统计，结果见表3。可以发现随着Mo含量的增加，一次枝晶先 增大后减小，一次枝晶和胞状晶的长度有所降低。通过表3可以发现当Mo含量 为2.5％时，一次枝晶的长度最小，此时一次枝晶和胞状晶的长径比也最小。
由此可见，Mo元素的添加有助于抑制一次枝晶的生长，枝晶间距也明显减 小，晶粒分布更加密集均匀，说明随着Mo含量的加入，组织均匀性增加。
表3不同Mo含量试样枝晶长径比与晶粒尺寸
Figure BDA0003719083220000081
不同Mo含量激光熔覆层微观组织SEM图见图3，尽管存在少量气孔，但熔 覆层组织致密。由图3可以看出熔覆层的组织均由晶内马氏体，残余奥氏体和晶 界合金碳化物共晶组织组成。未加Mo元素的原始试样的碳化物呈现较大的块状 和网状，而加入Mo元素后，熔覆层沿晶界分布的合金碳化物多以短棒状和片层 状分布，由XRD可知主要由M3C、M7C3、M23C6型碳化物组成。
加入Mo元素后共晶碳化物数量增多，用Image J软件统计的不同Mo含量 熔覆层中碳化物体积分数见表4。可以看出，当钼添加量为0.5％～2.5％之间时， 随着Mo含量增加，熔覆层中碳化物数量增加；但当Mo含量大于3.5％后碳化 物数量随Mo含量增加而有所下降。总体来看，添加Mo元素后晶粒尺寸减小， 碳化物趋向于细化。
表4不同Mo含量熔覆层中碳化物体积分数(％)
Figure BDA0003719083220000091
合金元素钼会使铁碳合金奥氏体区缩小，使奥氏体中碳的最大固溶度降低， 共晶点、共析点左移，而在激光熔覆过程中冷却速度很快，导致结晶过程中产生 较大成分偏析，因而在奥氏体周围出现碳化物和奥氏体共晶组织，并在随后的快 速冷却过程中，部分过冷奥氏体转变为马氏体组织。
表5列出了图3中不同钼含量熔覆层中部不同区域的微区成分分析结果。位 置1为基体，位置2为碳化物，不难看出随着钼含量的提高，熔覆层晶界碳化物 中的钼含量增大，铬含量下降，而晶内基体中的铬含量有所提高，说明钼元素部 分置换出合金碳化物中的铬，从而提高了基体铬含量。虽然钼和铬都属于中等强 度碳化物形成元素，但钼和碳的亲和力大于铬和碳的亲和力。此外，钼含量小于 4.5％时，晶内未检测到钼元素，但当钼含量大于4.5％后，晶内马氏体基体中也 存在钼，而晶界碳化物中的钼含量相对4.5％Mo的试样有所减少，这和XRD结 果及图3微观形貌相对应，钼含量大于3.5％后部分钼固溶于α相基体中，从而 使碳化物数量有所减少。
图4分别为不同钼含量试样熔覆层中部碳化物组织微区EDS分析图谱，碳 化物是主要以Fe、Cr、Mo为主的合金碳化物。表6统计了基体和碳化物中各元 素的原子百分比，并计算了不同Mo含量碳化物中(Fe,Cr,Mo)/C值，可以总结出 两点，加Mo后碳化物中C浓度增加，(Fe,Cr,Mo)/C值降低，其比值由23:6转变 为7:3，晶界碳化物由Cr23C6类型转变为Cr7C3。
不同Mo含量熔覆层EDS面扫图见图5，并结合XRD的分析，认为是Mo 元素的加入减少了生成高Cr碳化物(Cr23C6)的析出，而贫铬现象的发生就是因 为晶界Cr23C6的析出导致晶界腐蚀，因此认为Mo的加入可以提高耐蚀性能。同 时晶界中C元素含量的发生变化认为是Mo元素的加入促进了碳化物的形成和 转变，对硬度和韧性都会有所影响。
表5熔覆层中部组织微区成分分析(wt.％)
Figure BDA0003719083220000092
Figure BDA0003719083220000101
表6不同Mo含量熔覆层试样局部区域(Fe,Cr,Mo)/C值
Figure BDA0003719083220000102
不添加Mo含量和添加不同含量Mo的熔覆层的显微硬度分布曲线图见图6， 在图6中可以看出沿着熔覆试样从熔覆层顶部到基体的显微硬度图呈阶梯状，分 为三个阶段，分别为熔覆层，热影响区和3Cr13不锈钢基体。其平均显微硬度如 表7所示。
由图6可以看出，在添加Mo含量后，熔覆层的硬度有明显的提高，这是由 于添加Mo元素后碳化物数量增多，同时一定Mo元素的加入有助于细化晶粒， 使组织均匀致密，从而使材料的硬度有所提高。
表7不同Mo含量时熔覆层的显微硬度平均值
Figure BDA0003719083220000103
结合图6与表7可以直观的看出在添加Mo元素后，熔覆层的硬度明显增加。 由表7可看出不同Mo含量的熔覆层的平均显微硬度值，随着Mo含量逐渐增 加，熔覆层硬度逐渐增加，在Mo含量加入到2.5％时，熔覆层的硬度达到最大 值，其平均硬度达到866.49HV1，但是随着Mo含量的继续增加，熔覆层的硬度 相比2.5％Mo含量的硬度又有所降低。
添加Mo元素后熔覆层硬度明显得到改善，分析认为一是在熔覆过程中产生 的Mo2C提高了熔覆层的硬度，起到细晶强化的目的，二是熔覆层碳化物含量增 加，导致熔覆层硬度提高。而当Mo含量过大时，熔覆层硬度又有所下降，认为 是过量的Mo元素导致碳化物颗粒发生粗化，碳化物数量减少，使得碳化物周围 出现贫碳现象，从而导致硬度又会有所下降。但是在整个加Mo的过程中，熔覆 层的硬度都是呈现提高的趋势，说明添加少量微合金元素Mo有助于晶粒细化， 使得碳化物分布更加均匀。
