激光熔覆高強韌鐵基合金涂層的組織及其軸承滾道服役性能

來源：機械工程材料

采用激光熔覆技術在42CrMo鋼表面制備出厚度超過3mm的含硼高強韌鐵基合金涂層(S1涂層)，研究了該涂層的顯微組織及其軸承滾道服役性能，并與商用高硬度M2涂層進行了對比。結果表明：S1涂層與基體之間結合良好，組織由馬氏體基體相和島狀共晶強化相M3C型碳化物組成；S1涂層的平均硬度約為883HV,是 M2涂層的1.1倍。在許用接觸應力試驗中，S1涂層表面的壓痕深度均小于滾動元件直徑的10-4，表現出穩(wěn)定且優(yōu)異的抗塑性變形能力；S1涂層軸承心部的理論最大剪切應力為377.38MPa，低于M2涂層軸承心部(392.03MPa)，遠低于軸承材料的剪切屈服應力(459MPa)，表現出較好的靜載荷承載能力。S1涂層的滾動接觸疲勞壽命為2.66×107周次，是M2涂層的2倍。

1、試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗原料為采用真空氣霧化法自制的 Fe-C-B-X合金粉末以及M2粉末，其中 M2粉末的化學成分與M2高速鋼相似。2種粉末的粒徑均為53~150μm，形貌近似球形，如圖1所示。試驗用基板為風電軸承中常用的調質態(tài)42CrMo低合金高強鋼，尺寸為150mm×70mm×15mm，使用前進行精磨，酒精清洗并吹干。激光熔覆前，將粉末放入100℃烘箱中保溫2h。將采用激光熔覆制備的Fe-C-B-X合金涂層記作S1涂層，對比涂層為采用相同工藝制備的商用M2涂層。

采用大功率半導體激光熔覆系統(tǒng)進行多層多道激光熔覆試驗，設計涂層厚度大于3mm。該系統(tǒng)的主要設備包括半導體激光器、六軸聯(lián)動機械臂、氣動送粉器及自主研發(fā)的同軸送粉噴嘴。經工藝優(yōu)化后S1涂層與 M2涂層的激光熔覆工藝參數為激光功率 2kW、掃 描 速 度 3mm·s-1、送粉速率10g·min-1、離焦量0、激光光斑直徑7.2mm、搭接率40%，原料粉末通過載流氣氬氣吹入熔池，且采用氬氣對熔池進行保護，氣體流量為9L·min-1。


1.2 試驗方法
采用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)及 透射電子顯微鏡(TEM)對涂層截面的微觀形貌進行觀察，TEM測試試樣制備步驟如下：沿涂層水平方向切取尺寸為10mm×10mm×0.7mm的薄片，通過機械磨拋使其厚度減薄至70μm以下，然后采用沖片機獲得直徑為3mm的薄片，并對其進行電解雙噴及離子減薄從而制備出厚度小于100nm的薄區(qū)。在SEM圖像中測量涂層的高度H，基體熔深h，計算涂層的稀釋率η，計算公式為

采用維氏硬度計對涂層截面的顯微硬度進行測試,測試間距為0.2mm，試驗載荷為4.9N，保載時間為15s。按照GB/T 7314—2017，采用萬能材料試驗機對涂層的壓縮性能進行表征，試樣取自涂層，取樣方向沿激光熔覆方向，試樣尺寸為ϕ2mm×4mm，壓縮方向與熔覆方向平行，加載速度為0.5mm·min-1。采用滾動接觸疲勞試驗機對涂層試樣進行室溫滾動接觸疲勞試驗，試樣為外徑40mm、內徑16mm、寬5mm的圓環(huán)，試驗轉速為200r·min-1，外加載荷為3000N，冷卻方式為油冷，對磨材料為淬火態(tài)GCr15鋼。采用液壓式萬能材料試驗機對涂層試樣進行許用接觸應力測試，試樣尺寸為75mm×45mm×30mm，其中涂層厚度超過3mm，試驗過程中采用尺寸為ϕ35mm×35mm滾柱對試樣進行加載，根據GB/T 4662—2012，滾子軸承的最大許用接觸應力Smax為4000MPa，則可計算得到滾柱最大負載，即許用接觸應力測試最大加載載荷為260kN；滾柱最大負載Q的計算公式為

