等離子噴涂Fe-W-B涂層的微觀結構與性能研究

楊國平，李　軍

(四川大學材料科學與工程學院，四川　成都　610065)

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等離子噴涂Fe-W-B涂層的微觀結構與性能研究

楊國平，李軍

(四川大學材料科學與工程學院，四川成都610065)

以水霧化Fe-W-B球狀合金粉末為原料，在45#鋼基體表面采用等離子噴涂技術制備Fe-W-B涂層。結合掃描電子顯微鏡(SEM)、X射線衍射(XRD)、能譜(EDS)、顯微硬度計等對Fe-W-B涂層的微觀結構、物相組成、元素分布、力學性能進行了研究。研究結果表明，Fe-W-B涂層呈層狀堆疊結構，涂層較為致密均勻；涂層物相為α-Fe相，且衍射峰向小角度偏移，各元素分布均勻；涂層結合強度為23.1MPa，斷裂類型為涂層層間斷裂；涂層硬度明顯高于45#鋼基體，分布在370～405 HV之間。

Fe-W-B涂層；等離子噴涂；微觀結構；力學性能

Fe-W-B合金具有許多特殊物理化學性能，可廣泛用作非晶材料、磁性材料、硬質材料、耐磨材料等[1-4]使用。Yi Ge等[5]采用化學還原法合成了一系列不同Fe、W、B比例的Fe-W-B非晶球狀納米粉，尺寸為30-100μM；E.Abakay等[3]以FeB粉和FeW粉為原料，采用TIG技術在AISI 1020鋼表面制備了Fe-W-B硬質涂層，但涂層存在成分不均、與基體結合力較差等問題。為了擴大Fe-W-B合金材料的研究，本文率先以水霧化法制備的球形Fe-W-B合金粉末為原料，采用等離子噴涂技術在45#鋼基體表面制備了Fe-W-B涂層，并對涂層的物相組成、元素分布、微觀結構及力學性能進行了研究。

1　實　驗

1.1原材料及儀器設備

水霧化Fe-W-B(原子比：Fe90W5B5)合金粉末，自制，粉末粒度分布為50～150μM，且粉末球形度較高，流動性較好，適宜用作噴涂粉末，Fe-W-B合金粉末微觀形貌如圖1所示。45#鋼基體材料，中色寧夏東方集團有限公司，丙酮清洗表面油脂后用棕剛玉噴砂處理。自熔性鎳鋁合金粉末作為噴涂層與基體之間的粘結層材料，自制，鎳鋁重量比約8:2。高強度環氧樹脂E7膠，上海華誼樹脂有限公司。

圖1　水霧化Fe-W-B合金粉末微觀形貌SEM

APS2000型大氣等離子噴涂設備，METCO公司；JSM-6090LV型掃描電子顯微鏡及附加X射線能譜儀(EDS)，日本電子株式會社；DX-2700型X射線衍射儀，丹東浩元儀器有限公司；WDW200E微機控制電子式萬能試驗機，濟南時代山峰儀器有限公司；DHV-1000Z型顯微硬度計，上海尚材試驗機有限公司。

1.2涂層制備

采用APS2000型大氣等離子噴涂設備，選用的噴涂工藝參數見表1所示，Fe-W-B涂層厚度約200 um。

表1　等離子噴涂參數

1.3性能表征

采用JSM-6090LV型掃描電子顯微鏡(SEM)對粉末和涂層的微觀形貌進行分析表征，并結合其附帶的X射線能譜儀(EDS)分析涂層的元素分布。采用DX-2700型X射線衍射儀(XRD)檢測粉末與涂層的物相組成，相關參數為Cu靶Kα輻射源，λ=0.1546 mm，電壓30 kV，電流40 mA，掃描角度為20～90°，速度為0.06 °/s。采用WDW200E微機控制電子式萬能試驗機測試涂層與基體的結合強度，加載速率為1 mm/min，每組5個試樣。結合強度膠粘劑選用高強度環氧樹脂E7膠，固化溫度100℃，時間3 h。采用DHV-1000Z型顯微硬度計測試涂層硬度分布，載荷1.96 N，加載時間15 s。

