原位自生WC增強(qiáng)Fe基涂層的組織及干滑動摩擦磨損性能

袁有錄，李鑄國

(1 三峽大學(xué) 機(jī)械與動力學(xué)院，湖北 宜昌 443002；2 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 上海市激光制造與材料改性重點實驗室，上海 200240)

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原位自生WC增強(qiáng)Fe基涂層的組織及干滑動摩擦磨損性能

袁有錄1，李鑄國2

(1 三峽大學(xué) 機(jī)械與動力學(xué)院，湖北 宜昌 443002；2 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 上海市激光制造與材料改性重點實驗室，上海 200240)

以Fe-Ni-W-C粉末為原料，采用等離子束原位冶金工藝在Q235表面經(jīng)原位反應(yīng)制備碳化鎢(WC)增強(qiáng)Fe基涂層。利用掃描電鏡、電子能譜、X射線衍射儀分析涂層的組織結(jié)構(gòu)及原位自生WC的生長特征，考察涂層的干滑動摩擦磨損性能。結(jié)果表明：涂層中原位自生的WC生長為正三棱柱結(jié)構(gòu)，其長大過程為沿〈0001〉方向在(0001)晶面層狀堆疊生長，柱體最大長度接近60μm，屬粗晶WC；相同干滑動摩擦條件下，與沒有合成WC的Fe基涂層相比，原位合成有WC涂層的耐磨性顯著提高(11倍)，但由于WC柱體逐漸凸出涂層表面，造成摩擦因數(shù)波動增大，使摩擦過程穩(wěn)定性逐漸降低；WC涂層的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損和氧化磨損。

原位自生；WC涂層；干滑動；摩擦磨損

碳化鎢(WC)因具有硬度高、彎曲強(qiáng)度大、極強(qiáng)的耐磨性等優(yōu)異的物理性能，被廣泛用于硬質(zhì)合金的制造[1]。采用表面技術(shù)在金屬表面制備硬質(zhì)合金涂層，是一種既可簡化生產(chǎn)工藝、降低成本，又可提升性能、拓展金屬應(yīng)用領(lǐng)域的重要方法[2]；其中涂層硬質(zhì)相可采用原位合成或外加獲得。與外加法相比，通過原位反應(yīng)獲得的增強(qiáng)相具有內(nèi)部缺陷少、表面清潔無污染、與金屬基體潤濕性好、結(jié)合強(qiáng)度高等優(yōu)點，是材料領(lǐng)域研究的熱點之一[3,4]。

目前利用原位合成法制備涂層中，其增強(qiáng)相多為強(qiáng)碳化物形成元素，如TiC，SiC，TiB2等[5,6]。而有關(guān)原位合成WC的報道則較少，其原因是W是弱碳化物形成元素，不容易與碳發(fā)生反應(yīng)，在動力學(xué)上需要較長的反應(yīng)時間[7]，因此如何延長反應(yīng)熔體在液相區(qū)間的停留時間，保障原位反應(yīng)W+C=WC得以充分進(jìn)行是獲得WC的關(guān)鍵。在金屬表面涂層中利用原位反應(yīng)獲得硬質(zhì)增強(qiáng)WC相，與塊體金屬材料中獲得硬質(zhì)增強(qiáng)相的技術(shù)有明顯不同[8,9]，它既需要保證涂層的高溫以保證WC原位合成的動力學(xué)條件，又要避免高溫對金屬基材的損害；因此，涂層中原位生成硬質(zhì)增強(qiáng)相的方法受到了嚴(yán)格的限制。

本工作利用等離子熔覆設(shè)備，通過對涂層輔以保溫來延長其在液相區(qū)間停留時間，成功獲得WC增強(qiáng)鐵基涂層。利用SEM，EDS，XRD觀察分析了涂層的組織結(jié)構(gòu)及涂層中原位合成WC的生長特征，并考察了涂層的干滑動摩擦磨損性能，以期為進(jìn)一步探索原位合成WC/Fe涂層及其摩擦學(xué)性能提供參考。

