重熔溫度對GCr15 軸承鋼表面感應(yīng)重熔鎳基涂層微觀組織性能的影響

解芳，高金杰,2，翟長生,3，燕松山，胡瑞，許春霞

（1.南陽理工學(xué)院，河南 南陽 473004；2.西安交通大學(xué)，西安 45000；3.河南漢工機械再制造技術(shù)有限公司，河南 南陽 473000；4.武漢理工大學(xué)，武漢 430070；5.南昌工程學(xué)院，南昌 330029）

軸承是現(xiàn)代機械裝備中不可或缺的核心基礎(chǔ)零部件，主要用來支撐機械旋轉(zhuǎn)體，起到降低摩擦副間的摩擦因數(shù)，并保證其回轉(zhuǎn)精度的作用，廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、汽車、冶金、風(fēng)電、精密機床等領(lǐng)域。隨著我國高端裝備制造業(yè)的蓬勃發(fā)展，對高溫、重載等極端工況下軸承的抗疲勞壽命、耐磨性、耐蝕性等提出了更高的要求[1-3]。已有研究顯示，軸承的失效通常始于軸承表面或近表面，軸承表面產(chǎn)生的裂紋、磨損、腐蝕和表面氧化等損傷，導(dǎo)致其壽命大大降低[4-6]。因此，如何改善軸承的表層組織結(jié)構(gòu)，增加其表面硬度和耐磨性，是提高軸承可靠性和壽命需要突破的技術(shù)難題。

熱噴涂技術(shù)是軸承表面強化最常用的技術(shù)之一[7]。然而，熱噴涂涂層大多呈多孔層狀結(jié)構(gòu)，與基體結(jié)合強度較弱，容易產(chǎn)生剝落，且其涂層組織不均勻、熱效率低、材料浪費大。為了解決上述問題，業(yè)界積極探索涂層重熔處理技術(shù)，利用高溫?zé)嵩磳⑼繉又械牟糠纸饘偃刍偈菇饘僖簼B入涂層中的孔隙，使孔隙率降低甚至消失，從而改善熱噴涂涂層的組織致密性和均勻性，進(jìn)一步提高涂層與基體間的結(jié)合強度，改善涂層的耐磨與耐腐蝕性能[8]。目前，常用的重熔處理技術(shù)主要有激光重熔[9-11]、電子束重熔[12-13]、鎢極氬弧重熔[14-15]和感應(yīng)重熔[16-17]等。上述幾種重熔處理技術(shù)均可以改善熱噴涂涂層的組織、力學(xué)性能、耐蝕性和減摩耐磨性。然而，由于涂層材料的抗熱沖擊性能較差，激光重熔過程中的急劇加熱、急劇冷卻過程容易使涂層產(chǎn)生裂紋，同時熔池中的氣體排出不暢，容易在涂層中形成氣孔缺陷。電子束重熔必須具備真空室，因此工件尺寸受到真空室大小的限制，僅適用于較小試樣或要求重熔區(qū)精確的工件，生產(chǎn)成本較高。鎢極氬弧重熔對低熔點和易蒸發(fā)的金屬（如鉛、錫、鋅）表面的涂層重熔較困難。感應(yīng)重熔特別適用于圓柱形工件，尤其是軸承套圈表面涂層的表面強化處理[8]。

