WC-Ni-Co 硬質合金表面激光熔凝修復組織與摩擦磨損性能

高健，劉奮成，劉豐剛，徐洋，宋夢華，汪志太

（1.南昌航空大學 輕合金加工科學與技術國防重點學科實驗室，南昌 330063；2.西安航空學院 材料工程學院，西安 710077）

硬質合金是由一種或者多種難熔金屬作為硬質相的難熔碳化物（如WC、TiC、TaC 等）和金屬基體相（如Co、Fe、Ni、Cr 等過渡族元素）組成的金屬陶瓷類材料。其中，難熔碳化物的含量可以達到70%以上[1]，使材料兼具難熔碳化物的高耐磨性和基體相金屬的韌性。由于硬質合金具有極高的硬度、紅硬性及高的彈性模量等眾多優(yōu)異的力學性能，因此通常應用于極端工況環(huán)境，如切削加工、礦石開采、地質勘測、磨料等領域[2]，常被譽為“工業(yè)的牙齒”。但此類合金在長時間使用過程中，表面會承受很大的交變應力和頻繁的冷熱交替狀況，導致表面會產生很大的磨損，甚至會在表面產生熱疲勞裂紋而失效[3]，帶來極大的經濟損失?；诖?，采取表面強化技術對硬質合金的表面修復具有重要意義。

表面強化的方法主要有感應淬火、電鍍、激光表面改性、鎢極氬弧熔覆、等離子噴涂等[4-6]。其中，激光表面改性主要包括激光相變硬化、激光熔凝、激光合金化和激光熔覆處理[7]。激光熔凝技術作為激光表面處理技術的熱點之一，具有快速加熱和快速冷卻的特點，不需要額外的冷卻介質，不改變表面的化學成分，熔池發(fā)生非平衡轉變，形成均勻細小的組織及新的亞穩(wěn)相，從而改善材料的表面性能[8]。目前，國內外研究人員已在碳鋼、硬質合金、高鉻鋼、高錳鋼等多種材料上開展了激光熔凝修復表面的研究。吳國勝等[9]利用激光熔凝開展槽鋼軋輥孔槽表面強化處理工藝的研究，經激光處理，其表面強韌化得到很大提升。張成軍等[10]對電冶鋼結硬質合金DJW40 表面進行了激光重熔處理，研究表明：激光重熔區(qū)分為熔凝區(qū)、過渡區(qū)及熱影響區(qū)，激光重熔可以大大改善電冶鋼結硬質合金表面的組織結構。李美艷等[8]對高鉻鋼軋輥進行激光熔凝，發(fā)現由于細晶強化、固溶強化和位錯強化的共同作用，使熔凝層的硬度和高溫耐磨性顯著提高。謝亞東等[11]在U71Mn 鋼表面，分別以激光功率和移動速度作為單因素變量進行激光熔凝試驗，結果表明，熔凝區(qū)和相變硬化區(qū)的硬度顯著增加。熔道由熔凝區(qū)、相變硬化區(qū)、熱影響區(qū)和基體4個顯微區(qū)組成。鑒于此，采用激光熔凝強化硬質合金表面具有重要意義。

硬質合金激光修復過程中裂紋的產生是阻礙該技術工業(yè)應用的主要障礙。根據公式σth= E·Δα·ΔT /(1 -υ )得出[12]，基體的溫度越高，與熔凝層的溫度梯度差別就越小，ΔT 減小，熱應力隨之減少，使得熔凝層出現裂紋的傾向性降低。陸偉等[13]發(fā)現預熱溫度對激光熔覆表面裂紋有影響，發(fā)現當預熱溫度達到500 ℃時，能夠獲得無裂紋的高速線材軋輥工作面。他們采用X 射線測試了預熱對熔覆層應力的影響，發(fā)現預熱后應力狀態(tài)由不預熱的拉應力變?yōu)闅堄鄩簯?。張棟棟等[14]研究了不同預熱溫度對激光熔覆層裂紋的影響，結果表明，較多成分的Ni/WC 容易導致裂紋的產生，但當預熱溫度達到500 ℃時能夠抑制熔覆層中裂紋的產生。鄒小斌等[15]總結了國內外激光熔覆裂紋的研究現狀，著重分析了激光熔覆層裂紋產生的原因主要是熔化凝固過程中產生的應力應變與熔覆層的強度和韌性之間相互作用的結果，通過調控激光熔凝硬質合金工藝能夠應用到軋輥修復熱疲勞裂紋領域。龍堅戰(zhàn)[16]模擬了硬質合金輥環(huán)在高線熱軋過程中的熱行為，得出高的表面溫度變化所產生的熱疲勞行為是導致硬質合金表面微裂紋的主要原因?？偨Y國內外學者對于裂紋控制的研究，發(fā)現通過激光焊前預熱的方法能夠有效控制裂紋的產生，但關于不同預熱溫度對硬質合金表面熔凝層組織和性能的影響研究鮮有報道。