界面结合强度是显示熔覆层与基体材料结合好坏的一项重要力学性能指 标，它直接决定了熔覆试样产品熔覆层与基体结合的好坏，而表征与评价熔覆 层与基体材料的界面结合强度需要依靠试验方法的测定，由于熔覆层与基体结 合的多样性与复杂性，而目前常用来测量熔覆层基体材料的界面结合强度的方 法主要有：拉伸法、剪切法、弯曲法、划痕法、压入法等。而由于试样的特殊 性，选择了三点弯曲的方法来测试熔覆层与基体的界面结合强度，并测得载荷- 位移曲线，图7为不同Mo含量的位移-载荷曲线图。表8为三点弯曲试验测得 的最大载荷以及最大位移。
表8不同Mo含量三点弯曲试验最大载荷-位移值及抗弯强度
Figure BDA0003719083220000111
由图7可以看出整个弯曲断裂的过程为脆性断裂。由图7和表8可以看出 Mo元素的加入对熔覆层的界面结合强度有适量的影响。在表8中可看出原始试 样的最大位移为0.44625mm，此时对应的最大载荷为2.74417kN，随后材料发 生脆性断裂，在Mo含量达到0.5％时所对应的载荷最大，载荷值可达到4.02381 kN，此时最大位移为0.56875mm，抗弯强度达到了3824MPa。但是随着Mo含 量的加入，熔覆层的塑韧性并没有得到有效的改善，因此少量的Mo元素的添加 有利于熔覆层韧性的改善。Fe-Cr-C合金熔覆层由于M5C2、M7C3、M23C6等硬质 相的存在，Mo含量增加碳化物数量增加，使得熔覆层具有较高的硬度，从而在 抗弯过程中可以抗拒较大的载荷应力，但是由于硬度太高，从而导致铁基的熔覆 层在断裂过程中都呈现为脆性断裂。
图8为在1000倍下不同Mo含量的熔覆层中部断口形貌电镜照片。由图8 可看出断口的形貌由高度不一，大小不同的解理面、以及少量韧窝组成混合断口 形貌，是最为常见的解理断裂。未添加Mo元素的熔覆层断口形貌呈现阶梯状， 解理面较大，添加0.5％Mo试样的断口解理面减小，韧性得到了改善。
图9为不同Mo含量的熔覆层摩擦系数曲线图，发现摩擦系数的浮动较大， 分析认为一方面是法向载荷较小，材料硬度值偏高，从而造成摩擦系数的较大浮 动变化，二是材料在摩擦过程中会产生一定的热量，摩擦生热导致材料软化，而 本身熔覆材料的特性使得熔覆层存在内应力，而在摩擦过程中产生的热量对熔覆 层有一定的回火和去应力作用，导致熔覆层硬度降低，致使摩擦系数浮动较大。 在经过整个跑合阶段后，含量为0.5％Mo的试样摩擦系数值最为稳定。
图10为未添加Mo的原始样与添加不同Mo含量的熔覆层表面磨痕形貌。 发现原始试样的熔覆层表面磨痕较宽，并且出现相对较深的犁沟和涂层剥落现象， 磨损形式为黏着磨损和磨粒磨损，随着Mo元素的添加，磨痕宽度逐渐变窄，并 且犁沟也相对较浅，认为是添加Mo元素后，熔覆层的硬度提升，导致熔覆层枝 晶存在高硬度含Cr碳化物，抵抗塑形变形较强，从而导致磨损深度较浅，涂层 剥落减少。说明一定Mo元素的添加有利于提高熔覆层的耐磨性能。
图11为不同Mo含量熔覆层磨损三维形貌和磨损深度波动图，按图11中箭 头方向对摩擦表面进行线扫，得到试样磨痕处的波动曲线，用来观察磨损程度。 由图11也可以看出原始试样熔覆层表面出现较多磨屑，而随着Mo元素的添加， 磨屑明显减少。表9为线扫得到的熔覆层最大磨损深度，可以看出原始试样的磨 损较深，深度为1.40μm，而随着Mo元素的添加，由表9中数据发现磨损深度 明显变浅，可以进一步说明Mo元素的添加有助于改善熔覆层的耐磨性。
表9不同Mo含量熔覆层磨损深度
Figure BDA0003719083220000121
为了能够研究不同Mo含量熔覆层的腐蚀机理及规律，采用极化曲线进行腐 蚀试验。试验所用的溶液为30±2℃的1％NaCl溶液，用甘汞电极为参比电极， 铂电极为辅助电极，试样为工作电极进行试验测试。图12为原始试样以及不同 Mo含量熔覆层的极化曲线，其电化学参数如表10所示。
表10电化学极化曲线拟合参数
Figure BDA0003719083220000131
由图12可以看出在加入Mo元素后，极化曲线相对于原始试样整体右移， 自腐蚀电位增大，而在极化曲线中，自腐蚀电位越大，材料的耐蚀性能越好； 同时极化曲线的自腐蚀电流密度也相对原始试样有明显的降低，随着自腐蚀电 流密度的降低，腐蚀速率减慢，熔覆层的耐蚀性能得到了提高。
分析表10极化曲线的拟合参数，在表中可以看出原始样的自腐蚀电位为-0.908V，而在加入不同的Mo含量后，试样的自腐蚀电位不同程度上增大，当 Mo含量为2.5％时自腐蚀电位为-0.412V，自腐蚀电位最大；原始样的自腐蚀 电流密度为8.61×10-6A/cm2，随着Mo含量的增加，自腐蚀电流密度减小，腐 蚀速率降低，因此Mo元素的加入可以有效缓减熔覆层的腐蚀速率，从而提高 耐蚀性能。同时，Mo元素的添加降低了维钝电流密度，使得钝化膜更为稳 定。认为是由于Mo元素的添加可以有效抑制晶界高Cr碳化物的析出，从而减少贫Cr区，提高熔覆层的全面耐腐蚀性能。综上，Mo元素的添加可以有效改 善铁基熔覆层的耐蚀性能。
以上所述的实施例仅是对本发明的优选方式进行描述，并非对本发明的范 围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发 明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护 范围内。

Claims (10)

1.一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀碳钢基合金的方法，其特征在于，包括以下步骤：
对不锈钢基基体进行预处理，激光熔覆粉末，所述粉末为Fe-Cr-C系合金粉和Mo粉的混合粉末。