目前，利用感應(yīng)重熔技術(shù)對軸承套圈表面進(jìn)行強化處理的研究仍處于探索階段，Dong 等人[18-19]對45鋼軸承套圈等離子噴涂NiCrBSiNb 涂層進(jìn)行了感應(yīng)重熔，探討了感應(yīng)重熔對涂層滑動/滾動接觸疲勞特性以及微觀組織與耐磨性的影響。本課題組前期利用感應(yīng)重熔-等溫淬火一體化工藝在GCr15 軸承套圈表面制備了鎳基涂層，并探討了其摩擦磨損行為[20]，揭示了等溫淬火熱處理工藝對感應(yīng)重熔鎳基合金涂層摩擦學(xué)性能的影響[21]。在前期研究中發(fā)現(xiàn)重熔溫度是感應(yīng)重熔涂層制備的關(guān)鍵參數(shù)，對涂層的表面質(zhì)量以及性能起著至關(guān)重要的影響。為了改善GCr15 軸承套圈的表面性能，本文將利用具有自主知識產(chǎn)權(quán)的高效智能感應(yīng)重熔技術(shù)[22-23]，在GCr15 軸承鋼表面制備Ni60A 涂層，探討重熔溫度對感應(yīng)重熔鎳基合金涂層表面及斷面微觀組織性能的影響，為獲得優(yōu)質(zhì)感應(yīng)重熔鎳基合金涂層的制備工藝及參數(shù)提供理論依據(jù)。

1 試驗

1.1 基體及涂層材料

GCr15 材料具有硬度高、耐磨性好、組織均勻、接觸疲勞性能高等優(yōu)點，被廣泛用于軸承套圈和滾動體的制作。因此，本文選用GCr15 軸承鋼為基體材料，其化學(xué)成分見表1。將其制備成內(nèi)徑為24 mm、外徑為40 mm、長為80 mm 的空心圓柱體基體試樣，如圖1 所示。

圖1 基體試樣圖Fig.1 Schematic diagram of matrix sample

表1 GCr15 的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of GCr15 wt.%

采用的涂層粉末材料為武漢漢工智造新材料科技有限公司研制的NF201 粉末材料。該材料是一種鎳基自熔性合金材料，粒度分布為150～320 目，其化學(xué)成分見表2，其物理特性見表3。

表2 NF201 粉末化學(xué)成分Tab.2 Chemical composition of NF201 powder wt.%

表3 NF201 粉末的物理特性Tab.3 Physical characteristics of NF201 powder wt.%

1.2 感應(yīng)重熔鎳基涂層的制備工藝

感應(yīng)重熔鎳基涂層的制備工藝流程主要包括試樣的預(yù)處理、涂層預(yù)制備、涂層的感應(yīng)重熔3 個環(huán)節(jié)：

1）試樣的預(yù)處理。將GCr15 軸承鋼基體表面的油脂、銹蝕層、氧化層、油漆、舊涂層等污物去除，再利用粒度為14～16 目的熔融剛玉（棕剛玉、白剛玉等）砂粒進(jìn)行噴砂粗糙活化處理，以滿足后續(xù)工藝對噴涂強化表面的清潔度和粗糙度的要求，提高金屬基體與強化層的結(jié)合強度，防止強化層剝落失效以及其他缺陷產(chǎn)生，確保后期強化涂層的質(zhì)量。

2）涂層預(yù)制備。采用高能火焰噴涂法，利用自主研制的高能火焰噴涂設(shè)備在GCr15 軸承鋼基體上預(yù)制備厚度為1 mm 的涂層，其具體噴涂工藝參數(shù)如表4 所示。

表4 高能火焰噴涂工藝參數(shù)Tab.4 Process parameters of high energy flame spraying

3）涂層的感應(yīng)重熔。為了對比研究重熔溫度對鎳基涂層微觀組織性能的影響，利用自主研制的高頻感應(yīng)重熔自動化設(shè)備，分別在960、1012、1052 ℃重熔溫度下對預(yù)制備的涂層進(jìn)行感應(yīng)重熔，獲得3 種感應(yīng)重熔鎳基涂層。