本文在WC-Ni-Co 硬質合金激光熔凝優(yōu)化工藝參數的基礎上，研究了不同預熱溫度對硬質合金表面成形強化、組織及性能的影響，以期為實現激光表面強化的理論完善和工藝可調控提供參考依據。

1 實驗方法

實驗所采用的材料為WC-Ni-Co 硬質合金，由復合材料粉末液相真空燒結而成。其中，硬質相為WC，基體相為Ni、Co 等粘結金屬，具體化學成分見表1。

表1 WC-Ni-Co 硬質合金成分Tab.1 Compositions of WC-Ni-Co cemented carbides wt.%

實驗前打磨去除基材表面氧化皮并用酒精擦拭干凈，并對基材進行預處理。實驗所涉及的激光熔凝實驗全部在南昌航空大學先進連接技術科研團隊自行設計搭建的激光熔覆系統(tǒng)上進行，采用單層多道工藝，參數為：激光功率1000 W，掃描速率600 mm/min，搭接率50%，光斑直徑3 mm，約束氣流量10 L/min。激光熔凝前，利用自制電磁感應加熱裝置改變基材溫度，預熱溫度分別為0、100、200、300、400、500 ℃。激光熔凝后，采用上海新美達探傷器材有限公司生產的著色探傷劑進行表面裂紋檢測，操作程序嚴格按照GB/T 18851.2 進行。探傷后采用線切割將激光熔凝試樣切割成尺寸為8 mm×4 mm×3 mm 的小試樣，用于金相觀察，其余部分用于摩擦磨損性能測試。金相試樣經打磨拋光后采用王水腐蝕，腐蝕時間為5 s。采用MR5000 倒置金相顯微鏡觀察熔凝層、過渡區(qū)及基材的組織。使用配備INCA250X-Max50 型能譜儀的SU1510 型掃描電子顯微鏡觀察各區(qū)的組織形貌。采用布魯克D8ADVANCE-A25 型X 射線衍射儀（Cu 靶）對不同預熱溫度的熔凝層進行物相分析，測試掃描范圍為10°～80°，掃描速度為10 (°)/min。采用WT-401MVD 型數顯顯微硬度計測量各區(qū)的硬度變化，載荷為500 g，作用時間為15 s，距離原點為熔凝層中部位置，沿垂直于熔凝層方向每隔150 μm取1 點，如圖1 所示，每個預熱溫度的試樣同一橫向高度取3 個硬度值，最終結果為3 個硬度值的平均值。磨損試樣尺寸為10 mm×10 mm×2 mm。采用CFT-1型磨損試驗機對熔凝層進行耐磨性能測試，載荷為100 N，轉速為400 r/min，作用時間為50 min。采用球/平面接觸的方式，對磨材料采用硬度及化學穩(wěn)定性較好的直徑為5 mm 的Si3N4陶瓷球，并用失重法測量其磨損量。

圖1 試樣截取示意圖Fig.1 Schematics of sample preparation

2 結果與討論

2.1 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金的組織形貌

圖2 為不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金的宏觀形貌。根據圖2 可見，熔凝試樣可明顯分為3 個區(qū)域：熔凝層、過渡區(qū)和基材區(qū)。不同預熱溫度熔凝層的厚度分別為486.1、585.9、660.7、730.1、812.5、866.7 μm，說明預熱溫度的升高會使熔凝層的范圍增加。硬質合金具有良好的導熱性，預熱溫度的升高會降低熔凝層與基板之間的溫度梯度，減小熔池的凝固速率，增大單道熔深。由圖2 可見，隨著預熱溫度的升高，氣孔和裂紋數量逐漸減少，當預熱溫度達到400 ℃以上時，裂紋缺陷消失。裂紋細長而曲折，呈脆性斷裂特征，主要集中在熔凝層的上部區(qū)域、熔凝層與基材區(qū)的結合區(qū)域以及存在氣孔的位置。熔凝層表面的尖端處存在應力集中，易成為裂紋源，裂紋呈間斷性擴展，并且可能會伴隨著二次裂紋的產生。由于激光熔凝表面快速熔化和快速冷卻的特點，溫度梯度差別較大造成熱脹或冷縮不均勻而引起較大的內應力是產生裂紋的主要原因。在熔凝過程中，一旦有氣體混入熔池，由于激光熱源離開后熔池的凝固速率很快，導致熔凝層中存在氣孔缺陷，氣孔的存在會增加熔凝層的裂紋傾向。一方面預熱溫度的升高會使基板中的內應力得到釋放，另一方面會降低熔凝層與基板之間的溫度梯度，減小組織應力，延長熔池保持時間，減少裂紋缺陷的產生。