2.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，所述不锈钢基基体为淬火+回火态的3Cr13不锈钢。
3.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，所述预处理过程为将基体打磨光滑，无水乙醇擦拭基体。
4.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，所述Fe-Cr-C系合金粉以质量百分数计，包括0.6％的C，13.0％～15.0％的Cr，0.2％～0.6％的Si，0.6％～1.2％的Ni，1.0％～3.0％的B，余量为Fe和不可避免的杂质。
5.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，所述Mo粉为基体名义质量分数的0.5％～5.5％。
6.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，所述混合粉末的霍尔流动性为14.9s/50g，松装密度为4.72g/cm3，含氧量为220PPM。
7.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，激光熔覆过程中，激光功率为1250W，扫描速度为4.5(mm·s-1)，转盘速度为4r/min。
8.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，激光熔覆过程在氩气保护下进行，氩气载气量为6L/min，气体流量为1MPa。
9.根据权利要求1所述一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法，其特征在于，所述混合粉末熔覆层厚度2.5～3.5mm，熔覆层宽度2.7～3.1mm。
10.一种不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金，其特征在于，根据权利要求1～9任一项所述方法制备得到。
CN202210753611.8A 2022-06-28 2022-06-28 一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品 Active CN115094416B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210753611.8A CN115094416B (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210753611.8A CN115094416B (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115094416A true CN115094416A (zh) 2022-09-23
CN115094416B CN115094416B (zh) 2023-08-04

Family

ID=83295708

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210753611.8A Active CN115094416B (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN115094416B (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115948739A (zh) * 2022-12-29 2023-04-11 西安智能再制造研究院有限公司 一种易切削高硬度不锈钢激光熔覆层及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103752818A (zh) * 2014-01-21 2014-04-30 中国科学院半导体研究所 一种用于激光熔覆的含有高铬含量的铁基复合粉末
CN107058998A (zh) * 2016-11-22 2017-08-18 国营芜湖机械厂 激光熔覆沉淀硬化不锈钢耐磨耐蚀涂层的制备方法与应用
CN111218682A (zh) * 2020-01-09 2020-06-02 浙江工业大学 一种耐腐蚀、耐磨铁基激光熔覆粉末及其激光熔覆方法
CN114134426A (zh) * 2021-12-09 2022-03-04 河北科技大学 一种铁基激光熔覆层粉末及铁基熔覆层的制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103752818A (zh) * 2014-01-21 2014-04-30 中国科学院半导体研究所 一种用于激光熔覆的含有高铬含量的铁基复合粉末
CN107058998A (zh) * 2016-11-22 2017-08-18 国营芜湖机械厂 激光熔覆沉淀硬化不锈钢耐磨耐蚀涂层的制备方法与应用
CN111218682A (zh) * 2020-01-09 2020-06-02 浙江工业大学 一种耐腐蚀、耐磨铁基激光熔覆粉末及其激光熔覆方法