1.3 重熔涂層微觀組織性能的測試方法

1）金相試樣的制備。利用車床從試樣中間區(qū)域截取φ41.6 mm×20 mm 的空芯環(huán)形試樣。然后利用線切割電火花機床將試樣切割成尺寸為10 mm×7 mm×7 mm 的試樣，利用XQ-1 型金相試樣鑲嵌機將其鑲嵌成金相試樣塊，依次用80#、180#、400#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂紙打磨光滑，并使用金剛石拋光膏將試樣拋光至鏡面。將濃鹽酸和濃硝酸按體積比3:1 配制成腐蝕劑并對試樣進(jìn)行腐蝕處理，然后烘干裝入試樣袋，并對試樣進(jìn)行編號。

2）重熔涂層金相組織觀察及XRD 分析。本試驗采用LEXT OLS4100 奧林巴斯激光共焦顯微鏡對制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層進(jìn)行微觀組織性能分析，主要觀察部位為重熔涂層的表面，并通過Image-proplus 6.0 軟件對金相圖片進(jìn)行處理分析，進(jìn)而計算出不同涂層表面的孔隙率。本次試驗中，重熔涂層物相組成測定采用德國布魯克D8 型XRD 衍射儀，工作參數(shù)為：掃描速度2 (°)/min，掃描范圍30°～80°，步長0.02°。

3）涂層SEM 觀察及能譜分析。利用FEI Quanta 650 FEG 掃描電鏡觀察重熔涂層的微觀組織形貌，并利用X 射線能譜儀進(jìn)行EDS 分析。

4）利用HXD-1000 型顯微硬度計對上述3 種重熔涂層的顯微硬度進(jìn)行測試，壓頭載荷為500 g，保荷時間為15 s。

2 結(jié)果及分析

2.1 重熔溫度對涂層表面微觀組織性能的影響

圖2 為重熔溫度為960、1012、1052 ℃時，制備的3 種感應(yīng)重熔鎳基涂層的金相組織。由圖2 可知，與960 ℃和1052 ℃重熔溫度制備的兩種涂層相比，1012 ℃重熔溫度條件下制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層更加致密，缺陷數(shù)量較少，且孔洞等缺陷尺寸較小。

圖2 不同重熔溫度下制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層的表面金相組織Fig.2 Surface microstructure of induction remelting nickel-based coatings prepared at different remelting temperatures

表5 為3 種感應(yīng)重熔鎳基涂層的孔隙率測試結(jié)果。重熔溫度為960、1012、1052 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層的平均孔隙率分別為0.85%、0.27%、0.95%。由此可見，1012 ℃重熔溫度制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層的孔隙率遠(yuǎn)小于其余兩種重熔溫度制備的涂層，因此其組織更為致密。

表5 不同重熔溫度制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層的孔隙率測試數(shù)據(jù)Tab.5 Porosity test data of induction remelting nickelbased coatings prepared at different remelting temperatures

圖3 為重熔溫度為960、1012、1052 ℃時，制備的3 種感應(yīng)重熔鎳基涂層的SEM 形貌。由圖3 可知，3 種重熔鎳基涂層中黑色部分含有大量的Cr，不同于白色區(qū)域的Ni 固溶體。3 種重熔鎳基涂層均含有Ni 固溶體（白色）、Ni 與其他合金的共晶組織（灰色）、彌散分布的黑色質(zhì)點（塊狀物、碳化物、硼化物等硬質(zhì)相）。然而，3 種重熔鎳基涂層有著本質(zhì)的區(qū)別：960 ℃重熔溫度下獲得的重熔鎳基涂層的固熔體和共晶組織數(shù)量遠(yuǎn)大于1012 ℃重熔溫度下制備的涂層，而硬質(zhì)相相對較少，因而涂層具有較低的硬度和耐磨性；1052 ℃重熔溫度下制備的重熔鎳基涂層中的碳化物晶粒明顯長大，且在固溶體中分布著大量的孔洞，孔洞尺寸遠(yuǎn)大于其他兩種重熔鎳基涂層，而粗大晶粒和彌散分布的大量缺陷會導(dǎo)致涂層的硬度和耐磨性顯著下降。相對于其他兩種溫度，當(dāng)重熔溫度為1012 ℃時，黑色質(zhì)點（碳化物及硼化物等硬質(zhì)相）數(shù)量顯著增多，且晶粒尺寸較小，涂層中孔洞、裂紋等缺陷少，其表面微觀組織明顯得到改善。