圖2 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金試樣的宏觀形貌Fig.2 OM images of WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures after surface laser melting

圖3 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金熔凝層的組織形貌Fig.3 SEM images of WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

圖3 為激光熔凝后WC-Ni-Co 硬質合金熔凝層的組織形貌。觀察發(fā)現，隨著預熱溫度的升高，熔凝層中WC 顆粒變得更加規(guī)則，分布更加均勻，大顆粒的WC 數量增多，小顆粒的WC 數量減少。Liang 等[17]指出當WC 顆粒度增大時，WC 相結晶更完整，缺陷減少，顆粒尺寸均勻，減少了合金WC/WC 界面和WC/Co 界面以及WC 顆粒的聚集區(qū)，從而有效地減少了熱疲勞裂紋源的存在數量，能在一定范圍內改善合金韌性。根據德國粉末冶金協會制定的WC 硬質合金顆粒尺寸分類標準[18]，WC 顆粒尺寸在0.5～0.8 μm時為亞微晶，0.8～1.3 μm 為細晶，1.3～2.5 μm 為中晶，2.5～6.0 μm 為粗晶，大于6.0 μm 為特粗晶?；谝陨戏诸?，利用Image-pro Plus 軟件對不同預熱溫度激光熔凝后熔凝層的WC 顆粒尺寸進行了統(tǒng)計，結果如圖4 所示。可見，提高預熱溫度會降低熔凝層結晶的冷卻速度，使熔凝層中的WC 顆粒長大。隨著預熱溫度的升高，熔凝層中粗晶WC 顆粒的比例逐漸減少，特粗晶WC 顆粒的比例逐漸增加，并且最大顆粒尺寸也逐漸增加。統(tǒng)計發(fā)現，未預熱試樣中最大顆粒尺寸為34.8 μm，而當預熱溫度達到500 ℃時，最大顆粒尺寸達到52.8 μm。同時發(fā)現，由于激光熔凝層中的溫度梯度差別較大，易導致顆粒團聚和聚集現象，如圖3a 和3c 所示。顆粒團聚和聚集是硬質相增強基復合材料中常見的缺陷[19]，且硬質相顆粒集中處容易誘發(fā)內應力，成為裂紋源頭，使復合材料的力學性能大幅度降低。從實驗來看，預熱溫度的升高會減小熔池凝固速率，均勻組織，使熔凝層中顆粒團聚和聚集等缺陷數量進一步減少。

圖4 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金熔凝層WC 尺寸的統(tǒng)計結果Fig.4 Grain size distributions of WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

在激光熔凝及冷卻過程中，WC-Ni-Co 硬質合金中的WC 硬質相通過溶解-析出機制長大，首先細小的WC 顆粒溶解進入基體相，隨著熱輸入量的增加，未被溶解的WC 顆粒逐漸長大，顆粒形狀規(guī)則，邊界以小角度界面為主，并且在凝固過程中起到異質形核的作用。相比于基材區(qū)，熔凝層的WC 界面發(fā)生了平直化，并且伴隨有硬質相的異常長大，同時凝固后在基體相中會共晶析出呈網狀不連續(xù)分布的魚骨狀碳化物及細小的碳化物顆粒，如圖3e 所示。對于熔凝層中的WC 顆粒而言，溶解進入基體相的WC 相在凝固過程中部分W、C 重新結合以WC 形式析出。吳新偉等[20]研究表明，WC 顆粒的燒損主要為反應擴散式燒損，其燒損程度主要取決于WC 和基體相之間的反應程度。張寧等[21]研究發(fā)現由于WC 屬于具有各向異性的六方晶系，在WC 發(fā)生結晶時，界面表面能的差異將導致WC 顆粒生長時以（0001）面為基準面，沿<0001>方向以分層的形式不斷長大，表現出多層的堆垛結構。如圖3f 中白色虛線標示，WC 形貌主要有不規(guī)則形狀、截斷三角形、三角形和矩形，而基材區(qū)的WC 顆粒呈現不規(guī)則形狀。“橋接”現象為相鄰WC顆粒之間相互連接而成，如圖3b 所示。“橋接”的WC顆粒之間結合作用較弱[22]，可能導致熔凝層力學性能下降。隨著預熱溫度的升高，“橋接”現象逐漸減少，WC 顆粒規(guī)則而均勻地分布于基體相中，表明相界面處合金元素擴散較充分。