1　實驗

1.1涂層的制備

制備涂層的基板為100mm×50mm×5mm的Q235A鋼板，表面噴砂處理后用丙酮清洗。表1為制備WC/Fe涂層的粉末原料及成分。共設(shè)計了兩種混合比例(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)來開展對比研究：(1) 15W，1.05C，其余為Fe-30Ni(以下簡稱15W-1C-Fe-30Ni)；(2)30W，2.1C，其余為Fe-30Ni(以下簡稱30W-2C-Fe-30Ni)。C的比例根據(jù)以下反應(yīng)式：

W+C=WC

(1)

由此確定，WC中W與C的原子數(shù)比為1∶1，質(zhì)量比為15.3∶1?？紤]到C在等離子束中的燒損，其實際稱重比理論值增加5%。

表1　粉末化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖1(a)為W-C二元相圖[1]?？梢钥吹?，隨著碳含量的增加，W與C可生成WC1-x，W2C，WC三種碳化鎢組織。當(dāng)混合Fe-30Ni合金粉末后，涂層成分變?yōu)镕e-Ni-W-C系合金。當(dāng)涂層從液相冷卻至固相時，其組織依Fe-Ni-W-C多元體系轉(zhuǎn)變。圖1(b)所示為利用熱力學(xué)平衡相圖計算軟件Thermo-calc對Fe-Ni-W-C體系物相轉(zhuǎn)變計算結(jié)果。可以看到：按設(shè)計比例(1)制備涂層的組織組成為奧氏體γ和復(fù)合碳化物M6C；按設(shè)計比例(2)制備涂層的組織組成為γ，M6C，WC。計算結(jié)果表明設(shè)計比例(2)可獲得WC。

圖1　合金體系相圖分析[1]　(a)W-C系；(b)Fe-Ni-W-C系Fig.1　Phase diagram analysis of alloy systems[1]　(a)W-C system;(b)Fe-Ni-W-C system

圖2所示為預(yù)敷粉末等離子束原位冶金工藝原理圖。主要組成為PTA-200A電源、機(jī)構(gòu)運動控制CNC系統(tǒng)、離子炬、離子氣與保護(hù)氣(Ar)、保溫瓷壁。制備涂層時，首先按設(shè)計比例稱取粉末并烘干，攪拌均勻后裝入黏結(jié)在Q235基板上的保溫瓷壁中并壓實。加熱時，先用非轉(zhuǎn)移等離子弧(簡稱“非弧”)對保溫瓷壁中表層粉末進(jìn)行預(yù)熔化(因非弧的離子流力等較低，可避免輕質(zhì)粉末濺出)，然后再切換至轉(zhuǎn)移等離子弧(簡稱“轉(zhuǎn)弧”)加熱，由于轉(zhuǎn)弧溫度較高(10000～15000℃)，可使內(nèi)部粉末迅速熔化并與基體產(chǎn)生冶金結(jié)合，最后使涂層熔體在保溫瓷壁的作用下在液相區(qū)間停留一定時間，獲得W與C合成反應(yīng)所需的動力學(xué)時間。主要參數(shù)為：非弧電流In=30A，轉(zhuǎn)弧電流It=80A，持續(xù)加熱時間6～8s，等離子弧噴嘴與基板之間的距離10mm，離子氣與保護(hù)氣流量分別為3，9L/min。

圖2　預(yù)敷粉末等離子束原位冶金過程Fig.2　Plasma in-situ metallurgical process of pre-coated powder

1.2組織結(jié)構(gòu)與性能測試

涂層組織及磨損后表面形貌用JSM-6510LA型掃描電鏡分析。涂層組織及磨粒的元素組成用Inca X-Max 能譜儀分析。涂層物相組成用DX-2700X型X射線衍射儀分析。涂層硬度用HV1000型顯微硬度計測量，載荷為2.94N，加載時間10s。