2　結果與討論

2.1Fe-W-B涂層微觀結構

圖2　Fe-W-B涂層表面(a)與截面(b)的微觀形貌

圖2為Fe-W-B涂層表面與截面微觀形貌圖。由圖4a可以看出，Fe-W-B粉末顆粒噴涂后熔融效果良好，涂層表面呈“層狀”堆疊結構和飛濺散射狀。可見，Fe-W-B粉末在等離子電弧的加熱作用下形成熔融或半熔融狀態，通過高壓載氣高速撞擊基體表面，并在基體表面鋪展形成層狀或飛濺散射狀。最先到達基體的熔融粒子首先在基體上形成涂層，在其未完全鋪展或半凝固狀態時又被后來的噴涂粒子覆蓋，如此循環積累，形成層狀堆積的結構[6]。從涂層截面形貌(圖4b)可以明顯看出噴涂粒子層狀堆疊結構，涂層較為致密，但涂層中存在少量孔隙。孔隙主要是粉末顆粒在堆疊過程中形成的，由于凝固時間很短，熔化顆粒無法到達前一個已鋪展顆粒的邊角處進行填充以及加載氣體的卷入[7]，從而使得涂層中不可避免的出現孔隙，且孔隙多呈條狀或弧狀。此外，涂層內仍有少量未熔融或熔融程度較低的Fe-W-B顆粒，這可能是由噴涂功率偏小或者粒子受熱不均勻造成。

2.2Fe-W-B涂層物相組成與元素分布

圖3為水霧化Fe-W-B粉末與Fe-W-B涂層XRD分析結果，可見Fe-W-B粉末與涂層的物相都為α-Fe相且衍射峰向小角度偏移，但未檢測到W、B相關相。分析可知在水霧化過程中，液滴冷卻速率極快，原子擴散受到抑制，W、B原子來不及擴散析出而被“凍結”在Fe原子周圍，最終形成固溶了大量W、B元素的α-Fe固溶體。W、B元素的固溶致使α-Fe相晶格發生畸變，晶格常數增大，晶面間距增加。根據Bragg定律方程2dsinθ=nλ，當入射波長λ不變時，晶面間距d增加，衍射角θ減小，因此，α-Fe相衍射峰向小角度偏移。Fe-W-B涂層之所以出現同樣的結果，是因為在噴涂過程中，高速行進的高溫噴涂粒子在基體表面或已鋪展的噴涂粒子表面快速冷卻凝固，噴涂粒子內部固溶的W、B原子來不及擴散析出形成新的物相。另外，涂層表面相對粗糙，所以涂層衍射峰強度低于粉末。

圖3　Fe-W-B涂層XRD

圖4為Fe-W-B涂層線掃描分析結果，圖4a中最左邊為鑲嵌樹脂，層狀結構左側為Fe-W-B涂層，厚度約150μM，右邊為45#鋼基體，中間為Ni-Al粘結層，厚度約20μM。沿涂層厚度方向，元素的濃度分布呈現出明顯的區域特征。由于涂層中B含量較低且B為輕元素，所以能譜中很難檢測出。從圖4中可以看出，雖然各元素的線掃描結果均出現了一定的背底信號，但各元素的濃度分布很明顯，如W元素主要分布在涂層中(圖4f)，Fe元素主要存在于涂層和基體中(圖4e)，Ni元素和Al元素分布于粘結層中(圖4c與圖4d)。粘結層中Ni濃度相對于Al濃度較高，這與選用的粘結層為自熔性鎳鋁合金粉末中鎳鋁重量比相匹配。涂層中Fe含量比基體中相對較低，則在圖4e中可明顯看出粘結層兩側的Fe元素濃度有一定差距。由于掃描線是沿涂層厚度方向隨機選取的，所以線掃描結果可以說明涂層中Fe、W、B、Ni、Al各元素分布均勻，不存在化學成分分布不均的問題。

圖4　Fe-W-B涂層沿涂層厚度方向線掃描能譜圖

2.3Fe-W-B涂層力學性能

Fe-W-B涂層的結合強度平均值為23.1MPa，涂層與基體結合效果良好。從涂層拉伸斷口發現剝離即出現在涂層一層，也出現在基體表面一側，即涂層破壞是發生在涂層內部，而非完全是涂層與基體的界面或者膠粘面。涂層斷口微觀形貌如圖5所示，可見涂層內部的斷裂為冶金結合的層狀堆積物的斷裂以及未熔融機械粘附顆粒的剝落，同時斷面中存在E7膠的殘余和少量微觀孔洞。造成涂層斷面出現在涂層層間的原因為：首先，Fe-W-B涂層及鎳鋁粘結層在45#鋼基體表面呈層狀堆積，各層片間的結合方式主要以冶金結合和機械粘附為主，機械粘附的結合較差，未熔融顆粒極易剝離，使得Fe-W-B涂層結合強度較低；其次，涂層內部不可避免的存在不規則分布的孔洞，當孔洞存在時，在應力作用下，容易形成裂紋，從而降低了涂層自身的內聚力致使涂層的破壞極易出現在片層之間的孔洞處。

