A283GRC鋼（ASTM）的綜合力學(xué)性能優(yōu)異、價(jià)格低廉，是應(yīng)用廣泛的工程結(jié)構(gòu)材料[1, 2]。但是A283GRC鋼的耐磨性較差，限制了在關(guān)鍵零部件摩擦副中的應(yīng)用[3]。為此，人們采用表面工程技術(shù)在A283GRC鋼表面制備高耐磨復(fù)合涂層，實(shí)現(xiàn)了傳統(tǒng)材料和高性能材料的組合式應(yīng)用，充分發(fā)揮了各種材料的使用潛能，提高了裝備的使用壽命，降低了制造成本[4, 5]。

目前常用的表面工程技術(shù)，有滲碳、復(fù)合鍍、氣相沉積和激光處理等方法。材料滲碳后在表面形成了碳含量高的硬化層，具有良好的耐磨性。但是滲碳層的脆性較大，承受沖擊能力弱，且滲碳層厚度薄，在滲碳過(guò)程中易變形，限制了使用范圍[6]。復(fù)合鍍技術(shù)，是在工件表面形成一層復(fù)合鍍層。這種鍍層的性能優(yōu)異、界面結(jié)合好，但是鍍液易對(duì)環(huán)境造成污染[7]。用氣相沉積技術(shù)制備的復(fù)合膜致密、性能穩(wěn)定，但是制備時(shí)需要真空環(huán)境，效率低而成本較高[8]。隨著高功率激光器的發(fā)展，激光熔覆技術(shù)已經(jīng)受到人們的青睞[9]。

激光熔覆技術(shù)是利用高能量密度激光束輻照熔覆層粉末和基板，形成界面冶金結(jié)合的熔覆層[10]。該技術(shù)的熱源作用區(qū)域小、冷卻快，可以實(shí)現(xiàn)精準(zhǔn)定點(diǎn)強(qiáng)化，降低了原材料消耗，是一種綠色環(huán)保的表面強(qiáng)化技術(shù)[11]。因此，該方法廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車工業(yè)、石油勘探和礦產(chǎn)機(jī)械強(qiáng)化等領(lǐng)域。目前熔覆層材料多為陶瓷（TiC、TiB2）增強(qiáng)金屬基復(fù)合涂層，耐磨性良好，但是耐腐蝕性較差[11, 12]。因此，耐腐蝕性良好的金屬間化合物涂層受到了人們的關(guān)注。Fe-Al金屬間化合物具有良好的耐腐蝕性能，有望成為激光熔覆涂層的理想材料，但是耐磨性不高，降低了使用壽命[13]。陶瓷增強(qiáng)金屬間化合物涂層兼有陶瓷的耐磨和金屬間化物的耐腐蝕性，是激光熔覆涂層的理想材料之一[14-16]。本文以Fe-Al-Ti-C混合粉末為原料在A283GRC鋼鐵材料表面直接制備出原位TiC/FeAl復(fù)合涂層，研究其微觀結(jié)構(gòu)和耐磨性。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用激光熔覆基板，是尺寸為100 mm×80 mm×10 mm的經(jīng)正火處理的A283GRC鋼，其化學(xué)成分列于表1。熔覆前對(duì)基板進(jìn)行噴砂處理以除掉表面的氧化皮，粗化鋼的表面，增加基板對(duì)激光的吸收。熔覆層材料選用Fe-Al-Ti-C混合粉末，其中Fe粉（純度≥96.8%,200目）、Al粉（純度≥99%,200目）、Ti粉（純度≥99.9%,100目）、C粉（純度≥99.9%,100目）。Ti粉、C粉的總質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%,摩爾比為1:1,Al粉與Fe粉摩爾比為3:1。

實(shí)驗(yàn)中使用型號(hào)為L(zhǎng)DM-2500-60的半導(dǎo)體激光器，光斑直徑為3 mm。用氬氣同軸送粉，氣流量為10 L/min。熔覆層為6道多層，試樣的尺寸為70 mm×24 mm×10 mm,試驗(yàn)用激光功率為2.2 kW,熔覆層搭接率為40%,掃描速度5 mm/s。

