激光熔覆WC/H13-Inconel625復合材料的沖擊韌性與磨損性能

張 航，路媛媛，王 濤，魯亞冉，劉德健

(1 華中科技大學 材料成形與模具技術國家重點實驗室，武漢 430074； 2 湖北工業大學 工程技術學院，武漢 430068)

在鋼鐵、礦山煤炭、模具等領域，磨損是造成材料損失和能源浪費的主要原因之一[1-3]。隨著現代工業的高速發展，在許多惡劣工況下，單純的鋼鐵金屬材料已無法滿足使用要求。陶瓷顆粒增強金屬基復合材料具有高強度、高硬度和高耐磨性等優點，是解決復雜惡劣工況材料失效問題的有效途徑之一[4-5]。但是，由于陶瓷顆粒和基體材料熱膨脹系數的差異、陶瓷/金屬界面強度差、反應產物脆性較大等原因，顆粒增強復合材料的塑韌性相對于基體金屬顯著降低，在承受沖擊載荷的條件下容易發生斷裂而出現早期失效，導致其耐磨性能無法得到有效利用，極大地限制了其應用與發展。Ye等[6]采用鑄滲法制備了不同體積分數的V8C7增強Fe基復合材料，隨著增強相體積分數的增加，復合材料的硬度呈增大趨勢，而沖擊韌性由8.1J/cm2降至4.7J/cm2，當增強相體積分數低于24%時，耐磨性隨V8C7含量增加而增強，而當體積分數超過24%時，顆粒的破碎和微裂紋的產生導致耐磨性下降。張寧[7]采用復合電冶熔鑄工藝制備了WC/5CrNiMo復合材料，隨著WC含量的增加，復合材料的硬度和耐磨性均呈增大趨勢，但韌性呈下降趨勢，導致在三體沖擊磨損條件下的耐磨性遠遠低于二體摩擦磨損。

從以上研究的結果來看，陶瓷顆粒增強金屬基復合材料能夠顯著提高基體硬度，一定程度上提高耐磨性。但是，隨著陶瓷顆粒體積分數的增加，復合材料沖擊韌性嚴重下降，導致磨損過程中出現顆粒破碎甚至基體開裂，耐磨性反而呈現下降趨勢。因此，如何提高復合材料的沖擊韌性同時又不損失其耐磨性能成為目前顆粒增強金屬基復合材料的研究熱點。“結構韌化”[8]是通過空間結構設計，將復合材料在空間上分隔為增強顆粒富集區(增強區)和純基體區(韌化區)，通過韌化區吸收沖擊能量，阻止裂紋擴展，能夠顯著提高顆粒增強金屬基復合材料的韌性，避免復合材料的早期失效。目前國內外已有相關研究，將結構韌化用于鑄滲工藝制備了高韌性顆粒增強金屬基復合材料[9-11]。而將結構韌化與激光熔覆相結合制備復合材料的相關研究鮮有報道。本工作采用“結構韌化”的思想，以20%(體積分數，下同)WC/H13復合材料為增強區，Inconel625為韌化區，通過多層熔覆技術制備了WC/H13-Inconel625結構韌化復合材料，研究了復合材料沖擊韌性與磨損性能，分析了復合材料結構韌化機理。利用結構韌化思想與激光熔覆技術，實現了陶瓷顆粒增強金屬基復合材料沖擊韌性和耐磨性能的有效結合。

1 實驗材料與方法

實驗基板材料為H13鋼，其主要化學成分(質量分數)：0.45%C，0.95%Si，0.35%Mn，5.0%Cr，1.26%Mo，1.04%V，余量為Fe。基板尺寸為100mm×20mm×20mm，表面經機械打磨和拋光后用丙酮反復清洗。增強區熔覆材料為WC和H13混合粉末，粒度均為45～105μm；韌化區熔覆材料為Inconel625粉末，粒度45～105μm。

