热锻模表面宽带激光熔覆超细碳化钨试验研究稳定器

热锻模表面宽带激光熔覆超细碳化钨试验研究

热锻模表面宽带激光熔覆超细碳化钨试验研究 2011： 1 引言 为了适应热作模具恶劣的环境，提高使用寿命，除了要求热作模具钢本身应具有高的韧性和塑性、小的热膨胀系数和好的导热性等优异的力学性能和使用性能外，特别对于与工件直接接触的模具表面更应具有高的热强度、良好的抗回火性，因此，传统的采用各种(氮、碳、硫等)溶渗以及PVD工艺来提高模具的使用寿命，有较好的效果，但在热作模的工况条件下，改性层表面较薄，而且容易发生氧化、剥落而导致失效，最好的解决办法就是在模具材料表面涂覆硬膜，采用激光熔覆技术可以有效的引人诸如WC等高温硬质合金熔覆层，并且与基体形成冶金结合，同时获得良好耐磨性。H13 ( 4Cr5MoSiV1)钢是国际广泛应用的一种空冷硬化热作模具钢。本文在H13表面通过宽带激光熔覆工艺制备超细的碳化钨(如图1所示碳化钨粉末平均粒径约为200nm)合金熔覆层，并分析了熔覆层的微观组织结构、硬度、耐磨性和残余应力。

图1 超细WC粉末SEM照片

2 试验材料及工艺方法基体材料为回火态的H13钢，试样尺寸为100mm* 50mm * 20mm，其化学成分如表1，实验前对试样表面打磨，然后用无水乙醇清洗。将超细WC与一定量自行配制的含Cr, Fe, Si等元素的粉末一起加人到吸光涂料中，用超声波对溶液进行一个小时的均匀化处理后，涂覆约0. 2mm厚的薄层在试样的表面上，然后吹干。用氢气作为保护气体，并将气体保护装置固定在激光聚焦镜上，随镜头移动，实时对熔池进行气体保护，采用最大功率为7 kW的连续CO。激光器，在光斑尺寸为9*2mm2，扫描速度为0.25~0.40m/min，功率为2~3kW的激光工艺参数条件下对试块表面进行激光处理。制备好试样，用HXD-1000型显微硬度计、WM-2002型摩擦磨损实验仪、Hitachi S-4700(II)型场发射扫描电子显微镜、Thermo NORAN VAN-TAGS EIS能谱仪、Thermoarl-SCINTAGX TRAX型X射线衍射仪和Sartorius-BS21S型电子天平(精确到0.Olmg)分别对硬度、耐磨性、表面形貌、元素分布、微观结构、物相以及失重等进行检测和分析。采用X-350A型X射线应力测定仪进行熔覆层残余应力分析。3 试验结果及分析3. 1宏观形貌及残余应力如图2所示为采用光斑尺寸为9*2mm，激光熔覆工艺制备的超细WC熔覆层表面和截面的试样扫描照片。从图2A处为金相砂纸打磨以及B处为激光处理后的原始表面形貌，可以看出熔覆层表面平整光滑，且没有裂纹气孔出现，熔覆层截面可以分为四个区:熔覆层、过渡区(熔覆层与热影响区的交界)、热影响区和基体;熔覆层的厚度约为0. 4mm.

图2 激光熔覆层WC的宏观形貌

为了获得较大面积熔覆层，试验过程我们采用了搭接的办法，从图2中也可看出搭接地方熔覆层过渡自然，这对于需要大面积强化的模具表面具有重要意义。用X-350A型X射线应力测定仪来测定其表面残余应力。应力测量方法为侧倾固定动法，定峰方法为交相关法，Cr靶Kα特征辐射，时间常数1. 5s,阶梯扫描步进角0. 1º，扫描起始角及终止角分别为162 º和146 º，侧倾角Ψ分别取0 º 、20 º 、35 º和45 º，应力常数K=-318MPa/度。如图3所示，基体残余压应力值X向为118MPa,Y向为127MPa，超细WC熔覆层残余压应力X向为468MPa, Y向为566MPa，说明H13表面经激光熔覆超细WC处理后表面残余压应力得到了显著的提高。表面存在较大残余压应力有利于提高热作模具的抗疲劳寿命。这是由于在激光熔池作用下，外界WC以及其他元素的介人，以固溶体或化合物的形式进人到熔覆层，物相发生变化，迅速冷却的熔池没法使加人的WC完全与基体元素熔合均匀，使得晶体内部位错大量增加，因而表面表现残余压应力，另外从“圆弧形”熔覆层也可以看出，激光扫描过程中，激光扫描方向(Y向) 的截面熔覆层尺寸(Z向)为熔覆层最大厚度，而X向熔覆厚度以弧形递减，所以Y向较X向的残余应力要大得多。