涂層的干滑動摩擦實驗在M-2000型試驗機(jī)上進(jìn)行。載荷為300N，滑動速率為0.836m/s，滑動距離為500m。涂層試樣尺寸30mm×7mm×5mm，表面粗糙度Ra≤0.6μm。對摩樣(偶件)為T10鋼輪，內(nèi)外徑分別為φ40mm和φ16mm，厚度10mm。經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后洛氏硬度(60±1)HRC，表面粗糙度Ra≤0.8μm。摩擦因數(shù)由試驗機(jī)自動采集，采集頻率為100次/s。摩擦溫升由試驗機(jī)自帶紅外測溫儀自動測量記錄(測溫范圍0～500℃)。

涂層的磨損率采用體積磨損率表征，計算式為[10]：

(2)

式中：Ks是體積磨損率，mm3/Nm;ΔM是涂層摩擦過程中的質(zhì)量損失，mg,用MettlerAG204型電子分析天平稱量(精度0.1mg)；ρ是涂層的密度,g/cm3，采用浸水法測量計算；Fn是外加載荷,N；L是摩擦距離,m。

2　結(jié)果與討論

2.1涂層的組織結(jié)構(gòu)

圖3為兩種比例粉末制備涂層的XRD分析結(jié)果?？梢钥吹剑旱谝环N粉末15W-1C-Fe-30Ni制備涂層的主要物相組成為奧氏體γ(Fe,Ni)和復(fù)合碳化物M6C，沒有檢測出WC，且γ(Fe,Ni)的衍射強(qiáng)度遠(yuǎn)大于M6C，說明涂層主要組織為γ(Fe,Ni)；第二種粉末30W-2C-Fe-30Ni制備涂層的主要物相組成為γ(Fe,Ni),M6C,WC，說明第二種粉末不僅可以合成出WC，而且WC的強(qiáng)度稍大于組織γ(Fe,Ni)。另外沒有檢測出W2C和WC1-x?？梢钥吹?，實驗結(jié)果與Thermo-calc計算的結(jié)果較吻合(圖1(b))。

圖3　復(fù)合涂層的X射線衍射圖　(a)15W-1C-Fe-30Ni；(b)30W-2C-Fe-30NiFig.3　XRD patterns of the composite coating　(a)15W-1C-Fe-30Ni;(b)30W-2C-Fe-30Ni

圖4為兩種比例粉末制備涂層的組織結(jié)構(gòu)?？梢钥吹?，粉末15W-1C-Fe-30Ni制備涂層的組織由黑白混雜網(wǎng)狀組織圍繞深灰色晶粒組成(圖4(a)高倍圖)。三種組織(編號1～3)的EDS分析結(jié)果見表2，同時結(jié)合涂層的XRD分析結(jié)果可知：組織1析出于晶界邊緣，為層狀特征，主要元素有Fe，W，C，Ni，應(yīng)為復(fù)合碳化物M6C (M=W, Fe, Ni)，其近似組成為25W-52Fe-9Ni-13C(原子分?jǐn)?shù)/%)；組織2也析出于晶界邊緣，其碳含量較高，且為黑色，應(yīng)為過剩石墨，并混有一定量Fe,Ni,W；組織3內(nèi)部無雜色，主要元素組成為Fe，Ni，應(yīng)為初生奧氏體γ(Fe,Ni)晶粒。為了方便表達(dá)，由粉末15W-1C-Fe-30Ni制備的涂層用WC-0/Fe表示，其中0表示涂層中沒有合成出WC。

由粉末30W-2C-Fe-30Ni制備涂層中包含白色三角形塊體、魚骨狀組織、深灰色基體三種組織(編號4～6)。各組織EDS分析結(jié)果見表2，結(jié)合涂層XRD分析結(jié)果可知：組織4白色三角形塊體中W與C的原子比為4∶5，接近于1∶1，應(yīng)為WC；組織5主要由Fe,Ni組成，顏色呈深灰色，在涂層中比例也較多，應(yīng)為基體γ(Fe,Ni)；組織6為魚骨狀形貌，主要元素為Fe,W,C,Ni，應(yīng)為M6C(M=W, Fe, Ni)，其近似組成為27W-49Fe-13Ni-11C。同樣為了方便表達(dá)，由粉末15W-1C-Fe-30Ni制備的涂層用WC-13/Fe表示，其中13代表涂層中原位合成WC的平均含量為13 %(體積分?jǐn)?shù)) (由圖形分析測量軟件ImageJ測量)。