實驗在IPG YSL-4000型光纖激光器和KUKA六軸機器人組成的激光加工平臺上完成，采用同軸送粉方式熔覆。激光離焦量45mm，光斑直徑3mm，激光功率1300～1700W，掃描速率0.5～0.8m/min，送粉量9.5～11.5g/min。激光熔覆采用間序搭接多道多層熔覆的方式，每一層均包括4道WC/H13熔覆層和4道Inconel625熔覆層，共熔覆6層，具體過程如圖1所示。多道多層試樣尺寸為6mm×14mm×60mm。

圖1 結構韌化復合材料制備方法示意圖(橫截面)Fig.1 Schematic diagram of preparation method of microstructurally toughened composites (cross section)

采用數控線切割將熔覆層沿垂直于激光掃描方向切取金相試樣，試樣截面尺寸10mm×5mm，磨平拋光。由于Inconel625與H13耐腐蝕性差別太大，先以飽和草酸溶液電解腐蝕Inconel625(電壓6V，腐蝕5s)，再用4%硝酸酒精溶液腐蝕H13。利用AE2000MET光學顯微鏡(OM)、Sirion 200掃描電鏡(SEM)觀察熔覆層微觀形貌。采用430SVD型維氏硬度計測試試樣的顯微硬度，測試方法為平行于水平截面方向，以WC/H13-Inconel625界面為中心，分別向WC/H13區域中心和Inconel625區域中心每隔0.3mm取一個點，加載載荷0.5kg，加載時間10s。

沿熔覆層平行于激光掃描方向切取夏比U形缺口沖擊試樣，試樣尺寸5mm×10mm×55mm，保證沖擊韌性試樣全部處于熔覆層區域，如圖2所示。沖擊實驗采用JXB-300型擺錘式沖擊試驗機進行，實驗完成后利用VHX-1000C超景深顯微鏡和掃描電鏡觀察分析沖擊斷口。分別沿平行和垂直于激光掃描方向切取磨損試樣1和磨損試樣2，如圖2所示。對磨試樣為直徑6.3mm的銷，材料為淬火態GCr15(硬度60HRC)。以傳統10%WC/H13復合材料和淬火態H13鋼(硬度53HRC)作為對比試樣，均制成相同大小的磨損塊試樣。利用UMT-II摩擦磨損試驗機進行銷-塊式往復摩擦磨損實驗，實驗載荷為30N，上試樣線速率v=0.1m/s，磨損時間為60min。采用精度為0.0001g的電子天平測量失重。

圖2 沖擊試樣、磨損試樣切取方向示意圖Fig.2 Schematic diagram of cutting direction of impact specimens and wear specimens

2 結果與分析

2.1 結構韌化復合材料宏觀結構與微觀組織

圖3為結構韌化復合材料橫截面光學顯微鏡形貌。增強區為WC/H13復合材料，根據軟件分析WC體積分數為20%左右；韌化區為Inconel625。由于搭接率和稀釋率的作用，WC/H13和Inconel625分別形成了曲折連續分布的夾層結構，這種夾層結構將有利于提高結構韌化復合材料的沖擊韌性[12]。增強區與韌化區在界面處形成了良好的冶金結合，由于激光熔覆具有熱量集中、熱影響區小等優勢，僅有極少數WC顆粒沉入Inconel625區域，保證了Inconel625原有的良好塑韌性。需要指出的是，韌化區中心的少量WC顆粒是熔覆WC/H13粉末時殘留在送粉系統中的，在熔覆Inconel625粉末時被帶入熔池中。

圖3 結構韌化復合材料橫截面形貌Fig.3 Cross-section morphology of microstructurally toughened composites

圖4所示為結構韌化復合材料微觀組織形貌。在激光熔覆過程中，WC顆粒不可避免會受到激光一定程度的輻照作用，在熔池中與金屬熔體發生反應形成反應層，并部分熔解產生W原子和C原子。由于激光熔池停留時間短，W原子和C原子擴散距離有限，顆粒周圍形成富W、富C區，當滿足成分過冷和能量起伏時，以M6C先結晶相在顆粒附近的液態金屬中析出，隨著W和C的消耗，液態金屬達到共晶成分，形成魚骨狀共晶碳化物M6C[13]。而在遠離顆粒的基體中，由于W和C的含量較低，難以形成初晶碳化物，在熔池凝固的最后階段，于晶界處形成共晶碳化物M6C。