CN114134426A (zh) * 2021-12-09 2022-03-04 河北科技大学 一种铁基激光熔覆层粉末及铁基熔覆层的制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115948739A (zh) * 2022-12-29 2023-04-11 西安智能再制造研究院有限公司 一种易切削高硬度不锈钢激光熔覆层及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN115094416B (zh) 2023-08-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111593250B (zh) 一种l12型析出强化高熵合金及其制备方法
Xu et al. Microstructure, mechanical properties, and corrosion resistance of SiC reinforced AlxCoCrFeNiTi1-x high-entropy alloy coatings prepared by laser cladding
Ren et al. Effect of WC particles preparation method on microstructure and properties of laser cladded Ni60-WC coatings
CN111719147B (zh) 一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆方法
CN101307415A (zh) 一种整体具有良好耐磨性的奥氏体不锈钢
CN115094416A (zh) 一种制备不锈钢基高硬度耐磨耐蚀合金的方法及其产品
MX2008016063A (es) Aleacion resistente al desgaste y corrosion a base de niquel.
CN115555569A (zh) 一种高耐磨耐蚀的高熵合金涂层材料的制备方法
Peng et al. Investigations of the mechanical and high-temperature tribological properties of the Inconel 718 alloy formed by selective laser melting
JP5212774B2 (ja) 靭性および高温強度に優れた熱間工具鋼およびその製造方法
CN113106443B (zh) 一种涂覆自润滑耐磨复合涂层的304不锈钢及其制备方法
EP3748025A1 (en) Cemented carbide and cemented carbide composite roll for rolling
Wu Rapidly solidified nonequilibrium microstructure and phase transformation of laser-synthesized iron-based alloy coating
Li et al. Effect of M–A constituents formed in thermo-mechanical controlled process on toughness of 20CrNi2MoV steel
Yajun et al. Effect of La2O3 on granular bainite microstructure and wear resistance of hardfacing layer metal
Wu et al. Enhanced wear resistance of blades made of martensitic steels: A study of diverse α′-matrix/carbide microstructures
CN115874175A (zh) 一种高性能激光熔覆合金刀具及其制备方法
CN109563584A (zh) 刀具用原材料
Yang et al. Influence of temperature on tribological behavior of AlCoCrFeNi coatings prepared by electrospark deposition.
JP2004219323A (ja) 鉄基材料の評価方法
Yang et al. Effect of Titanium Content on Microstructure and Wear Resistance of Hardfacing Alloy
CN116891970B (zh) 一种抗蠕变铁镍基高温合金及其制备方法
Du et al. Microstructure and wear behaviour of WC-steel composite cladding
CN117327957B (zh) 一种熔覆粉末材料及其作为农业机械触土部件的表面强化涂层的应用
Ke et al. Effect of Vanadium on Microstructure and Mechanical Properties of M2 High‐Speed Steel Prepared by Laser Metal Direct Deposition Forming

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