1材料及试验方法
基材为45#钢,将其加工成尺寸为ϕ16mm×5mm柱形试样。骨架料为100目和325目两种WC颗粒(粒度级配比为3∶2);胎体为250目的锡青铜ZQSn6-6-3粉(简称Cu粉)、Sn粉;浆料组分:20%无水乙醇,20%丁酮,0.3%三油酸甘油脂,4.0%PVB,0.1%PEG,0.1%甘油,1.0%润滑剂和0.2%消泡剂。将粉料合金化球磨后与浆料按比例调配,高能球磨24h,在LYJ-150D流延机上制成厚约3mm、宽约100mm的柔性“金属布”,晾干后裁剪成所需尺寸,贴于基材表面进行热压,试样表面所受压强为2MPa。以涂层硬度、磨损量作为性能衡量指标;以A(烧结温度)、B(烧结时间)和C(WC含量)为工艺影响因素,进行正交试验,其正交因素水平表如表1所示。
采用自制摩擦磨损机对试样涂层进行干摩测试,载荷P=5kg,以中硬碳化硅砂轮作为对磨件,两者相对滑动行程为2km,测定磨损后的试样失重值ΔW。用ZEISSAxioplan2型金相显微镜、XL30TMP型场发射扫描电镜观察试样涂层显微组织形貌,用HBS-62.5布氏硬度计测量试样涂层硬度。
2试验结果与分析
2.1正交试验结果分析
根据L9(33)正交表完成正交试验,极差分析结果如表2所示。从表2中可看出,3个工艺因素对涂层硬度影响的主次顺序为:WC含量>烧结温度>烧结时间,最佳试验方案为C3A3B1;对涂层磨损量影响的主次顺序为:烧结温度>WC含量>烧结时间,最佳试验方案为A2C3B1。为了验证其正确性,对磨损量最佳试验方案A2C3B1进行3次重复试验,试验结果表明,涂层平均磨损量仅为0.0040g,相对耐磨系数高达12,耐磨性能最好。确定A2C3B1为获得高耐磨性涂层的最佳工艺方案。
2.2涂层纵截面微观组织
47WC-Cu-8Sn涂层纵截面显微组织形貌及能谱分析分别如图1和表3所示。图1(a)、图1(b)中上部分为涂层,下部分为钢基体;图1(d)中,A区域为CuSn相,B区域为WC硬质相,C区域主要为Cu。由于涂层原料中含有一定量的有机添加剂,加热后生成了碳化物,因此涂层中碳原子含量相对较高。WC颗粒均匀分布于涂层中,虽然WC与Cu、Sn密度相差较大,但不存在偏析,几乎每个颗粒都被低熔点金属包围,二者结合紧密,存在极少量的疏松孔隙缺陷。
分析其原因,涂层中胎体材料熔点较低,且具有良好的塑性,烧结过程中低熔点金属不断浸润,使分散的WC颗粒黏结形成连续的组织。经热压后,涂层中绝大部分孔洞和裂纹被压合,即便颗粒之间发生团聚,其黏结力也将遭到破坏,随着金属液的流动及塑性流变的产生,团聚现象减轻,涂层与基体之间存在明显平直的结合面。但冷却过程中,WC颗粒之间的缝隙会由于金属液补缩不及时而形成疏松或孔洞[15],同时在加热解离过程中,粉料自身吸收和反应生成的气体未及时排除而残留于涂层内部,这就是涂层中存在极少量的疏松孔隙缺陷的原因。
图2为不同烧结温度下烧结1min时30WCCu-8Sn涂层纵截面显微组织。从图2中可看出,涂层气孔率随烧结温度升高先减小后增大,CuSn相逐渐递增。理论分析认为,对于互不相容系WC-Cu-Sn固相烧结,温度在200℃以上时,Sn首先熔化后填充于其他高熔点金属粉末孔隙中,并将部分颗粒包裹起来。然而实际上,温度为820℃时,颗粒间尚未完全结合好,且存在大量的连续孔洞(图2(a))。主要原因是在热压烧结过程中,随着温度升高,石墨模具不断烧损而发生边角流料,导致WC颗粒周围黏结剂减少;此外,由于粉末烧结是系统自由能降低的过程,烧结前系统具有很高的表面能,压制时WC颗粒强烈阻碍胎体发生变形,形成很大的晶格畸变能,使得烧结驱动力增大。因此,即使温度为820℃,粉料仍然难以充分烧结。
当温度达到850℃时,Sn在Cu中的扩散速率明显增大,WC颗粒分布均匀,涂层中孔洞明显减少,大气孔消失(图2(b))。这是因为,虽然随着温度的升高,石墨模具烧损导致流料增加,但是该温度下烧损速率较慢,流料速度较低。根据Cu与Sn的质量分数之比(w(Cu)∶w(Sn)≈7∶1,见表3),从Cu-Sn二元平衡相图可知,该成分的CuSn合金在798℃包晶反应区有大量液相生成,在压力作用下液相流动性增大,此时流料造成的孔隙能够被金属液弥补,多数孔隙被完全分隔,闭孔数量增加,孔隙形状趋于球形并不断缩小甚至消失,因而涂层致密化程度显著提高。