用線切割法切取金相試樣，然后進(jìn)行金相研磨、拋光和金相腐蝕。金相腐蝕劑選用5%的硝酸酒精，樣品在腐蝕液浸泡30-60 s后清洗、吹干。用BX41M-LED金相顯微鏡、Tescan VEGAII-LMH掃描電子顯微鏡（SEM）觀察熔覆層的形貌，使用掃描電鏡附帶的能譜儀（EDS）和Max-2000 X射線衍射儀（XRD）分析涂層的物相組成，CuKα輻射，衍射束石墨單色器單色化，管壓40 kV,管流100 mA。根據(jù)ISO6507標(biāo)準(zhǔn)[17]使用XHV-1000Z顯微硬度計(jì)測(cè)試涂層的硬度，所加載荷為0.2 kg,加載時(shí)間為15 s。為了減小測(cè)量誤差，測(cè)量硬度時(shí)在同一區(qū)域測(cè)量10次取其平均值。根據(jù)ASTM：G77-05（2010）標(biāo)準(zhǔn)使用M-2000型磨損試驗(yàn)機(jī)測(cè)定熔覆層的耐磨性，壓力選用800 N,試樣先預(yù)磨損5 min,然后持續(xù)磨損30 min后將試樣取下進(jìn)行超聲清洗稱重，計(jì)算磨損失重與原始重量的比值以表征其磨損率。

2 結(jié)果和討論

2.1 微觀結(jié)構(gòu)

圖1給出了激光熔覆TiC/FeAl復(fù)合涂層的宏觀形貌，圖2給出了涂層橫截面的宏觀形貌。可以看出，涂層主要由熔覆層、界面熔合區(qū)、熱影響區(qū)、搭接區(qū)和基板構(gòu)成，且各區(qū)域間結(jié)合良好，沒(méi)有氣孔、裂紋、夾雜等缺陷。在基板與熔覆層之間有一條細(xì)窄的熔合線，稱為界面熔合區(qū)。界面熔合區(qū)清晰明顯，且寬度較窄。其原因是，在高能量密度激光的瞬間作用下在基板表面快速形成熔池，熔池與母材之間元素含量的差異造成很大的濃度梯度，合金元素強(qiáng)烈擴(kuò)散。在快速冷卻過(guò)程中，作為傳遞熱量的過(guò)渡層形成了一層化學(xué)成分既不同于基板又不同于熔覆層的過(guò)渡區(qū)域。熔合區(qū)的存在確保了涂層與基板形成良好的冶金結(jié)合，提高了界面結(jié)合強(qiáng)度。在基板和熔合區(qū)之間區(qū)域?yàn)闊嵊绊憛^(qū)，相鄰兩道熔覆層疊加的熱影響區(qū)比非疊加區(qū)域?qū)挕＿@主要與激光熔覆的熱循環(huán)有關(guān)。上一道激光熔覆后基板的溫度升高，相當(dāng)于提高了下一道激光熔覆基板的初始溫度，對(duì)基板進(jìn)行了預(yù)熱。隨著基板初始溫度升高，基板材料對(duì)激光的吸收率也逐漸增加。因此，在相同能量密度的激光作用下基板可以吸收更多的激光能量，基板表面的溫度更高，使基板的熱影響區(qū)域增大。