圖4　涂層組織的SEM及EDS分析　(a)15W-1C-Fe-30Ni；(b)30W-2C-Fe-30NiFig.4　SEM and EDS analysis of microstructure of the coating　(a)15W-1C-Fe-30Ni;(b)30W-2C-Fe-30Ni

ParticleCWFeNiMassfraction/%Atomfraction/%Massfraction/%Atomfraction/%Massfraction/%Atomfraction/%Massfraction/%Atomfraction/%11.9213.2456.3925.4035.3652.436.338.93222.3458.926.571.1357.6332.6913.467.2630.351.727.512.4166.7670.4125.3825.4747.5255.4492.4844.56————50.361.767.042.2567.3570.7525.2525.5461.8713.2358.5327.0532.3449.217.2610.51

2.2WC生長特征分析

圖5(a)為涂層內(nèi)部原位自生WC的生長形貌(涂層基體經(jīng)深腐蝕去除，HCl∶C2H5OH=1∶1, >24h)?？梢钥吹?，原位自生的WC生長為正三棱柱體，其上下底面為等邊三角形，側(cè)面為矩形。圖5(b)為涂層表層WC生長形貌，由于表層冷卻速率快，某些WC會因來不及生長而停止長大；且由于表層成分偏析相對較大，某些WC生長過程中會因所需溶質(zhì)不足而停止生長，所以，涂層表層WC形貌會記錄其生長過程?？梢园l(fā)現(xiàn)，WC三棱柱 (0001) 面上有許多臺階，說明原位自生的WC晶體應(yīng)為沿〈0001〉方向，在(0001)晶面層狀堆疊生長。

圖6為原位自生WC柱體生長示意圖[11-13]。涂層中原位自生的WC為六方晶系結(jié)構(gòu)，空間群為P-6m2，晶格常數(shù)a=b=0.2906nm，c=0.2837nm，α=β=90°，γ=120°。原子W在(0, 0, 0)位置，C在(0.0839,0.1453,0.1419nm)即(+1/3, +2/3, +1/2)位置。這種非中心對稱結(jié)構(gòu)使WC晶體的不同晶面具有不同的生長速率。首先，沿〈0001〉方向，定義WC晶體的橫向形狀因子為r，它是三條長邊along和三條短邊ashort和之比，即r=∑ashort/∑along，r取值在0到1之間，當(dāng)ashort=0時，r=0，這時WC晶體底面生長為三角形；當(dāng)ashort=along時，r=1，這時WC晶體底面生長為六邊形。因此，r代表不同柱面表面能各向異性的程度，用來描述WC晶體底面如何轉(zhuǎn)變?yōu)槿切谓Y(jié)構(gòu)。其次，沿柱體長度方向定義k為縱向形狀因子，k=t/h。

圖5　WC在涂層中的生長形態(tài)　(a)正三棱柱體；(b)層狀生長Fig.5　Growing morphology of WC in the coating　(a)normal trigonal prism;(b)laminar growth

圖6　WC層狀生長示意圖Fig.6　Schematic diagram of laminar growth of WC

2.3涂層的摩擦磨損性能

圖7為兩種涂層在壓力300N，滑動速率0.836m/s，干滑動摩擦距離500m條件下，涂層摩擦因數(shù)及摩擦溫升隨滑動距離的變化?？梢钥吹?，原位合成有WC增強(qiáng)涂層WC-13/Fe與無WC涂層WC-0/Fe的摩擦因數(shù)變化規(guī)律不同：WC-0/Fe摩擦因數(shù)在起始階段波動較大，隨著滑動距離的增加(>150m)，摩擦因數(shù)的波動逐漸減小，直至穩(wěn)定在某一恒定值，表明無WC涂層干滑動摩擦過程中的穩(wěn)定性逐漸增大；WC-13/Fe涂層摩擦因數(shù)在起始階段無較大波動，但隨著滑動距離的增加(>150m)，涂層摩擦因數(shù)的波動幅度逐漸增大，即摩擦過程中的穩(wěn)定性逐漸降低。同時，兩種涂層摩擦過程中的溫升均逐漸增加，但原位合成有WC涂層摩擦過程中的最大溫升73.4℃，低于無WC涂層的最大溫升74.3℃。