圖5 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金過渡區(qū)的組織形貌Fig.5 SEM images of WC-Ni-Co cemented carbides transition zone with different preheating temperatures

圖5 為激光熔凝后WC-Ni-Co 硬質合金過渡區(qū)形貌比較。可見激光熔凝后過渡區(qū)與基材區(qū)相比，WC顆粒邊界變得更加規(guī)則，分布更加均勻。對不同預熱溫度激光熔凝后過渡區(qū)的WC 顆粒尺寸進行統(tǒng)計，如圖6 所示。不同的預熱溫度對過渡區(qū)的WC 顆粒分布及尺寸大小沒有顯著影響。過渡區(qū)的WC 顆粒尺寸集中在1.3～6.0 μm，以中晶和粗晶為主。過渡區(qū)的WC顆粒邊界分布有較多微孔，如圖5a 所示。微孔平均尺寸大約為0.8 μm，熔凝層的微孔數量較少但尺寸較大，如圖3c 所示。微孔是基材中原有微孔和原始WC顆粒邊界的缺陷造成WC 顆粒與基體相脫節(jié)而遺留下的坑狀痕跡。Baily[23]認為硬質相與基體相的熱膨脹系數差別較大時，激光熱輸入導致硬質相與基體相的相界面弱化，使基體相對硬質顆粒的支撐粘接作用弱化甚至破壞，硬質相由于缺少基體相的支撐作用而不斷被剝落產生微孔。隨著微孔數量不斷的增加，尺寸不斷變大，相鄰的孔洞易相連形成微裂紋，如圖5e所示。觀察發(fā)現，基材中基體相也存在少量微孔，且硬質相與基體相的結合區(qū)域有微裂紋存在，如圖7a 所示。

圖6 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金過渡區(qū)的WC 尺寸分布圖Fig.6 Grain size distributions of WC-Ni-Co cemented carbides transition zone with different preheating temperatures

圖7 為WC-Ni-Co 硬質合金熔凝層中碳化物形貌。熔凝層中包含4 種組織：原始WC 相、α-Co 基體相、共晶魚骨狀碳化物、彌散分布的細小二次碳化物。通過XRD 對熔凝層的相組成進行測定，如圖8所示，發(fā)現激光熔凝后從基體相中析出Cr7C3、CoCx等新物相。對圖7 中不同的位置進行EDS 成分分析，結果如表2 所示，結合X 射線衍射測定的物相，魚骨狀碳化物成分主要為WC、CoCx、C6(CoCrNi)23和Cr7C3的混合物。Cr7C3是Cr23C6的一種，呈長條狀，能夠提高基體相的耐磨性。魚骨狀共晶碳化物沿基體相晶界析出，隨著預熱溫度的升高，基體相中的這類碳化物數量增加，在基體相中分布更加均勻并且逐漸碎化，提高預熱溫度能夠減小熔凝層與基板的溫度梯度，冷速減緩更加有利于元素的擴散，碳化物析出更加充分。由于魚骨狀碳化物具有高硬度的特點，會導致硬質合金脆性增大，易在枝晶處萌生微裂紋導致硬質合金的力學性能下降。共晶魚骨狀碳化物的尺寸隨著預熱溫度的升高而變得更細小，這可以在一定程度上提高硬質合金的強韌性。結合B 點元素的原子比和XRD 的結果，可知B 區(qū)域的顆粒為C6(CoCrNi)23復式碳化物和WC 的混合物，其外形輪廓不明顯。如圖7c和7d 所示，二次碳化物細小均勻地分布于基體相中，能夠強化基體相，主要成分為WC、CoCx、C6(CoCrNi)23復式碳化物和Cr23C6，其成分與骨骼狀碳化物成分基本類似。隨著預熱溫度的升高，析出的二次細小碳化物的數量逐漸增加。F 點與A 點基體相成分相比，W和C 的含量有所增加，原因在于WC 顆粒溶解進入基體相，但由于熔池凝固速度很快而沒有析出。