圖1 熔覆層的宏觀形貌

圖3給出了涂層的微觀結(jié)構(gòu)。由圖3可見(jiàn)，熔池界面附近的白色粗大FeAl樹(shù)枝晶垂直于界面擇優(yōu)生長(zhǎng)（圖3a）。在高能量密度激光束的輻照下穿過(guò)激光束焦點(diǎn)附近的復(fù)合粉末吸收了激光大部分能量，產(chǎn)生了瞬間高溫，發(fā)生原位反應(yīng)，生成TiC/FeAl復(fù)合材料；高溫熔融的原位產(chǎn)物沉積在基板表面，形成瞬間熔池。基板溫度低，熔池溫度高，在熔池和基板之間形成垂直于界面的巨大溫度梯度。熔池液體沿垂直于界面的最大散熱方向快速生長(zhǎng)，形成了明顯的樹(shù)枝晶。該區(qū)域只能依靠基板本身的熱傳導(dǎo)散熱，因此冷卻速度較小，樹(shù)枝晶生長(zhǎng)較慢且粗大。沿著熔池深度方向從熔池底部到熔池中間，樹(shù)枝晶漸漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶（圖3b, c），熔覆層頂部為晶粒細(xì)小的等軸晶。在熔池頂部，熔池大部分高于基板表面，熔池的熱量既可以通過(guò)熔池內(nèi)部的強(qiáng)對(duì)流散發(fā)又可通過(guò)周圍空氣輻射散熱，熔池在三維方向上受到周圍氣體的均勻冷卻[18]。另外，保護(hù)氣體定向噴到熔池表面可實(shí)現(xiàn)熔池快速冷卻，加快熔池頂部的凝固速度，因此熔池頂部形成了細(xì)小的等軸晶。熔池中部的熔體主要依靠對(duì)流散熱，在三維方向上散熱均勻，冷卻速度小于熔池頂部，因此該區(qū)域生成晶粒稍大的等軸晶。

圖2 熔覆層的橫截面宏觀形貌

圖3 熔覆層微觀結(jié)構(gòu) （a）界面熔合區(qū) （b）熔池底部 （c）中部 （d）頂部涂層的微觀結(jié)構(gòu)

原位TiC越過(guò)熔池界面進(jìn)入基板表層，涂層中TiC顆粒大部分存在FeAl晶粒內(nèi)部，成為FeAl基體的形核中心，熔池頂部的TiC含量較多（圖3d）。通過(guò)激光束時(shí)復(fù)合粉末吸收激光束的高密度能量，瞬間達(dá)到高溫并熔化。同時(shí)，對(duì)應(yīng)區(qū)域的基板表層產(chǎn)生微熔化，然后熔融的復(fù)合熔體沉積到溫度較低基板表面，與基板表層微熔區(qū)域共同形成熔池。根據(jù)Fe-Al-Ti-C體系主要產(chǎn)物的吉布斯自由能變化曲線（圖4），當(dāng)溫度高于400 K時(shí)TiC的生成吉布斯自由能明顯比Al3Ti與Al4C3的低，Al4C3的最高，因此TiC增強(qiáng)體顆粒優(yōu)先生成，然后生成FeAl相[19]。TiC的熔點(diǎn)高達(dá)3360 K,是涂層中熔點(diǎn)最高的相，因此在復(fù)合熔體的沉積過(guò)程中隨著激光束的偏移熔體溫度逐漸降低，先達(dá)到固態(tài)TiC顆粒增強(qiáng)液態(tài)FeAl半固態(tài)狀態(tài)。半固態(tài)復(fù)合熔體沉積在基板表面時(shí)，在初始沖量和重力作用下固態(tài)的TiC顆粒穿過(guò)基板表面微熔層進(jìn)入到基板表層，而處于液態(tài)的FeAl在表面張力的作用下沒(méi)有進(jìn)入基板表層（圖3a）。TiC為面心立方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=0.4327nm,FeAl晶體結(jié)構(gòu)為簡(jiǎn)單的CsCl結(jié)構(gòu)，F(xiàn)e作為α子晶格位于體心立方的頂角，Al作為β子晶格位于體心立方的中心，兩個(gè)子晶格相互嵌套成一個(gè)完整的晶體結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=0.2909 nm。TiC與FeAl的晶體結(jié)構(gòu)不同，兩者的晶格匹配需通過(guò)二維錯(cuò)配度進(jìn)行準(zhǔn)確表征。采用bramfitt的方法計(jì)算出TiC與FeAl二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度δ=5.18%[20-21]。因此，當(dāng)激光束偏離熔池區(qū)域后熔池溫度逐漸降低，高熔點(diǎn)的TiC顆粒為FeAl熔體的凝固提供形核中心，實(shí)現(xiàn)了熔體的非均勻形核，最后分布在FeAl晶粒內(nèi)部，細(xì)化了晶粒（圖3c）。TiC顆粒在熔池中的運(yùn)動(dòng)機(jī)制有兩種：一方面，表面張力梯度差引起的熔池表面的強(qiáng)制對(duì)流張力，以及熔池內(nèi)部溫度梯度產(chǎn)生的自然對(duì)流浮力，在兩者共同作用下熔池內(nèi)部形成對(duì)流環(huán)[22]。熔池底部的TiC顆粒受到基板的冷卻作用使對(duì)流環(huán)對(duì)其影響較小，而熔池中部半固態(tài)復(fù)合熔體中的TiC顆粒隨著對(duì)流環(huán)向熔池頂部移動(dòng)，并在快速冷卻條件下于頂部匯聚。另一方面，由于TiC的密度（4.93×103 kg·m-3）小于FeAl（6.72×103 kg·m-3），密度小的TiC易聚集在熔池頂部（圖3d）。