韌化區Inconel625為沿著熔覆層高度方向的柱狀晶以及部分樹枝晶組織，晶間分布著不規則白色析出相，根據現有研究結果[14]，推斷其為金屬間化合物Laves相以及部分塊狀碳化物。由于激光熱量集中冷卻較快，WC/H13熔池中的C原子沒有過多地擴散進入Inconel625，避免了Inconel625中碳化物脆性相的大量形成。在界面處存在尺寸較大的Laves相，這是由于在熔合區H13鋼中的合金元素擴散進入Inconel625，導致共晶反應中出現Laves相長大的現象。

圖4 結構韌化復合材料微觀組織(a)WC顆粒；(b)WC/Fe界面；(c)H13基體；(d)WC/H13-Inconel625界面(低倍)；(e)WC/H13-Inconel625界面(高倍)；(f)Inconel625Fig.4 Microstructures of microstructurally toughened composites(a)WC particle;(b)WC/Fe interface;(c)H13 matrix;(d)WC/H13-Inconel625 interface(low magnification);(e)WC/H13-Inconel625 interface(high magnification);(f)Inconel625

圖5 結構韌化復合材料顯微硬度分析Fig.5 Analysis of microhardness of microstructurally toughened composites

圖6 硬度分布曲線Fig.6 Curve of hardness distribution

2.2 結構韌化復合材料顯微硬度

結構韌化復合材料的顯微硬度取樣點和硬度分布曲線如圖5，6所示。以WC/H13-Inconel625界面為中心，韌化區Inconel625的硬度波動不大，平均值為230.5HV。增強區WC/H13硬度隨著到界面距離的增加而逐漸增大，靠近界面的E點硬度為295HV，而遠離界面的G點硬度為402HV。圖7為硬度取樣點A，C，E，G的主要元素EDS分析結果。可以看到A點和C點的主要元素含量基本接近，因此硬度值差別不大。E點和G點位于WC/H13區域，理論上其硬度值應當接近淬火態H13鋼，但實際上二者的硬度卻分別只有295HV和402HV，這是因為在激光多道熔覆的過程中，由于稀釋率的作用，Inconel625區域的Ni，Mo等奧氏體穩定元素擴散進入WC/H13區域使E點、G點的成分發生了變化，在激光熔覆冷卻過程中形成了較多的殘余奧氏體，導致其硬度低于理論值。由于G點較E點距離Inconel625區域更遠，因此G點的硬度值要高于E點。

圖7 硬度取樣點EDS結果Fig.7 EDS results of hardness sampling points

2.3 結構韌化復合材料沖擊韌性

分別采用5次重復實驗測試結構韌化復合材料和傳統10%WC/H13復合材料的沖擊韌性，如表1所示。夏比缺口沖擊功數據有一定的波動，特別是對于10%WC/H13這種沖擊功較小的材料，但是從總體結果來看，結構韌化復合材料的平均沖擊韌性為13.8J/cm2，是10%WC/H13復合材料的5.5倍。

表1 結構韌化復合材料與10%WC/H13沖擊韌性Table 1 Impact toughness of microstructurally toughened composites and 10%WC/H13

圖8為沖擊試樣斷口的SEM形貌。10%WC/H13復合材料的斷口形貌為典型的解理斷裂，在斷口上分布著較多斷裂的WC顆粒和碳化物骨架，表明其沖擊斷裂中的薄弱區域為WC顆粒和碳化物界面。結構韌化復合材料的斷口顯示，增強區WC/H13同樣為解理斷裂，而韌化區Inconel625分布著大量韌窩，為韌性斷裂。因此，結構韌化復合材料的綜合韌性有很大幅度提高。