圖3 不同重熔溫度下制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層表面的SEM 形貌Fig.3 SEM morphology of induction remelting nickel-based coatings prepared at different remelting temperatures

圖4 為重熔溫度為960、1012、1052 ℃時，制備的3 種感應(yīng)重熔鎳基涂層的XRD 圖譜。由圖4 可知，t=960 ℃時，感應(yīng)重熔鎳基涂層的物相包括Ni固溶體，Ni、Fe、Cr、Si、C、B 等形成的復(fù)雜軟質(zhì)相（B(Si,Fe)3、Fe2Si0.4B0.6、Fe4.5Ni18.5B6、Ni3Si2、Cr3Ni5Si2、Cr3Si2、Ni3C、Ni3Si 為主要物相），并存在著Cr7BC4、Fe3C、Fe7C3、Cr7C3、(Cr,Fe)7C3等硬質(zhì)相。t=1052 ℃時，感應(yīng)重熔鎳基涂層的非硬質(zhì)相明顯增多，形成了以非硬質(zhì)相為主兼存硬質(zhì)相的物相體系。而t=1012 ℃時，感應(yīng)重熔鎳基涂層與前二者有明顯的區(qū)別，其物相以Ni 固溶體及Fe7C3、Fe23(C,B)6、(Cr,Fe)7C3、Cr7C3、CrB4硬質(zhì)相為主，并存在少量的Ni3Si2、Ni4B3、Cr3Ni5Si2非硬質(zhì)相。

圖4 不同重熔溫度下制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層的XRD 圖譜Fig.4 XRD patterns of induction remelting nickel-based coatings prepared at different remelting temperatures

由上可知，3 種重熔鎳基涂層的表面微觀組織和物相組成均存在明顯差異，究其原因是由于不同重熔溫度所形成的感應(yīng)加熱電磁場的強度不同。當(dāng)重熔溫度過低時，感應(yīng)加熱的集膚效應(yīng)不明顯，鎳基自熔性合金不能得到充分地熔化且無法進(jìn)行充分的合成反應(yīng)，因此形成的硬質(zhì)相偏少且涂層孔隙缺陷較多；而過高的重熔溫度則會導(dǎo)致電磁渦流紊亂，促使產(chǎn)生鎳基自熔性合金過熔、元素?zé)龘p嚴(yán)重、外界氧氣介入等現(xiàn)象，從而導(dǎo)致晶粒顯著長大，硬質(zhì)相減少，并出現(xiàn)大量孔洞等缺陷。因此，只有控制合適的重熔溫度才能促成鎳基自熔性合金充分熔化及合成反應(yīng)，并快速凝固而得到優(yōu)異的微觀組織和物相組成。

2.2 重熔溫度對涂層斷面微觀組織性能的影響

重熔溫度為960、1012、1052 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層斷面的SEM 形貌見圖5—7。由圖5a可知，重熔溫度t=960 ℃時，制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層與基體結(jié)合的界面處存在較多的孔洞、氧化夾雜等缺陷，如圖5a 中箭頭1、2、3 所示。由圖5b 可以看出，基體與涂層之間形成的界面擴散傳遞帶（DTB）寬度小于8 μm，且DTB 中存在大量顆粒結(jié)構(gòu)。這是因為DTB 含有大量的固溶體和由Ni 和Cr 元素形成的非硬質(zhì)相（如圖5b 中箭頭1、3 所示），它們保留在樣品的腐蝕過程中。DTB 富鐵區(qū)（基體一側(cè)）腐蝕嚴(yán)重，如圖5b 中箭頭2 所示。由此可見，重熔溫度過低不能促進(jìn)鎳基合金與基體充分融合，導(dǎo)致界面融合寬度相對較小。