兩種材料接觸摩擦?xí)r，由于微觀尺度下各自表面存在凹凸不平，因此兩種材料可近似為多點接觸。由于干滑動摩擦?xí)r的載荷較高(300N)，因而在摩擦面的真實接觸點上所受到的應(yīng)力遠(yuǎn)高于名義接觸應(yīng)力。所以實際接觸點上的溫度(閃點溫度)也就遠(yuǎn)高于實驗所測的平均溫度[14]。

圖8為涂層WC-0/Fe和WC-13/Fe在壓力300N，滑動速率0.836m/s，干滑動500m后的磨損面。為了方便觀察，對涂層磨損面傾斜了一定角度?？梢钥吹剑瑑蓚€涂層磨損表面特征不同：1)涂層WC-0/Fe磨損面最低位置與其初始位置相比下降了近100μm，而WC-13/Fe磨損面位置與其初始位置相比沒有明顯的減少，測量WC-0/Fe的磨損量為26.5mg，WC-13/Fe的磨損量為2.8mg，由式(2)計算得到WC-0/Fe和WC-13/Fe的磨損率分別為225×10-7mm3/Nm和21×10-7mm3/Nm，可知原位合成有WC涂層的耐磨性是無WC涂層的近11倍； 2)圖8(a)A區(qū)高倍圖顯示，沿滑動方向，在磨痕與初始面交接處涂層磨損面隆起一定厚度，這是因為由摩擦引起表面溫度持續(xù)增加(圖7)，而實際接觸面上的閃點溫度更高，溫度升高引起涂層表面軟化，造成WC-0/Fe表面發(fā)生嚴(yán)重塑性變形，隨著滑動距離增加，涂層表面磨損加劇，質(zhì)量損失增大，涂層與配副輪接觸面積增加，剪切作用力增大，又加劇了涂層的磨損，使摩擦溫度繼續(xù)增大，涂層表面塑性流變層增加，發(fā)生了嚴(yán)重的層狀剝離(圖8(a)B區(qū)高倍圖)，這些塑性較低的剝離層在涂層與配副輪之間可起到一定潤滑作用，從而WC-0/Fe涂層摩擦因數(shù)波動越來越小(圖7(a))；3)圖8(b)高倍圖顯示，WC-13/Fe涂層表面WC顆粒凸出，其周圍基體表面凹陷，這是因為涂層中WC顆粒的平均硬度為1113HV0.3，基體硬度為390HV0.3，而配副輪硬度為720HV0.3，三者之間的硬度關(guān)系為WC > 配副輪 >涂層基體，同時WC具有較大的紅硬性，雖然接觸面閃點溫度很高，WC也不會發(fā)生表面軟化現(xiàn)象，所以相同條件下WC質(zhì)量損失遠(yuǎn)小于其周圍的基體材料，從而WC周圍的基體逐漸減少，WC逐漸凸出涂層表面，隨著凸出WC的增加，阻礙涂層與配副輪之間的相對滑動的阻力增加，從而造成摩擦因數(shù)波動增大(圖7(b))。

圖7　涂層摩擦因數(shù)與溫度隨滑動距離的變化　(a)WC-0/Fe；(b)WC-13/FeFig.7　Variation of friction coefficient and temperature with sliding distance　(a)WC-0/Fe；(b)WC-13/Fe

圖9為兩種涂層表面磨損形貌垂直觀察。可以看到：1)涂層WC-0/Fe磨損面為片層狀，屬典型黏著磨損特征，EDS分析結(jié)果顯示黏附層中氧含量為55% (原子分?jǐn)?shù)，下同)>30.29%[15]，因此伴隨有氧化磨損；2)WC-13/Fe涂層表面的磨粒為團(tuán)聚狀，屬磨粒磨損特征，磨粒中氧含量為58.21%>30.29%[15]，因此也伴隨有氧化磨損。鐵的含量也較高，沒有檢測出鎳，但有鉻。說明表面磨粒主要來自配副輪(T10鋼)，因為當(dāng)凸出的硬質(zhì)相WC對配副輪表面進(jìn)行犁削時，那些被犁削的配副輪材料進(jìn)入接觸面，在對涂層表面產(chǎn)生磨粒磨損的同時部分被黏附在涂層表面。