圖8 沖擊斷口SEM形貌 (a)10%WC/H13；(b)WC/H13-Inconel625Fig.8 SEM morphologies of impact fractures (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625

圖9為沖擊試樣斷口的表面3D形貌。結構韌化復合材料的斷口明顯凹凸不平，斷口表面積遠遠大于10%WC/H13復合材料。結構韌化復合材料中存在交錯分布的WC/H13區和Inconel625區，由于沖擊斷裂方向垂直于增強區和韌化區的界面，當裂紋擴展前沿由增強區進入韌化區時，硬度和韌性的變化將會使裂紋擴展方向發生偏折或分叉，這種偏折和分叉使裂紋總面積增大，因而增加了裂紋擴展所吸收的總能量，導致沖擊功的提高[8]。同時，這種結構韌化設計可以保證工件在較大的沖擊載荷中不產生瞬時破壞性失效。

圖9 沖擊斷口表面3D形貌 (a)10%WC/H13；(b)WC/H13-Inconel625Fig.9 3D morphologies of impact fracture surfaces (a)10%WC/H13;(b)WC/H13-Inconel625

2.4 結構韌化復合材料磨損性能

圖10，11分別為結構韌化復合材料摩擦因數隨時間變化圖和磨損失重對比圖。結構韌化復合材料的摩擦因數明顯低于淬火態H13鋼和10%WC/H13。淬火態H13鋼平均摩擦因數為0.713，10%WC/H13平均摩擦因數為0.698，而磨損試樣1(平行于激光掃描方向)和磨損試樣2(垂直于激光掃描方向)的平均摩擦因數分別為0.550和0.586，具有較好的減摩效果。結構韌化復合材料的磨損失重分別為0.0006g和0.0005g，達到了10%WC/H13的耐磨水平，綜合耐磨性是淬火態H13鋼的5倍。

圖10 摩擦因數隨時間變化曲線Fig.10 Curves of friction coefficient vs time

圖11 失重對比圖Fig.11 Comparison chart of mass loss

圖12，13分別為磨損試樣表面微觀形貌和EDS分析結果，結合表2中的EDS元素分析結果可以看出，所有磨損表面O元素含量均為較低水平，沒有發生嚴重的氧化磨損。H13鋼磨損試樣的表面存在較多的凹坑和磨屑，在磨損過程中，試樣表面接觸點產生瞬時高溫而發生軟化，導致局部金屬強度降低，在剪切變形力的作用下發生黏著轉移和層狀剝落，形成較多的磨屑和凹坑，磨損失重劇烈[15]。同時，由于這種黏著磨損形成局部“焊合”效應，產生較大的剪切阻力，因此H13鋼的平均摩擦因數較大。隨著磨損的進行，磨損表面產生較多磨屑，如圖12(a)所示，這些微小的磨屑在摩擦接觸面起到“微細滾珠”的作用，將滑動摩擦部分變為滾動摩擦，從而導致磨損后期H13鋼摩擦因數的降低，如圖10所示。10%WC/H13復合材料由于WC顆粒的存在，在磨損過程中基體金屬被不斷磨耗之后，WC顆粒逐漸凸出，成為主要的承載相。一方面，凸出的WC顆粒可以起到支撐作用，形成“陰影效應”[16]，保護基體金屬；另一方面，彌散分布的WC顆粒和晶間的碳化物可以阻斷磨粒對于磨損表面的連續“犁溝”，起到耐磨的效果。但是，由于WC體積分數較小，WC顆粒間距大，部分WC稀疏區域的基體金屬不可避免地受到磨削作用，如圖12(b)所示。在磨損中后期，硬度極高的WC顆粒成為主要的接觸承載相，實際磨損接觸面積隨之減小，因此摩擦因數也有所降低。

圖12 磨損表面SEM形貌 (a)H13鋼；(b)10%WC/H13；(c)試樣1；(d)試樣2Fig.12 SEM morphologies of worn surfaces (a)H13 steel;(b)10%WC/H13;(c)specimen 1;(d)specimen 2

