Ni-Cr-B-Si微束等离子弧熔覆层的表面重熔外文翻译资料

 2022-07-28 14:39:37

Ni-Cr-B-Si微束等离子弧熔覆层的表面重熔

摘要：

微束等离子弧熔融/重熔方法，这种新的表面改性方法被提出来，用以提高材料的耐腐蚀和耐磨性。该方法应用于通过等离子体转移电弧工艺制备的Ni-Cr-B-Si覆层。通过光学显微镜和扫描电子显微镜检查覆盖层重熔层中的微观结构。在1N H₂SO₄，水溶液中进行电化学测量和针盘磨蚀磨损试验，分别研究了重熔对腐蚀和耐磨性的影响。结果表明，在等离子体电弧重熔层中，Ni-Cr-B-Si覆盖层的树枝状微观结构得到了很大的改进，由于基板的自熄效果，甚至可以由2A弧电流和90mm/min 的扫描速度获得等轴微晶。由于微观结构的溶质捕获和粘附，通过微束等离子弧处理可以提高Ni-Cr-B-Si的耐腐蚀性和耐磨性。

关键词：磨损; 腐蚀; 等离子弧 重熔 表面。

1.简介

传统上，表面熔融或表面淬火作为耐磨表面的处理。这是改变合金立即表面的性能以赋予表面层更大的硬度和耐磨性的过程。表面熔化依赖于诸如激光和电子束的强烈的定向能源，并且是近来熔化材料表面的方法，并且由于其高加热速率和聚焦加热区而实现自淬火和最小变形[ 1-3]。几乎任何材料都可以用这种方法处理。通常使用10⁴和10⁸W/cmsup2;之间的入射功率密度，10⁵和10⁸K/s之间的冷却速率值[4]。由于获得所需强度的电子束是相对较大的，因此对激光表面形态的研究更加密集。但是激光能量传递的效率相当低（10〜25％）[5]，其应用受到设备费用和散装材料反射率的依赖性的限制。

在本研究中用作超薄板合金的焊接用作表面处理的热源。 这项调查是基于等离子体电弧具有超过10 000 K的高温[6]，并且微梁等离子弧非常紧密地连接在合金表面上，因此加热区可以非常小，并且在没有任何淬火介质如水或油的情况下可以实现自熄。此外，等离子弧表面处理容易操作，与基材的表面反射性无关。这些特征赋予微束等离子体作为独特能源的期望，以熔化或硬化合金表面。 在我们的实验室中，该技术已被证明是非常成功的，用于重新熔化Fe-Cr-C-B-Si覆层，同时改善了耐腐蚀性和耐磨性[7]。对于有色金属材料，如镍基合金，微弧等离子体电弧表面处理不如黑色金属有效。使用等离子体转移电弧焊（PTAW）工艺在碳钢块状金属上生产相对厚的镍基包覆层。选择最广泛应用的镍基自熔材料之一的Ni-Cr-B-Si合金作为涂层。覆盖层被微束等离子体电弧重熔。通过电化学测量和磨损测试来检查腐蚀和耐磨性。

  1. 实验程序

首先，使用等离子体转移电弧焊工艺在1045钢的基材上熔覆镍基包层。 用于PTAW覆层的粉末材料的组成如下（wt％）：Cr，25.66; Si，3.41; B，2.82; C，0.60; Fe少于5; 和Ni平衡。 氩气被用作等离子气和保护气。 PTAW工艺的条件见表1。

生产的覆层厚度为3-5毫米。 用商业研磨纸研磨，用丙酮进行抛光和清洗，然后使用微束等离子弧进行扫描。 扫描的实验装置由微波等离子弧焊机进行了修改。 将样品安装在数控X-Y台上，使得基片在等离子体电弧下移位。 等离子体喷嘴作为阴极，样品作为阳极。 等离子体炬被扫描穿过样品，以便以一系列相邻通道覆盖整个表面，如图1所示。 氩气还用作重熔处理中的等离子体气体和保护气体。

经过多次准备测试，选择了三组技术参数进行扫描。 扫描电流为2,3和4A，相邻通道之间的间距为0.2,0.5和0.8mm，枪电压为27V，波动幅度在20.5V的窄范围内。因此，对于2,3和4A电弧处理，输入功率为54,81,108W。 根据不同的条件，电弧的直径不同，从2A到4A的电流大约在1.2到1.6mm之间，但总是会聚到样品表面的一个点。 微束等离子体电弧重熔的条件如表2所示。