圖7 基材和不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金碳化物形貌Fig.7 SEM images of substrate and carbides with different preheating temperatures: (a) substrate; (b) 0 ℃; (c) 200 ℃; (d) 400 ℃

圖8 基材和不同預熱溫度激光熔凝后WC-Ni-Co 硬質合金XRD 衍射圖譜Fig.8 XRD patterns of substrate and WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

表2 圖7 中所示位置的化學成分EDS 分析Tab.2 EDS analysis of the chemical compositions of the specimens at the locations labeled in Fig. 7 at.%

2.2 不同預熱溫度激光熔凝層表面探傷形貌及裂紋形成機理

利用著色探傷方法對不同預熱溫度的激光熔凝層表面探傷，觀察預熱溫度對表面裂紋的影響，如圖9 所示，表面紅色線條即為裂紋的位置?？梢姶蠖啻怪庇诩す夤馐窂椒较?，并且隨著預熱溫度的升高，表面的裂紋數量逐漸減少。利用Image-pro Plus 軟件對裂紋的總長度進行統(tǒng)計，結果如圖10 所示。預熱溫度為0 ℃時，裂紋總長度達到42.9 mm，隨著預熱溫度的升高，表面裂紋總長度逐漸減少；預熱溫度為300 ℃時，裂紋總長度為22.5 mm；當預熱溫度達到或超過400 ℃時，熔凝試樣表面不再出現裂紋。熔凝層的開裂是由于凝固和冷卻過程中熱應力和組織應力共同作用的結果，脆性相的存在也易引起應力集中而導致裂紋的產生。對基材進行預熱能夠降低熔凝層的冷卻速度，減小熱應力，從而控制熔凝層的開裂傾向[24]。

圖9 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金的表面裂紋形貌Fig.9 Image of crack propagation morphologies of WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures

在凝固過程中，熱量主要依靠基材沿三維方向散失。當熱源遠離后，熔凝層迅速散熱凝固，凝固越快，收縮也越大，但基板熱影響區(qū)的冷速較慢，當熔凝層的收縮量大于基板熱影響區(qū)時，就會導致熔凝層受基體拉力而易在表面處的應力集中點發(fā)生開裂。實驗發(fā)現，裂紋多出現在熔凝層的上部、熔凝層與基材的結合區(qū)域以及存在氣孔的位置。圖11a 為預熱溫度為0 ℃時裂紋處的形貌。如圖11b 所示，熔凝層的裂紋寬度平均為12 μm。裂紋起始于熔凝層表面的應力集中處，裂紋沿硬質相和基體相擴展。由于粗晶WC 顆粒內部存在高密度的位錯，容易導致應力集中，引起沿晶或穿晶斷裂，因此微裂紋也通常起源于粗晶WC顆粒聚集處[25]，如圖11c 所示；而當WC 顆粒較小時，位錯容易堆積在WC/WC 界面并引起沿晶斷裂[26]。

圖10 不同預熱溫度激光熔凝WC-Ni-Co 硬質合金熔凝層裂紋長度統(tǒng)計Fig.10 Crack length of WC-Ni-Co cemented carbides laser melting layer with different preheating temperatures

通過減少硬質合金WC/WC 界面、WC/Co 界面以及WC 顆粒的聚集區(qū)，可有效地減少熱疲勞裂紋源的數量，能在一定范圍內改善合金韌性和提高合金的抗疲勞性[27]。由此認為，粗晶WC 顆粒雖然能夠顯著提高基材的硬度、耐蝕性及耐磨性，但同時也會降低基體相的粘著能力，導致基體相的硬度降低，裂紋擴展時容易產生開裂傾向。同時，在裂紋擴展過程中，微孔和二次裂紋都會起到傳遞裂紋的作用。由于激光熔凝快熱快冷的特點，凝固造成的體積收縮得不到液體的補充，而在隨后的固態(tài)收縮過程中受熱應力作用而開裂。裂紋中的剝落顆粒呈球形，如圖11d 所示，A、B 兩點的EDS 點掃描結果顯示其主要成分為WC。不同形貌WC 顆粒中元素分布不均勻，說明在非平衡凝固過程中，元素溶解擴散不充分，偏析程度增大，先結晶部分含有較多的高熔點組元，后結晶部分含有較多的低熔點組元，造成裂紋在組織弱化處的晶界產生，并沿晶界擴展或造成穿晶斷裂[28]。裂紋的分叉、橋接、偏轉和穿晶擴展會消耗更多的能量，從而提高硬質合金的斷裂韌性[29]。