圖5 重熔溫度t=960 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層斷面的SEM 形貌Fig.5 SEM morphology of cross section of nickel-based coating prepared by induction remelting at 960 ℃

重熔溫度t=1012 ℃時，制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層與基體結(jié)合的界面處未發(fā)現(xiàn)明顯的界面裂紋、孔洞等缺陷，如圖6a 所示?；w與涂層之間形成的界面擴散傳遞帶呈顆粒狀、線狀凸起結(jié)構(gòu)，如圖6b 中箭頭1、2、3、4、5 所示，Ni 元素和Fe 元素在界面上交叉分布，形成了寬度為10～15 μm 的界面擴散傳遞帶。這表明合適的重熔溫度可以在界面形成具有一定寬度的富含F(xiàn)e 元素及Ni 元素的交叉帶，使界面發(fā)生良好的冶金反應(yīng)，有利于提高界面的結(jié)合強度。

圖6 重熔溫度t=1012 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層斷面的SEM 形貌Fig.6 SEM morphology of cross section of nickel-based coating prepared by induction remelting at 1012 ℃

重熔溫度t=1052 ℃時，制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層與基體結(jié)合的界面處存在界面裂紋和密集分布的孔洞，如圖7a 中箭頭1、2、3、4 所示。基體與涂層之間形成的界面擴散傳遞帶寬度大于20 μm，且DTB中存在起伏狀結(jié)構(gòu)。如圖7b 中箭頭1、2、3 所示的凸起和顆粒狀結(jié)構(gòu)為富含Ni 元素、碳化物、硼化物的硬質(zhì)相，而低洼地帶富含F(xiàn)e 元素且腐蝕嚴(yán)重（如圖7b 中的箭頭4 所示）。這表明過高的重熔溫度會使界面發(fā)生嚴(yán)重的電磁渦流，在融合區(qū)形成具有一定寬度的富Fe 帶及富Ni 帶，且界限明顯。

圖7 重熔溫度t=1052 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層斷面的SEM 形貌Fig.7 SEM morphology of cross section of nickel-based coating prepared by induction remelting at 1052 ℃

基體與涂層之間形成的界面擴散傳遞帶是以下兩方面共同作用的結(jié)果：一是重熔涂層中的元素在一定的高溫作用下擴散到基體中，二是合金元素在快速冷卻后保留在基體中。由于涂層與基體的材質(zhì)不同，其電磁特性存在較大差異，因此將在涂層與基體的界面結(jié)合處產(chǎn)生較大的電磁渦流，促使界面溫度升高[19,24]。上述結(jié)果表明：在一定的感應(yīng)頻率下，DTB 的寬度、元素擴散和分布與重熔溫度密切相關(guān)。重熔溫度越高，則涂層與基體界面結(jié)合處的電磁渦流越大，導(dǎo)致界面溫度越高，從而使元素擴散越明顯，DTB 的寬度越大；但重熔溫度過高，會導(dǎo)致基體過熔，從而使DTB 寬度過大，影響其界面特性。重熔溫度t=1012 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層的界面擴散傳遞帶寬度合適，界面缺陷最少，界面微觀結(jié)構(gòu)良好。它不僅能提高界面結(jié)合強度，而且能防止基體過熱，保持基體結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性。