当温度升高至900℃时,孔洞数量增加,涂层组织不均匀,压模边缘出现大量液态金属球,边角流失块变多变厚(图2(c))。这是因为温度升高,一方面促进了颗粒之间、涂层与基体之间的结合,另一方面也使模具烧损加剧,低熔点金属液大量流失,造成原先位置处留下较多孔洞;同时,高温还加剧了金属粉末的氧化以及渣气的产生。因此理想的耐磨涂层烧结温度应为850℃,这与表2的正交试验结果相吻合。
图3为850℃烧结时不同烧结时间下30WC-Cu-8Sn涂层纵截面显微组织。由图3中可见,随烧结时间延长,孔隙率明显增大。理论认为,对于金属液夹带的空气及烧结过程产生的渣气,由于来不及排除冷凝后易滞留于组织中形成气孔,烧结时间延长有利于Cu-Sn间的扩散和WC-Cu间的相互浸润及气体的上浮、排除。实际上,随着烧结时间的延长,涂层中的孔洞数量反而增加且逐渐呈条带状分布于组织中(图3(b)、图3(c))。分析其原因,一方面,虽然Sn能降低液态表面张力以降低液态合金对WC颗粒的润湿角[16],但由于Sn的膨胀系数很大,较大程度上会抑制涂层致密化;另一方面,由于涂层原料中含有有机添加剂,其在Cu-Sn相互溶解时会有相当量的气体产生并溶解于液相中,液相凝固后会留下较多气孔,导致组织膨胀;此外,低熔点金属长时间流失也会导致涂层中孔洞数增加。这也与表2的正交试验结果相吻合。
2.3涂层表面磨损形貌
图4为试样涂层表面磨损后的SEM形貌。从图4中可以看出,涂层中有否含WC硬质颗粒,其表面磨损程度区别明显。含Cu-Ni-Sn合金涂层的试样,表面磨损后存在大量方向一致的犁沟和凹槽,部分组织被撕裂并发生塑性流变,表现出明显的黏着磨损和疲劳磨损特征(图4(a))。这是由于Cu-Ni-Sn合金硬度不高,摩擦生热使材料表面产生严重的塑性变形。图4(b)中磨损表面出现较多凹坑及部分坑内被划伤的组织。这是因为WC颗粒硬度(HV为2400~3000)远高于胎体硬度,在砂轮压应力和切应力作用下,两者变形量不同,界面处容易产生裂纹,因结合力下降导致相对凸出的WC颗粒剥落,同时凹坑边缘处胎体无足够的强度支撑所受的压应力而崩裂;部分颗粒进入粗糙的凹坑内产生滑动摩擦和凿削,当应力超过其剪切强度时出现裂纹,超过其屈服强度时发生塑性变形,裂纹沿孔隙或脆弱处扩展便发生撕裂。实验中发现,砂轮磨粒切削越深,组织划痕越明显,但大多止于WC颗粒处,而且对已形成切削槽的延伸起到阻断作用。
图4(c)中发现许多亮白色斑点及部分凹凸不平的剥落坑,未见明显划痕和犁削现象,磨损机制为磨粒磨损。这是因为在磨擦过程中,WC颗粒对涂层起“支撑”作用。磨损初期,凸起的WC颗粒与砂轮表面发生摩擦,避免了胎体组织被磨削,颗粒尖角处摩擦后形成亮白色。研究发现,47WC-Cu-8Sn涂层硬度高于30WC-Cu-8Sn涂层硬度,因而脱落的WC颗粒能在涂层与砂轮接触面之间形成三体滚动摩擦[17],从而降低了砂轮对表面的切割和犁削。总之,WC颗粒不仅具有较高的硬度和耐磨性,而且还具有良好的“阴影保护效应”,且剥落后的WC颗粒还起表面保护作用。
3结论
(1)热压烧结工艺过程对WC-Cu-Sn涂层磨损量指标影响的主次顺序为:热压烧结温度>WC含量>热压烧结时间,最优工艺条件为WC质量分数47%、烧结温度850℃、烧结时间1min。该工艺条件下获得的47WC-Cu-8Sn涂层相对耐磨系数高达12。
(2)涂层气孔率随烧结温度升高先减小后增大,CuSn相逐渐增多;在850℃、保温1min条件下,CuSn与WC颗粒之间浸润良好,二者黏结牢固,涂层组织致密。
(3)47WC-Cu-8Sn涂层磨损表面无明显的犁沟槽,其磨损机制主要以磨粒磨损为主、黏着磨损为辅。
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