圖8　涂層磨損表面形貌特征　(a)WC-0/Fe；(b)WC-13/FeFig.8　Worn surface of coating　(a)WC-0/Fe;(b)WC-13/Fe

圖9　涂層磨損面EDS分析　(a)WC-0/Fe；(b)WC-13/FeFig.9　EDS analysis of worn surface of coatings　(a)WC-0/Fe;(b)WC-13/Fe

3　結(jié)論

(1)以Fe-Ni-W-C系合金粉末為原料，采用等離子束原位冶金工藝在普通結(jié)構(gòu)鋼表面原位合成出WC增強(qiáng)Fe基涂層，粉末原料中W和C的含量分別為30%和2.1%。

(2)涂層中原位自生的WC生長特征為正三棱柱結(jié)構(gòu)，WC晶體生長時沿〈0001〉方向，在(0001)晶面層狀堆疊生長，最大尺寸接近60μm，屬粗晶WC。

(3)原位合成有WC增強(qiáng)Fe基涂層中，由于WC與基體之間硬度相差較大，相同磨損條件下，基體質(zhì)量損失遠(yuǎn)多于WC，因此WC周圍的基體逐漸減少，WC顆粒逐漸凸出涂層表面，隨著凸出WC的增加，涂層的耐磨性增加。無WC增強(qiáng)涂層WC-0/Fe的磨損機(jī)理主要為犁削、黏著磨損、氧化磨損，而原位合成有WC增強(qiáng)涂層WC-13/Fe的磨損機(jī)理主要為磨粒磨損和氧化磨損。

[1]羊建高, 譚敦強(qiáng), 陳顥. 硬質(zhì)合金[M]. 長沙: 中南大學(xué)出版社, 2012. 1-2.

[2]徐濱士, 馬世寧, 朱紹華, 等. 表面工程與再制造工程的進(jìn)展[J]. 中國表面工程, 2001,14(1): 8-14.

XU Bin-shi, MA Shi-ning, ZHU Shao-hua, et al. Progress of surface engineering and remanufacture engineering in the new century[J]. China Surface Engineering, 2001,14(1): 8-14.

[3]肖代紅, 黃伯云. 原位合成鈦基復(fù)合材料的最新進(jìn)展[J]. 粉末冶金技術(shù), 2008, 26(3): 217-223.

XIAO Dai-hong, HUANG Bo-yun. New progress on in situ titanium matrix composites[J]. Powder Metallurgy Technology, 2008, 26(3):217-223.

[4]張瑞英, 陳素娟, 史志銘, 等. Mg對原位合成TiC-Al2O3/Al復(fù)合材料組織與耐磨性的影響[J]. 材料工程, 2014,(10):65-70.

ZHANG Rui-ying, CHEN Su-juan, SHI Zhi-ming, et al. Effect of Mg on microstructures and abrasive resistance of in-situ synthesis TiC-Al2O3/Al composites[J]. Journal of Materials Engineering, 2014, (10):65-70.

[5]牛立斌, 王曉剛, 樊子民. 工藝參數(shù)對原位合成WCp增強(qiáng)鐵基復(fù)合材料的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報, 2014, 35(3):24-29.

NIU Li-bin, WANG Xiao-gang, FAN Zi-min. Effect of process parameters on in-situ synthesis of WCp/Fe composites[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2014, 35(3):24-29.

[6]呂維潔, 郭相龍, 王立強(qiáng), 等. 原位自生非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的研究進(jìn)展[J]. 航空材料學(xué)報, 2014,34(4):139-146.

LU Wei-jie, GUO Xiang-long, WANG Li-qiang, et al. Progress on in-situ discontinuously reinforced titanium matrix composites[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014,34(4):139-146.