每個試樣進行5次靜載荷許用接觸應力測試，采用白光干涉儀對涂層表面壓痕深度進行測量，并采用掃描電鏡對試樣的橫截面進行觀察。若涂層的壓痕深度小于0.0001D(3.5μm)，則涂層滿足軸承靜載荷承載要求。

2、試驗結果與討論

2.1 宏觀形貌與顯微組織

由圖2可知，S1涂層和M2涂層均與基體結合良好，且涂層的厚度都超過了3mm，分別為3.54，3.44mm。S1涂層與基體結合界面平滑，稀釋率小于5%，而M2涂層與基體結合界面呈波浪狀，稀釋率大于20%。

由圖3可見，S1涂層和M2涂層的顯微組織都由馬氏體基體和晶間強化相組成，其中S1涂層中的晶間強化相與基體組織形成了島狀共晶組織。由TEM明場像及相應的選區(qū)電子衍射花樣可知，S1涂層中的晶間強化相主要為M3C型碳化物。M2涂層中晶間強化相的形貌與S1涂層相似，也與基體之間形成共晶結構，共晶形貌為花瓣狀，強化相類型為M2C型碳化物。與S1涂層相比，M2涂層中的共晶強化相尺寸明顯減小。產生該現象的原因主要是在S1涂層中添加了少量的硼元素。硼元素在鐵液中的固/液兩相分配系數遠小于1，在凝固過程中硼元素在晶界處發(fā)生偏析，提高了碳元素在鐵液中的活度，使得碳化物更易在晶界處析出，因此S1涂層中共晶強化相尺寸較大，含量較高。

2.2 靜載荷承載能力

2.2.1 涂層表面塑性變形

由圖4可知，S1涂層和M2涂層的平均壓痕深度分別為3.12，3.29μm，滿足軸承的靜載荷承載能力。然而，在第3次和第4次測試過程中，M2涂層的壓痕深度均超過3.5μm，分別為3.57，3.51μm。S1涂層的壓痕深度都低于3.5μm，說明與M2涂層相比，S1涂層表現出更加穩(wěn)定且優(yōu)異的抗塑性變形能力。一般只有當靜載荷超過軸承表面的屈服強度時，其表面才會發(fā)生塑性變形，從而留下永久壓痕。LAI等通過有限元模擬等方法建立了軸承表面塑性壓痕深度的預測模型，如下：

由式(4)可知，在最大許用接觸應力相同的條件下，涂層的塑性壓痕深度取決于涂層的屈服強度，屈服強度越高則涂層的塑性壓痕深度越淺。S1涂層的壓縮屈服強度較高，超過了3500MPa，大于M2涂層的壓縮屈服強度(3000MPa左右)，因此S1涂層的平均塑性壓痕深度低于M2涂層。

由圖5可見，許用接觸應力試驗后，S1涂層中不存在裂紋，而M2涂層中存在橫向裂紋和邊緣裂紋，且裂紋主要沿晶界擴展并止于馬氏體之中。這是由于施加的靜載荷超過M2涂層的屈服強度，使涂層產生塑性流動，而塑性流動一般以拉應力的形式對靠近基體處涂層的亞表面及涂層的邊緣造成損傷，從而產生裂紋。M2涂層的屈服強度與塑性均低于S1涂層，因此僅在M2涂層中發(fā)現裂紋。在接觸應力的作用下，M2涂層的表面出現由塑性變形引起的層狀撕裂，其中塑性變形區(qū)域的深度超過3μm。然而S1涂層表面未觀察到明顯的塑性變形，這主要是由于S1涂層中含有大量尺寸較大的共晶碳化物，當承受較大的接觸應力時，大塊的共晶碳化物可以有效支撐涂層基體組織，從而防止其發(fā)生塑性變形。與S1涂層相比，M2涂層中共晶碳化物的含量較低，且尺寸細小，不能有效抵御涂層基體的塑性變形，因此涂層表面發(fā)生層狀撕裂。

