Page 70 - 《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 855

Sliding direction Sliding direction
(a)
Load Load

Counterpar Counterpar

Groove
Eutectic Spalling
Coating

(b) Sliding direction Sliding direction

Load Load

Counterpar Counterpar

Groove
WC
M 23 C 6
Coating

Fig. 17 Wear mechanism for (a) sample 1 and (b) sample 3
图 17 (a)试样1和(b)试样3的磨损机理

合成的网状M C 存在于晶界处强化了晶界，有效地 基体，M C 碳化物从晶界处析出形成连续网状结构，
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抑制了位错和晶粒的滑移，使得在熔覆层在与摩擦副 WC颗粒以未熔W颗粒作为形核质点形核生长并分布
的相互作用下难以产生塑性变形，因此，黏着变形导 在熔覆层中.
致的材料去除率较低，与著名的Archard黏着磨损定律 b. 激光熔覆过程中M C -WC双相碳化物增强铁
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一致；二是原位合成的块状WC和W的存在能有效抵 基熔覆层温度变化的凝固过程为液态+W→液态+
制摩擦副表面硬质点的切削作用，降低了微切削作 W+WC→液 态 +W+WC+γ-(Fe, Ni)枝 晶 →WC+γ-(Fe,
用，如图17(b)所示. 因此，试样3的主要磨损机理为轻 Ni)枝晶+ W+M C →WC+α-Fe枝晶+ W+M C .
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微的磨粒磨损. 对于外部添加质量为30%WC熔覆层 c. M C -WC双相碳化物增强铁基熔覆层相较于
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(试样4)，磨损表面出现严重的材料剥落，如图16(d)所 纯Fe60合金涂层和WC增强铁基熔覆层显微硬度和耐
示. 这主要是因为添加了30%WC的熔覆层，熔覆层基 磨性大幅度增加. M C -WC双相碳化物增强铁基熔
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体与WC存在较大的硬度梯度. 硬度较高的WC弥散分 覆层的平均显微硬度为835.3 HV ，比纯Fe60合金涂
0.5
布在熔覆层基体中，虽能有效抵制摩擦副表面硬质点 层(604.6 HV )和WC增强铁基熔覆层(658.9 HV )分
0.5
0.5
的微切削作用，但是熔覆层的软基体在交变应力作用 别增加了约230和180 HV . 而M C -WC双相碳化物
0.5
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−6
3
下易产生严重的塑性变形，由此导致严重的材料剥 增强铁基熔覆层磨损率为3.44×10 mm /(N·m)，比纯
落，降低了耐磨性. 因此，试样4的主要磨损机理为黏 Fe60合金熔覆层和WC增强铁基熔覆层耐磨性分别增
着磨损. 强了约24.7倍和2.3倍.

d. 纯Fe60合金涂层的磨损机理为严重磨粒磨损
3 结论
和黏着磨损为主的混合磨损，单相WC增强铁基熔覆
a. M C -WC双相碳化物增强铁基熔覆层主要包 层的磨损机理为轻微磨粒磨损和黏着磨损，而M C -
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含α-Fe超饱和固溶体、WC和M C 复合碳化物，其中 WC双相碳化物增强铁基熔覆层的磨损机理主要是以
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M代表Cr、W和Fe. 体心立方结构α-Fe超饱和固溶体为 轻微的磨粒磨损为主.