图3 激光处理前后残余应力比较

3. 2微观形貌及分析从图4(a)可以看出整个熔覆层组织的形貌，从表至里依次为等轴晶、柱状树枝晶、细小的胞状晶和平面晶混合的结合带;图4(b)为熔覆层的SEM照片，从图中可以看出整个熔覆层主要是由网状晶界以及由其包围的晶粒组成，晶粒大小6μm左右，相对图4(c)基体中的如箭头所示的奥氏体晶界(40μm左右)而言晶粒已经得到极大的细化;图4(d)为熔覆层的XRD的物相结果，从图4(d)熔覆层的XRD的物相分析的结果得知，熔覆层的物相较为复杂，主要有Fe-Cr, W3 C, Fe., W3 C, Fe3 C3 , W , Cr和C0.14Fe1.86。从物相结果可以知道，在本次实验条件下，WC在溶池中分解得比较充分，高温下，C原子活性比较大，扩散能力较强，扩散过程中遇到来自基体的Fe元素，与之结合成稳定的Fe7C3，而随着C原子的减少，熔池存在的时间又短，又没有来自基体中的碳原子补充，因此多出来的W原子只能以多个W原子与一个碳原子结合的形式生成另一种缺碳相W3 C,，甚至与来自基体的Fe原子共用C原子形成复式高稳定硬质相Fe3W3C，直到熔池中的C原子消耗结束，还有C:和少量W没有形成化合物而以单质的形式存在于熔覆层中;另外一种C0.34Fe1.86。相的出现更加说明了C原子在熔池中的缺乏。物相结果同样表明，Fe3 W3C和Fe-Cr是组成熔覆层框架的相，硬质相Fe3 W3 C颗粒在液相表面张力的推动下发生位移，颗粒表面的原子逐渐溶解于液相，并随温度的升高而增加，由于移动，颗粒之间开始靠拢、接触形成坚固的固相骨架，研究结果表明激光熔覆WC形成的网状结构为Fe-W-C相，和生成的Fe7 C3 , W3C, Fe-Cr相和Fe液一起填充于骨架之间的间隙和空洞中，形成如图4(b)所示的组织结构。

图4 激光WC熔覆层截面组织形貌及分析

3. 3硬度和耐磨性分析 用HXD-1000型显微硬度计，载荷200g、加载时间15s,测得硬度曲线如图5(a)所示，熔覆层截面四个区:熔覆层、过渡区、热影响区和基体，也可以在层深硬度曲线上得到很好的体现，它反应了各个不同区域之间的组织的差异。在表面和基体分别测五个点求平均值，测得处理后熔覆层表面的硬度为831HV0.2，基体硬度为465HV0.2，可见经过激光处理后的熔覆层的硬度得到了显著的提高，主要是由于熔覆层的网状稳定硬质相Fe3 W3 C将硬质相Fe3 C3 , W3 C, Fe-Cr围在其间隙的晶粒中，硬质相的存在以及网状Fe3 W3 C相的牵引作用，有效的抵制了熔覆层在载荷作用时发生微形变，从而提高了熔覆层的表面硬度。为了进一步分析熔覆层的性能，将试样线切割成8*8mm2厚2mm的矩形片状试块，用WM-2002型摩擦磨损试验仪，载荷250g，转速800r/min,摩擦副为Si3 N4陶瓷球测试，测试时间均为2小时，两种状态下的摩擦系数和磨损失重结果如图5(b)所示，激光超细WC熔覆层的平均摩擦系数和失重都分别为H13基体的3/4和5/8。这主要是由于超细硬质WC的加人，在激光熔池的作用中下，生成的硬质相Fe3C3,W3C增加了形核率，同时异质点的介人有效的阻碍了晶粒长大，使晶粒极大的细化，在快速冷却过程中形成大量的位错，在受外载荷作用时，由于位错阻碍作用，硬质点的支撑作用，网状骨架Fe3W3C的牵引作用，晶粒之间结合的非常紧密，熔覆层不容易产生变形和粘着，进而有如图5(b)所示平滑的摩擦系数曲线，因而有效提高了耐磨性。

(a) 截面层深硬度曲线

(b) 熔覆层表面摩擦磨损曲线图5

3. 4实物模具的处理和分析采用优化过的工艺参数对十字锻模具进行宽带激光处理，结果如图6所示，如图箭头所示部位:表面形貌与试样的表面形貌一样平整光滑，无裂纹气孔缺陷;搭接处过渡自然，而且保持着形腔的原貌;模具表面用手提式硬度计测量为780HV，经过0. 4mm厚的熔覆层(图2)，熔覆层与基体之间的冶金结合，保证了模具在使用过程中不与渗层和PVD层一样薄而且容易氧化、脱落;从摩擦磨损过程中小的摩擦系数和磨损量，也同样说明坚硬和光滑的表面可以保证冲压时易于脱模，从而提高模具的冲压件数。

图6 激光处理后十字锻模具

4结论在H13表面宽带激光熔覆超细WC可获得可以实现大面积的搭接较为理想的熔覆层，表面平整光滑，且表面残余压应力得到较大的提高。超细WC的加人细化了晶粒，熔覆层由等轴晶、柱状树枝晶、细小的胞状晶组成，主要相为Fe3C3, W3 C, Fe3 W3 C, F3, C3 , W和C0.14.Fe1.86，主要的骨架为Fe3 W3C网状结构。熔覆层显微硬度为基体的1. 8倍，摩擦系数和磨损量分别为基体的3/4和5/8，由于细晶强化、硬质点支撑作用，位错的阻碍作用和网状骨架Fe3 W3C牵引作用，使得熔覆层显示出较好的硬度和耐磨性。实物模具处理效果良好，说明宽带激光熔覆超细WC为热锻模提供了一种有效实用的表面强化工艺。(end)

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