2.2.2 軸承心部損傷
軸承的靜載荷承載能力除了需要考慮軸承表面的塑性變形外，還需要考慮軸承的心部損傷。前者是為了保證軸承的平穩(wěn)運行，而后者則是確保軸承滾道的完整性，避免形成心部擠壓故障。靜載荷會使殼心界面處產生較高的剪切應力，當界面處硬化層的最大剪切應力超過心部材料的剪切屈服應力時，心部材料會產生塑性流動，從而引起心部材料的損傷。一般軸承的靜載荷承載能力取決于硬化層的深度，硬化層深度不足會導致軸承心部損傷。當軸承表面硬化層的硬度低于58HRC(660HV)時，隨著軸承表面硬度的降低，軸承的靜載荷承載能力下降。因此，一般軸承的硬化層表面硬度應超過660HV。隨著硬化層深度的增加，其硬度逐漸降低至510HV，然后迅速降至心部材料的硬度，一般將硬度超過510HV區(qū)域的深度稱為軸承的有效硬化深度；心部損傷可能發(fā)生的部位通常位于有效硬化深度的110%處，即心部材料硬度的起始位置。由圖6可知，S1涂層的平均硬度約為883HV，是M2涂層(785HV)的1.1倍。由于S1涂層與M2涂層的硬度均超過660HV，滿足表面硬化層硬度要求。S1涂層與M2涂層的有效硬化深度分別為5.16，4.92mm。

為了預測軸承心部的承載能力，對最大許用靜載荷條件下軸承心部承受的最大剪切應力τ進行計算，其計算公式為

式中：ζ為與無量綱深度z/b有關的函數；z為有效硬化深度的110%；b為接觸面的半寬，接觸面近似為矩形。

式(5)中∑ρ取0.05726，le取35mm，Q為260kN，對于S1涂層和M2涂層，z分別為5.68，5.41mm，計算得到z/b分別為4.73，4.51，則ζ分別為0.103，0.107。將上述參數代入式(5)，計算得到S1涂層和M2涂層軸承心部的理論最大剪切應力分別為377.38，392.03MPa。根 據JB/T 10705—2007，軸承套圈一般采用符合GB/T3077—1999規(guī)定的42CrMo鋼制造，其抗拉強度約為1080MPa。研究表明，材料的剪切屈服應力約等于抗拉強度的0.425倍，因此42CrMo鋼的剪切屈服應力為459MPa，遠高于最大許用靜載荷在激光熔覆S1和M2涂層軸承心部產生的理論最大剪切應力。因此，激光熔覆表面強化的軸承不會因靜載荷作用而發(fā)生心部損傷，且激光熔覆S1涂層軸承心部的理論最大剪切應力較小，因此表現出較好的靜載荷承載能力。

2.3 滾動接觸疲勞性能

S1涂層的平均滾動接觸疲勞壽命為 2.66×107周次，是M2涂層(1.30×107周次)的2倍。由圖7可知，S1涂層和M2涂層的疲勞失效形式均主要為整體分層，大面積的涂層從基體表面剝落，其中剝落區(qū)域呈近橢圓形狀，其長軸平行于滾動方向，而短軸垂直于滾動方向。該現象的產生主要是由于在循環(huán)載荷的作用下涂層與基體界面處產生較大的剪切應力，造成裂紋在界面處萌生與擴展，最后導致涂層與基體分離。S1涂層表面非整體分層區(qū)域還存在輕微的磨損，表面發(fā)現少量淺磨痕，未觀察到麻點、剝落坑等疲勞失效特征。與S1涂層相比，M2涂層表面存在明顯的塑性變形痕跡以及剝落坑，表明M2涂層除了發(fā)生整體分層失效外，還發(fā)生點蝕及剝落失效。