[7]CHI J, LI H Q, ZHAO J, et al. Coarse-grained WC-Fe hardmetals with high hardness fabricated by direct current arc in situ metallurgy[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2014, 23(11):3859-3866.

[8]牛立斌, 許云華, 武宏, 等. 原位合成WC顆粒與鎢絲混雜增強(qiáng)鐵基復(fù)合材料[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2009, 19(12):2149-2154.

NIU Li-bin, XU Yun-hua, WU Hong, et al. Iron matrix composite reinforced by hybrid of in-situ WC particles and tungsten wires[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009,19(12):2149-2154.

[9]王淑峰, 李惠琪, 遲靜, 等. 等離子原位冶金復(fù)合碳化鎢合金組織特性與結(jié)晶機(jī)理研究[J]. 材料工程, 2011, (8):72-76.

WANG Shu-feng, LI Hui-qi, CHI Jing, et al. Microstructure and crystallization mechanism of composite WC alloy produced by plasma in-situ metallurgy[J]. Journal of Materials Engineering, 2011, (8):72-76.

[10]CHAUHAN S R, THAKUR S. Effects of particle size, particle loading and sliding distance on the friction and wear properties of cenosphere particulate filled vinylester composites[J]. Materials & Design, 2013, 51:398-408.

[11]CHRISTENSEN M,WAHNSTR?M G, LAY S, et al. Morphology of WC grains in WC-Co alloys: theoretical determination of grain shape[J]. Acta Materialia, 2007, 55(5):1515-1521.

[12]GU D D, JIA Q B. Novel crystal growth of in situ WC in selective laser-melted W-C-Ni ternary system[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2014, 97(3):684-687.

[13]DELANOЁ A, LAY S. Evolution of the WC grain shape in WC-Co alloys during sintering: effect of C content[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2009, 27(1) :140-148.

[14]張永振. 材料的干摩擦學(xué)[M]. 北京：科學(xué)出版社, 2012.30-31.

[15]MA G Z, XU B S, WANG H D, et al. Effect of surface nanocrystallization on the tribological properties of 1Cr18Ni9Ti stainless steel[J]. Materials Letters, 2011, 65(9):1268-1271.

Microstructure and Dry Sliding Friction and Wear Properties of In-situ Synthesized WC Reinforced Fe-based Coating

YUAN You-lu1,LI Zhu-guo2

(1 College of Mechanical and Power Engineering,China Three Gorges University,Yichang 443002,Hubei,China;2 Shanghai Key Laboratory of Materials Laser Processing and Modification,School of Materials Science and Engineering,Shanghai Jiao Tong University,Shanghai 200240,China)

The WC-reinforced Fe-based coating was fabricated successfully on Q235 plate by plasmain-situmetallurgy process with Fe-Ni-W-C powder blends. Microstructure and growth characteristic of WC were analyzed by SEM, XRD and EDS. Dry sliding wear tests were made by M-2000 tester with load of 300N, sliding speed 0.836m/s and distance 500m. Results show that the morphology ofin-situsynthesized WC is regular trigonal prism (RTP) which is growing along the crystal direction 〈0001〉 on the surface (0001) with multi-layered structure. The maximum length of RPT is nearly 60μm, being a type of coarse crystalline WC. Under the same dry sliding wear condition, the wear resistance of WC-reinforced Fe-based coating is about eleven times bigger than that of the non-WC-reinforced Fe-based coating. The friction stability of WC-reinforced coating decreases as the hard phase WC gradually protruding from the coating. The main wear mechanism of WC/Fe is abrasive wear and oxidation wear.

in-situfabrication；WC coating；dry sliding；friction and wear

袁有錄(1976-)，男，博士，副教授，主要從事金屬材料表面涂層技術(shù)研究，聯(lián)系地址：湖北省宜昌市大學(xué)路8號三峽大學(xué)機(jī)械與動力學(xué)院(443002)，E-mail:botar@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.05.008

TG115;TH117.3

A

1001-4381(2016)05-0047-07

2014-12-22；

2015-11-12