圖8 為重熔溫度為960、1012、1052 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層斷面的EDS 線掃描曲線。由圖8可知，基體部分以Fe 元素為主，界面處Fe 元素含量迅速下降，Ni、Cr 元素含量迅速增加，Si 元素含量小幅度增加。大量Fe、Ni、Cr 元素共存于界面處，形成了界面擴散傳遞帶。涂層區(qū)域則以Ni、Cr 元素為主。與重熔溫度t=960 ℃時制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層在界面處Fe 元素出現(xiàn)陡變現(xiàn)象不同，1012 ℃和1052 ℃兩種重熔溫度獲得的感應(yīng)重熔鎳基涂層在界面附近Fe 含量低于GCr15 鋼，但高于鎳基合金涂層，呈現(xiàn)層次性梯度過渡特征，證明了在界面處形成了冶金結(jié)合的融合區(qū)，有利于涂層與基體界面結(jié)合強度的提升。但是1052 ℃重熔溫度下獲得的感應(yīng)重熔鎳基涂層的DTB 寬度明顯大于1012 ℃時獲得的DTB 寬度，同時會改變基體的顯微組織，嚴(yán)重影響基體的力學(xué)性能。

圖8 不同重熔溫度下制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層斷面的EDS 線掃描Fig.8 EDS line scanning of cross section of induction remelting nickel-based coatings prepared at different remelting temperatures

2.3 重熔溫度對涂層顯微硬度的影響

表6 為不同重熔溫度制備的3 種感應(yīng)重熔鎳基涂層表面的顯微硬度測試數(shù)據(jù)。由表6 可知，重熔溫度為960、1012、1052 ℃時制備的3 種涂層表面的平均顯微硬度分別為761.6HV500、818.0HV500和696.4 HV500，極限硬度差分別為214.6HV500、170.9HV500和200.7HV500。通過對比發(fā)現(xiàn)，1012 ℃重熔溫度下制備的涂層平均顯微硬度較高，極限硬度差較小，該涂層組織主要為分散在枝晶間的非平衡γ-固溶體和γ-固溶體+共晶碳化物，而合金滲碳體等金屬間化合物含量較少。碳化物與碳化鉻的結(jié)合促使涂層顯微硬度增大，且硬度極差減小。

表6 不同重熔溫度下制備的鎳基涂層的表面顯微硬度測試數(shù)據(jù)Tab.6 Microhardness test data of the nickel-based coatings prepared at different remelting temperatures

圖9 為重熔溫度為960、1012、1052 ℃時制備的3 種感應(yīng)重熔鎳基涂層的斷面顯微硬度分布。由圖9 可知，3 種涂層的斷面顯微硬度均呈現(xiàn)階梯狀分布。1012 ℃重熔鎳基涂層沿其深度方向的平均顯微硬度最高。在涂層向基體過渡的界面處，3 種涂層的顯微硬度均顯著降低，且遠(yuǎn)離界面的基體均具有相似的顯微硬度。1012 ℃重熔鎳基涂層的界面融合區(qū)的顯微硬度高于其他兩種涂層，說明其具有較好的顯微硬度分布。

圖9 不同重熔溫度下制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層的顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution of nickel-based coatings prepared at different remelting temperatures

3 結(jié)論

1）與960、1052 ℃重熔溫度制備的感應(yīng)重熔鎳基涂層相比，1012 ℃時制備的重熔涂層更加致密，孔洞、裂紋等缺陷數(shù)量明顯減少，缺陷尺寸明顯減小，其孔隙率僅為0.27%，且涂層中硬質(zhì)相數(shù)量顯著增多，晶粒尺寸遠(yuǎn)小于前兩種涂層，其表面微觀組織性能得到明顯改善。

2）960 ℃重熔鎳基涂層的界面結(jié)合處有明顯的界面氧化夾雜缺陷，1052 ℃重熔鎳基涂層的界面有較大的孔洞缺陷。而1012 ℃重熔鎳基涂層的界面結(jié)合處Ni 元素與Fe 元素混合交叉密布，在界面形成了強冶金結(jié)合的融合區(qū)，有效改善了涂層與基體的界面結(jié)合特性。

3）1012 ℃重熔鎳基涂層表面的平均顯微硬度為818.0HV500，其沿涂層深度方向的平均顯微硬度和界面融合區(qū)的顯微硬度均高于其余兩種重熔溫度制備的涂層，具有較好的顯微硬度分布特性。