圖11 預熱溫度為0 ℃激光熔凝后WC-Ni-Co 類硬質合金的裂紋形貌Fig.11 SEM images of crack propagation morphologies of WC-Ni-Co cemented carbides with preheating temperature of 0 ℃: (a)crack morphologies of laser melting layer; (b) enlarged block diagram of fig.a; (c) crack morphologies in gathering area; (d)enlarged block diagram of fig.c; (e) spectrum A; (f) spectrum B

2.3 顯微硬度測量

實驗測量了不同預熱溫度激光熔凝試樣的顯微硬度，結果如圖12 所示。對比發(fā)現預熱溫度的不同對硬度值的影響規(guī)律不明顯，但是，熔凝層、過渡區(qū)和基材區(qū)的平均顯微硬度差別較大，分別為 934HV0.5、844HV0.5和762HV0.5，即各區(qū)域硬度值排序為熔凝層>過渡區(qū)>基材區(qū)。離熔凝層距離越遠，硬度越低。觀察圖4 和圖5 所示的各區(qū)域顯微組織，發(fā)現熔凝區(qū)的顯微組織與過渡區(qū)及基材差別較大，存在大尺寸WC 顆粒，硬度較高，且對熔凝區(qū)大顆粒WC 相間的基體組織進行觀察，發(fā)現熔凝后基體相存在大量的共晶碳化物組織[30]，共晶碳化物的存在可以很好地提高基體相的硬度。比較不同預熱溫度各試樣同區(qū)域的顯微硬度，發(fā)現隨預熱溫度的升高，各區(qū)域顯微硬度也略微升高，這也與預熱溫度升高導致的熔凝區(qū)和過渡區(qū)顯微組織，特別是WC 顆粒和基體相中共晶碳化物的存在和變化有關。

圖12 不同預熱溫度的顯微硬度Fig.12 Microhardness of WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures

2.4 摩擦磨損性能

圖13 為預熱溫度分別為0、200、400 ℃的熔凝層及未經過任何處理的WC-Ni-Co 硬質合金基材的摩擦因數。磨損30 min 后，各條曲線基本保持平穩(wěn)?；牡哪Σ烈驍导s為0.8，而預熱溫度為0 ℃的激光熔凝后的表面摩擦因數升高到0.95，主要原因在于預熱溫度為0 ℃的磨損表面存在裂紋等缺陷，會在滑動摩擦過程中增加摩擦阻力，使摩擦因數也增大。隨著預熱溫度的升高，摩擦因數逐漸降低，當預熱溫度為400 ℃時，摩擦因數的平均值為0.4。摩擦因數的減小表明隨著預熱溫度的升高，涂層的減磨性提高。表3為所對應的磨損量定量分析，可以看出，基材的磨損量最大，耐磨性也最差；隨著預熱溫度的升高，磨損量逐漸減小，耐磨性逐漸提高。

圖13 基材和不同預熱溫度WC-Ni-Co 合金表面摩擦因數Fig.13 Surface friction coefficient of substrate and WC-Ni-Co cemented carbides with different preheating temperatures

表3 基材和不同預熱溫度表面磨損量Tab.3 Abrasion volume of substrate and WC-Ni-Co cemented carbides surface with different preheating temperatures mg

圖14 給出了基材以及預熱溫度為0、200、400 ℃激光熔凝試樣摩擦磨損實驗后的表面磨損形貌。Krakhmalev[31]提出的邊界磨損理論認為，硬質合金的微觀結構對耐磨性能有重要的影響，分布均勻及適當粗大的WC 顆?？梢蕴岣卟牧系哪湍バ裕疤崾荳C 顆粒不易剝落，基體相對于WC 顆粒的包覆支撐作用不變。由于在磨損過程中磨面上WC 顆粒分布不均勻，因此每個WC 顆粒所承受的載荷和應力的大小及方向不盡相同，而承受較大應力的WC 顆粒必然會導致內部首先萌生裂紋而剝落。與基材中基體相的粘固作用相比，熔凝層中WC 顆粒與基體相更為牢固，能夠承受的應力值及作用時間更長，因此耐磨性會更好。隨著預熱溫度的升高，熔凝層中WC 顆粒更加完整、缺陷更少，在一定程度上阻止了裂紋的擴展，提高了合金的斷裂韌性[32]；細小的碳化物在基體相中分布更加均勻，起到彌散強化的作用[21]；大顆粒WC難熔化，WC 顆粒邊緣的界面反應層也會改善硬質相與基體相的結合強度[33]，都能夠在一定程度上提高熔凝層的耐磨性。