圖4Fe-Al-Ti-C體系中主要反應(yīng)產(chǎn)物的吉布斯自由能隨溫度變化關(guān)系曲線

為了進(jìn)一步確定熔覆涂層的相組成，對(duì)圖3中A、B、C點(diǎn)，進(jìn)行EDS點(diǎn)掃描，譜圖如圖5所示。柱狀晶（A點(diǎn)）主要含有Fe、Al兩種元素，原子含量百分比為94:6。由于該區(qū)域?yàn)榻缑娓浇慕M織，主要由部分熔化的基板和熔覆層共同構(gòu)成。熔覆時(shí)熔池底部局部熔化的基板垂直于基板擇優(yōu)生長(zhǎng)定向凝固（圖5a），因此該部分以α-Fe固溶體為主。黑色顆粒狀相（B點(diǎn)）主要含有Ti、C元素，Ti的原子百分?jǐn)?shù)為52.37%,C的原子百分?jǐn)?shù)為47.63%,原子百分比接近1:1,該新相為原位合成TiC增強(qiáng)顆粒（圖5b），與XRD （圖6）結(jié)果一致；涂層中C點(diǎn)的主要元素組成為Fe、Al,其中Fe原子百分?jǐn)?shù)為52.22%,Al的原子百分?jǐn)?shù)為45.08%,原子百分比接近1:1（圖5c），說(shuō)明基體組織主要為金屬間化合物FeAl相。XRD圖譜顯示，熔覆涂層中還存在Al、Fe、Ti單質(zhì)。其原因是，激光能量的分布屬于高斯分布，激光束中心的能量很高，周邊的能量很低，當(dāng)粉末通過(guò)激光束外圍時(shí)粉末吸收的能量達(dá)不到反應(yīng)所需的溫度，該部分粉末之間沒(méi)有發(fā)生原位反應(yīng)。

圖5激光熔覆制備TiC/FeAl復(fù)合涂層EDS能譜分析

圖6 熔覆層的XRD圖譜

2.2 顯微硬度

圖7給出了涂層的顯微硬度。從圖7可以看出，熔覆層的硬度最高，平均硬度為HV1896,熔池頂部的熔覆層硬度超過(guò)HV2000;在界面熔合區(qū)的平均硬度為HV1013,比熔覆層硬度明顯下降；熱影響區(qū)的硬度分布穩(wěn)定，最高值與最低值相差不大，平均硬度為HV469;基板硬度為HV316,熔覆層的硬度約是基板的6倍。涂層硬度的梯形分布主要由其微觀結(jié)構(gòu)決定，熔覆層頂部的FeAl基體晶粒細(xì)小，且TiC顆粒增強(qiáng)體含量較高，因此該區(qū)域的硬度最高。沿著熔池的深度方向從涂層頂部到熔池底部，F(xiàn)eAl的晶粒尺寸逐漸增大，在接近于熔池底部的界面區(qū)域FeAl晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榫Я］^大的樹(shù)枝晶，且TiC含量相對(duì)較少，局部熔化的基板對(duì)界面周圍區(qū)域產(chǎn)生稀釋作用，降低了該區(qū)域金屬間化合物含量，增大了金屬Fe的比例，因此界面區(qū)域涂層硬度明顯降低。熱影響區(qū)的顯微組織，是固態(tài)基板在高溫下快速冷卻形成的。快速的冷卻相當(dāng)于淬火過(guò)程，因此該區(qū)域的硬度比基板的高。