由圖8可見：M2涂層整體分層區(qū)域底部的基體表面相對平坦，存在少量表面裂紋及較淺的起皮，表明在剪切應力作用下大塊的涂層從基體表面直接剝落，涂層與基體之間的結合強度相對較低；S1涂層整體分層區(qū)域底部的基體表面存在大量的黏附剝離塊，形成層狀形貌，表明涂層與基體之間的結合強度較高。S1涂層非整體分層區(qū)域相對光滑，表面只有少量輕微的磨削紋理。與S1涂層相比，M2涂層表面磨削紋理數量增多，深度增大，同時表面存在明顯的塑性變形痕跡。產生該現象的原因主要與涂層表面的硬度有關。S1涂層表面的硬度接近900HV，M2涂層的表面硬度約為800HV，而滾動接觸疲勞的對磨試樣的表面硬度約為830HV，因此試驗后M2涂層表面存在較深的磨削紋理，而S1涂層表面的磨削紋理較淺。

涂層表面的高硬度可以有效地抵抗疲勞循環(huán)造成的表面損傷，并在疲勞載荷的重載下改善涂層的滾動接觸疲勞性能。由圖9可知，S1涂層剝落坑中僅發(fā)現基體組織，表明涂層與基體之間發(fā)生整體分層，而未從基體表面剝落的涂層中沒有出現表面塌陷及疲勞裂紋。M2涂層剝落坑的微觀形貌與S1涂層相似，在剝落坑中僅存在基體組織，說明涂層與基體間發(fā)生整體分層；在未完全剝落的M2涂層中出現涂層壓碎、表面坍塌及疲勞裂紋等現象。M2涂層中增強相含量較少、尺寸較小，不能作為強化骨架有效支撐馬氏體基體，因此涂層在疲勞重載下發(fā)生塌陷。此外，由于滾動接觸疲勞的接觸應力較大，而M2涂層的硬度較低，因此滾動接觸疲勞試驗后涂層截面中存在明顯的塑性變形、表面裂紋和起皮以及剝落損傷。與M2涂層相比，S1涂層中大量的大尺寸共晶增強相能夠有效支撐馬氏體基體，防止其在疲勞載荷下發(fā)生坍塌，因此S1涂層表現出優(yōu)異的滾動接觸疲勞性能，未觀察到明顯的塑性變形、裂紋及剝落等現象。

結 論

(1)激光熔覆自主研發(fā)的Fe-C-B-X 合金粉末制備的高強韌鐵基合金涂層(S1涂層)的厚度為3.54mm，涂層與基體間結合良好，結合界面平滑，稀釋率小于5%，而激光熔覆商用M2粉末制備的M2涂層與基體結合界面呈波浪狀，稀釋率大于20%；S1涂層的顯微組織由馬氏體基體相和島狀共晶強化相組成，其中共晶強化相主要為M3C型碳化物，而M2涂層則由馬氏體基體相和花瓣狀共晶強化相組成，強化相類型為M2C型碳化物，且S1涂層的共晶強化相尺寸較大，數量較多。


(2)S1涂層的平均硬度約為883HV，是M2涂層的1.1倍。在最大接觸應力為4000MPa的許用接觸應力試驗中，S1涂層表面的壓痕深度均小于滾動元件直徑的10-4，表現出穩(wěn)定且優(yōu)異的抗塑性變形能力；激光熔覆S1涂層軸承心部的理論最大剪切應力為377.38MPa，低于激光熔覆M2涂層軸承心部(392.03MPa)，遠低于軸承材料40CrMo鋼的剪切屈服應力(459MPa)，S1涂層表現出更好的靜載荷承載能力。

(3)S1涂層具有優(yōu)異的滾動接觸疲勞性能，其疲勞壽命(2.66×107周次)是M2涂層的2倍，失效形式主要為整體分層失效。S1涂層的高硬度以及其中存在的大量大尺寸共晶強化相可以有效地防止其在疲勞載荷下發(fā)生坍塌，從而提升滾動接觸疲勞性能。