Page 68 - 《摩擦学学报》2021年第6期

第 6 期 李剑锋, 等: 原位合成M 23 C 6 -WC双相碳化物协同增强激光熔覆层摩擦磨损行为的研究 853

(a) (b) (c)
Cellular crystal
Cellular crystal Lamellar eutectics
Cellular crystal
Carbides
Carbides
Carbides
Lamellar eutectics
Bottom 2 μm Middle 2 μm Upper 2 μm

Fig. 12 SEM micrographs of the microstructure in the bottom, middle upper regions of sample 4
图 12 试样4底部、中部和顶部的微观结构图

1 100 1 000
(a) Sample 1 (b)
1 000 Sample 2
900 Sample 3 900
Sample 4
Microhardne//HV 0.5 700 Microhardne//HV 0.5 700
800
800
600
500
400
300 600
500
200
100 400
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 1 2 3 4
Distance from interface/mm Sample

Fig. 13 Microhardness distribution of transverse cross section of the coatings
图 13 熔覆层横截面显微硬度分布图

的显微硬度平均在605 HV ，与纯Fe60合金涂层接近. 1 000
0.5
这主要是由于大量外加WC导致激光熔覆过程中
900
WC溶解释放出的W和C原子量较低，在合金基体中形
成的碳化物以及固溶于枝晶合金原子的含量均较低 800
所致. 由于该软区的存在，导致试样4的平均显微硬度 Microhardness/HV 0.5 700 Sample 1 Sample 2
Sample 4
Sample 3
仅658.9 HV ，相较于试样3，明显降低了180 HV . 600
0.5
0.5
图14为熔覆层搭接区显微硬度分布图，由图14可知， 500
试样1~3搭接区的硬度相较于单道熔覆层下降，但下
400
降幅度不大. 这是激光的二次加热使得枝晶晶粒粗 0.0 0.4 0.8 1.2 1.6
Distance from interface/mm
大，以及合金原子在枝晶中的固溶度降低所致. 而试
Fig. 14 Microhardness distribution of the overlapping zone
样4的搭接区显微硬度相较于单道却明显增加. 这主 of cladding coatings
要是因为激光的二次加热使得未溶解的WC继续溶解 图 14 熔覆层搭接区显微硬度分布图
释放出W和C原子，析出更多碳化物从而起到的弥散
强化作用. 13.9%. 另外，由图15(b)可知，试样1~4的磨损率分别为

−6
−6
−6
2.4 摩擦磨损行为 8.51×10 、4.12×10 、3.44×10 和7.98×10 mm /(N·m)，
−5
3
图15所示为试样的摩擦系数随干摩擦磨损时间 表明试样3的耐磨损能力最强. 综合摩擦系数和磨损
的变化趋势以及磨损率图. 在恒定磨损条件下，滑动 率结果可知，试样3的抗摩擦磨损性能最佳，这能充分
摩擦磨损过程可分为初始磨损阶段和稳定磨损阶段. 证明完整的网状M C 和WC的形成有效增加了熔覆
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由图15(a)可知，试样1~4的平均摩擦系数分别为0.68、 层的抗摩擦磨损能力. 此外，残留的W颗粒也在提高
0.60、0.56和0.65. 显然，试样3的摩擦系数最低且最平 熔覆层的抗磨损能力方面起到了一定的作用.
稳，滑动减摩特性分别比试样1和试样4高出17.6%和 为了进一步探究熔覆层的磨损机理，对所有熔覆