圖7 熔覆層熔池深度方向的顯微硬度分布

2.3 耐磨性

圖8給出了在相同磨損條件下基板和熔覆層的磨損率。本文用相對(duì)體積減少量的百分比表征磨損率，即磨損體積的減少量除以原始樣品的體積再乘以百分之百。耐磨性與磨損率呈倒數(shù)關(guān)系，即磨損率越高耐磨性越差。從圖8可以看出，基板的磨損率為0.53%,熔覆層的磨損率為0.01%,熔覆層的耐磨性比基板提高53倍，熔覆層的耐磨性遠(yuǎn)高于基板。這主要與涂層的微觀結(jié)構(gòu)有關(guān)，磨損試驗(yàn)前將涂層打磨使其具有一定的表面平整度，但磨去的只是涂層表面較薄的一部分。實(shí)驗(yàn)中與磨輪接觸的是涂層的上部區(qū)域，熔覆層上部由顆粒細(xì)小的TiC陶瓷和FeAl金屬間化合物構(gòu)成，TiC顆粒作為FeAl的形核中心，實(shí)現(xiàn)了非均勻形核，細(xì)化了FeAl晶粒。同時(shí)，TiC顆粒具有高的耐磨性，增加了涂層的耐磨性，所以熔覆層的耐磨性遠(yuǎn)高于基板。圖9給出了熔覆層的磨損形貌，可見(jiàn)基板表面有細(xì)長(zhǎng)的劃痕和顯微切削而造成的不規(guī)則塑性撕裂口（圖9a），摩擦面呈典型的磨粒磨損形貌。其原因是，對(duì)磨副具有較高的硬度，磨輪上密布的硬質(zhì)點(diǎn)反復(fù)刮擦基板表面，造成大量劃痕，形成磨粒磨損。圖9b給出了熔覆層磨損表面形貌，可見(jiàn)磨損面呈典型的磨粒磨損溝痕，磨損面較平整，且摩擦溝痕深度和寬度都明顯減小，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)磨屑粘著和塑性斷裂現(xiàn)象，呈現(xiàn)典型的磨粒磨損特征。熔覆層由原位合成的FeAl金屬間化合物基體和TiC陶瓷增強(qiáng)體組成，涂層具有很高的硬度。在摩擦過(guò)程中對(duì)磨副很難壓入高硬度的熔覆層中，只能通過(guò)劃擦的方式作用在熔覆層表面。原位生成的TiC增強(qiáng)顆粒與FeAl基體界面結(jié)合強(qiáng)度高，且可作為強(qiáng)化相對(duì)基體產(chǎn)生釘扎強(qiáng)化作用，大大提高熔覆層的抗微切削能力，因此磨損面摩擦痕較小，熔覆層耐磨性能好。

圖8基板和熔覆層的磨損率

圖9 涂層磨損表面形貌

3 結(jié)論

采用激光熔覆法制備的TiCp/FeAl原位復(fù)合涂層，沿著熔池深度方向從熔池底部到熔池頂部FeAl基體從樹(shù)枝晶漸漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶。原位TiC越過(guò)熔池界面進(jìn)入基板表層，大部分TiC顆粒存在FeAl晶粒內(nèi)部，熔池頂部的TiC含量較多。沿著熔池的深度方向從涂層頂部到基板，涂層硬度呈梯形分布，熔池頂部涂層硬度最高，涂層硬度是基板6倍，涂層的耐磨性是基板的53倍。TiCp/FeAl原位復(fù)合涂層的磨損機(jī)理，為典型的磨粒磨損。