磨痕寬度在一定程度上反映耐磨性大小，利用Image-pro Plus 軟件測量圖14a—d 的平均磨痕寬度，結果分別為0.36、0.41、0.38、0.32 mm。由于激光熔凝后的表面粗糙度較大，導致磨痕呈不連續(xù)狀，隨著預熱溫度的升高，磨痕寬度逐漸減小，當預熱溫度達到400 ℃時，平均磨痕寬度最小，在一定程度上反映其耐磨性較好。在磨損過程中，由于基體相對WC 顆粒的粘固作用不足導致顆粒剝落，磨損類型為磨粒磨損和粘著磨損相結合，但當WC 顆粒較大時，在基體相中包覆面積大，WC 顆粒難以剝落形成磨粒磨損，仍以粘著磨損為主。隨著磨損時間的增加，磨損表面瞬態(tài)溫度升高，導致基體相粘固作用降低，加劇磨粒磨損。因是基體相的粘固作用較弱，在法向載荷和滑動摩擦力的作用下發(fā)生剪切剝落，作為磨粒的硬質相對表面

起到了犁削作用。對磨粒的成分進行了能譜分析，發(fā)現其成分與大塊狀WC 顆粒相似。大塊狀WC 顆粒表面留下的犁溝表明在磨損過程中硬質顆粒可以很好地減小基體磨損。熔凝層犁溝較淺，說明磨粒被壓入熔凝層的深度較小，表面耐磨性提高。Suh[34]認為金屬材料在磨損過程中，磨痕亞表面產生的位錯遇到阻礙時會發(fā)生堆積，從而形成孔洞或微裂紋，微裂紋進一步聚集形成平行于表面的連續(xù)裂紋，導致形成分層磨損，表現為粘著坑的存在。磨損表面粘著層脫落以后，亞表面層的粗硬質粒子，又起到一個很好的抗磨作用。本實驗中熔凝層表面的磨損是以粘著磨損為主，粘著坑如圖15d 所示。隨著磨損時間的增加，大塊狀WC 顆粒產生裂紋而破碎，如圖15b 所示，說明載荷主要作用在WC 顆粒上，而WC 顆粒一方面產生裂紋來傳遞載荷，另一方面剝落碎屑會加劇磨粒磨損。同時熔凝層中生成的Cr7C3、CoCx等多種類型的碳化物，也對熔凝層耐磨性的提高起到了重要的作用[35]。

圖14 WC-Ni-Co 硬質合金基材和不同預熱溫度下熔凝層宏觀磨損形貌Fig.14 Wear surface morphology of WC-Ni-Co cemented carbides substrate and laser melting layer with different preheating temperatures: (a) substrate

圖15 WC-Ni-Co 硬質合金基材和不同預熱溫度下熔凝層微觀磨損形貌Fig.15 SEM images of WC-Ni-Co cemented carbides substrate and laser melting layer with different preheating temperatures: (a) substrate

3 結論

1）采用激光熔凝工藝實現了WC-Ni-Co 硬質合金表面疲勞裂紋的修復。熔凝層由原始WC 相、α-Co基體相、共晶魚骨狀碳化物、彌散分布的細小二次碳化物等組織，其中WC 顆粒以特粗晶為主，WC 顆粒發(fā)生了明顯的長大和界面平直化。

2）隨著預熱溫度的升高，表面裂紋數量逐漸減少，當預熱溫度達到或超過400 ℃時，激光熔凝后表面沒有裂紋，可以獲得表面質量良好的修復層。

3）經激光熔凝后，WC-Ni-Co 類硬質合金表面硬度得到較大提升，且預熱溫度的升高改善了WC 顆粒與基體相的界面結合，熔凝層的摩擦因數逐漸降低，熔凝層的耐磨性逐漸提高。