圖13 磨損表面EDS取樣點 (a)H13鋼；(b)10%WC/H13；(c)試樣2Fig.13 EDS points on worn surfaces (a)H13 steel;(b)10%WC/H13;(c)specimen 2

PointCOSiMnMoVCrWNiFeA2.41.51.20.71.60.95.0--86.8B2.71.43.30.61.50.74.19.5-76.2C5.12.0--5.51.15.733.52.644.5D3.01.8--10.2-18.07.745.913.4

結構韌化復合材料在磨損初期，韌化區Inconel625由于硬度低而被劇烈磨損，表面出現較為劇烈的塑性變形和犁溝痕跡，增強區H13鋼基體也發生輕微切削。隨著磨損的進行，WC顆粒形成“陰影效應”，起到凸出承載的作用，由于結構韌化復合材料增強區WC體積分數較高，能形成更致密的支撐效果，因此具有更低的摩擦因數。即使前期磨損失重劇烈，整體耐磨性仍能達到10%WC/H13相同水平。從宏觀上來看，在平面磨損過程中，整個增強區WC/H13同樣是凸出承載區，在磨損過程中形成“宏觀陰影效應”，對韌化區形成“架空”，保護Inconel625不被進一步磨損。由于結構韌化復合材料的曲折連續分布，在任何一個磨損平面都有增強區的保護效果，因此可以保證整個結構韌化復合材料的連續耐磨性。需要指出的是，由于對磨銷直徑(6.3mm)與結構韌化空間結構(增強區寬度約2mm)的尺寸效應，實際磨損過程中可能出現接觸面積過小以至于增強區未能起到“宏觀陰影效應”的作用，導致局部磨損嚴重，這也是結構韌化復合材料試樣1耐磨性略低于10%WC/H13復合材料的主要原因。

實際上，這種結構韌化顆粒增強復合材料可以看作是一種“多維度增強”復合材料：WC顆粒作為零維增強體在H13中形成顆粒增強復合材料，而這種“纖維狀”、“層片狀”(沿激光掃描方向)的復合材料又作為一維、二維增強體在Inconel625中形成多維增強復合材料。在靜載荷的平面磨損條件下，“多維度增強”復合材料能夠實現整個磨損面的微觀和宏觀的耐磨增強。

3 結論

(1)采用激光熔覆技術，制備了以WC/H13為增強區，Inconel625為韌化區的結構韌化復合材料，形成了增強區與韌化區分別連續曲折分布的夾層結構。增強區為20%WC/H13復合材料，以WC顆粒和反應生成的碳化物M6C為主要增強相；韌化區為Inconel625合金，主要組織為柱狀晶、樹枝晶和沉淀相。Inconel625平均硬度為230.5HV，WC/H13硬度由強韌界面向中心區域逐漸升高到402HV。

(2) WC/H13-Inconel625結構韌化復合材料的沖擊功是傳統10%WC/H13復合材料的5.5倍。由于裂紋擴展前沿在增強區與韌化區界面處發生偏折和分叉，結構韌化復合材料的斷裂表面積遠大于傳統WC/H13復合材料，因而能夠吸收更多沖擊能量，具有更好的沖擊韌性。

(3)在干滑動磨損條件下，結構韌化復合材料的耐磨性達到了傳統10%WC/H13復合材料相同水平，是淬火態H13鋼的5倍，結構韌化復合材料的摩擦因數為傳統10%WC/H13復合材料的81%，淬火態H13鋼的80%，具有良好的減摩效果與耐磨性。結構韌化復合材料的增強區具有“宏觀陰影效應”，對韌化區材料有“架空”保護效果。提出了一種“多維度增強”復合材料的概念，依靠WC顆粒和WC/H13復合材料層帶的共同作用，在平面靜載接觸磨損中能夠同時表現出微觀和宏觀綜合耐磨增強作用。