圖5　Fe-W-B涂層斷口形貌圖

圖6為Fe-W-B涂層沿涂層厚度方向不同位置的硬度分布情況，可見沿涂層厚度方向不同位置的維氏硬度存在一定的差異，Fe-W-B涂層維氏硬度在370～405 HV之間，Ni-Al粘結層硬度約225 HV，45#鋼基體硬度約205 HV，涂層與粘結層之間的界面附近硬度約250 HV，45#鋼基體與粘結層之間的界面附近硬度約235 HV。涂層硬度高主要由涂層內部W、B元素的固溶強化作用以及涂層快速凝固時產生的殘余應力造成的，而中間層(涂層與粘結層之間和45#鋼基體與粘結層之間)的硬度高是因為粘結層中的Ni與涂層和基體中的Fe反應生成金屬間化合物，對中間層起到強化作用的結果。由于涂層內總存在少量孔洞及氧化物，使得涂層硬度分布存在一定的離散性。

圖6　Fe-W-B涂層沿涂層厚度方向不同位置的顯微硬度

3　結　論

(1)以水霧化Fe-W-B球狀合金粉末為原料，采用等離子

噴涂技術制備的Fe-W-B涂層主要呈層狀堆疊結構，涂層較為致密均勻，但不可避免的存在少量微觀孔隙。

(2)Fe-W-B涂層物相為α-Fe相，但衍射峰向小角度偏移，主要由噴涂過程中高溫噴涂粒子快速凝固時固溶于粉末顆粒內部的W、B原子來不及擴散析出造成。涂層沿厚度方向的線掃描結果顯示涂層內部各元素分布均勻，不存在成分偏析。

(3)Fe-W-B涂層結合強度為23.1MPa，斷裂類型為涂層層間斷裂。涂層顯微硬度明顯高于45#鋼基體，分布在370～405 HV之間。

[1]Mohan C V,Kaul S N.Critical behavior of magnetization and gilbert damping parameter in amorphous Fe83-xWxB17alloy [A].AIP Conference Proceedings[C].American Institute of Physics,1992:315-317.

[2]陳金昌,沈保根,詹文山,等.W對非晶態Fe-B基合金的磁性、電性及熱穩定性的影響[J].物理學報,1986,35(8):979-988.

[3]Abakay E,Kilinc B,Sen S,et al.Microstructural examinations of Fe-W-B base hard-faced steel[A].International Multidisciplinary Microscopy Congress[C].Springer International Publishing,2014:143-149.

[4]Li J L,Li J,Li C,et al.Reactive synthesis of FeWB powders and preparation of bulk materials[J].Int.Journal of Refractory Metals and Hard Materials,2014,46:80-83.

[5]Yi G,Guo Y,Zhang B W,et al.Preparation and thermal properties of amorphous Fe-W-B alloy nano-powders[J].Journal of Materials Processing Technology,1998,74:10-13.

[6]Mepherson R.On the formation of thermally sprayed Alumina coatings[J].Journal of Materials Science,1980,15:3141-3149.

[7]Yang Y Z,Liu Z G,LiuZ Y,et al.Interfacial phenomena in the plasma spraying Al2O3+13%TiO2ceremic coating[J].Thin Solid Flims,2001,388(1):208-212.

Research on Microstructure and Properties of Fe-W-B Coatings Prepared by Plasma Spraying

YANG Guo-ping,LI Jun

(College of Materials Science and Engineering,Sichuan University,Sichuan Chengdu 610065,China)

Fe-W-B coatings were prepared by plasma spraying with spherical water-atomized Fe-W-B alloy powders on 45# steel substrate.The microstructure,phase composition,element distribution and mechanical properties of Fe-W-B coatings were investigated by scanning electron microscopy (SEM),X-ray diffraction (XRD),energy disperse spectroscopy(EDS),micro-hardness tester,and so on.The results showed that the Fe-W-B coatings exhibited a layered stacking structure and the coatings were relatively compact and uniform.The phase of the Fe-W-B coatings was α-Fe phase but the diffraction peaks shifted to small angle.All elements homogeneously distributed.The adhesion strength of the coatings was 23.1MPa,and fracture type was the interlayer fracture in the coatings.The micro-hardness of Fe-W-B coatings was significantly higher than 45# steel substrate,ranging from 370 HV to 405 HV.

Fe-W-B coatings; plasma spraying; microstructure; mechanical properties

楊國平(1990-)，男，碩士研究生，主要研究方向：復合材料。

TG174.442

A

1001-9677(2016)011-0143-04