为了检查电弧扫描样品的一般腐蚀性能，进行了电化学测量。 样品用砂纸机械抛光，用丙酮和蒸馏水冲洗干燥。 样品的极化曲线在室温（约293K）下用1N的H₂SO₄水溶液测量。 使用饱和甘汞电极作为参比电极。 扫描速率为0.05mV/5mm。

在油润滑条件下，使用针盘式摩擦计进行磨损试验。 该针是直径为7mm的碳钢样品，其末端具有Ni-Cr-B-Si。 端面，重熔或未熔化，与商标SIC砂粒800的研磨纸接触，该研磨纸以250g的正常载荷连接在旋转盘上。 盘的旋转速度为100rpm，从盘中心到针心的旋转半径为55mm。在一定的旋转周期之后，使用精密微量的0.1mg测量重量损失。

对于等离子体电弧处理的样品，去除的最终厚度不超过重熔层的深度。 在用丙酮完全清洗试样后进行所有重量测量。

用光学显微镜（OPM）和扫描电子显微镜（SEM）研究了Ni-Cr-B-Si覆盖层。

  1. 结果

3.1. 一般特征

重熔层非常薄（低于300 micro;m）与覆盖层厚度（超过3mm）相比，因此可以认为，1045钢的散装材料对热转移以外的重熔过程几乎没有影响，因为 保护气体（氩气）和重熔层的保护立即迅速固化，扫描后的表面氧化不严重，样品的表面变形也很小，表面氧化层和粗糙度由于 通过简单的抛光可以容易地去除重熔，由于作为费用结构的-Ni的延展性相对较高，形成微裂纹的趋势也不严重，甚至在不受干扰的连续扫描和技术参数的适当组合的情况下也可以避免样品预热。 但是在重熔区域可能会发生孔隙，并且相对不能完全去除。 在扫描等离子体气体和保护气体氩气期间，部分地以高速冲击表面并进入熔池。 气体可以通过扩散或气泡从熔池逸出到空气中。 由于凝固速率非常高，如果气泡不能及时排出，气泡将保留在固体合金中，形成孔隙（图2（a））。 形成孔隙度的趋势随着电弧电流的增加而减小，如图1所示。 图2（a）和（b）。

对于覆盖层的成功重熔处理，已经证明最重要的参数是电弧电流，扫描速度和相邻通道之间的间距。 电弧电流和扫描速度都显着影响了重熔层的深度。 由于等离子体电弧的能量密度比激光束的能量密度要低，所以等离子体电弧的扫描速度必须较低以达到表面重熔的目的。 对于一定的扫描速度，较高的电流，即较高的输入功率，得到更深的重熔层。 在扫描速度为90 mm/min的情况下，重熔层的最大深度为2 A弧为140-160 micro;m，对于4 A弧为250-270 micro;m（从扫描轨迹的上表面到底部）。

3.2.微结构

从图2中看出，Ni-Cr-B-Si覆盖层的微结构由-Ni枝晶以及枝晶臂之间的共晶复合材料组成。溶解在-Ni固溶体中的铬，硼和硅部分地强化和硬化基体。除溶解度外，铬和硼原子在晶界处形成硬度很高的金属间化合物颗粒。XRD分析结果表明，金属间化合物沉淀物包括Ni₂B，Cr₂B和Cr₇C₃等。

通过微束等离子弧扫描产生的曲线呈现出与激光扫描相似的球形形状[2]（见图2（a）和（b））。 重熔通道和未熔化的基材之间有一个清晰的界面。但在等离子体弧处理的表面的扫描过程的邻接接口不是直的那些激光的通过，由于电弧的扫描过程中的漂移，如图3（a）。 由于熔池中存在对流，也可能会看到波纹痕迹。重熔表面的由2A的等离子弧在较高的放大倍数的形态示于图3（b）。

在微束等离子体电弧扫描之后，Ni基覆盖层的粗糙枝晶结构转移到重熔区域中的细枝晶，细胞或等轴晶粒，如图4（a）和（b）。电弧电流明显地影响了重熔区域的形态。通过4A弧扫描（表2中的I），重熔区域的微观结构变得更加细小，但仍保持树枝状（图4（a））。可以粗略地估计，重熔区域中的枝晶臂间距约为2.4mu;m，而覆盖衬底的约14.8mu;m。然而，使用2A等离子体电弧扫描（表2中的I），转移到等轴微晶的重熔区的结构（图4（b））仅在重熔区域和覆盖衬底之间的界面旁边是一些柱状颗粒。等值粒度约为2.1 micro;m。 XRD分析表明，2A弧形重熔表面的构成几乎完全是-Ni，其他相显着减少。

3.3.腐蚀和磨损磨损试验

等离子扫描显着影响了腐蚀性能。 图。 图5显示了与未处理的表面相比，通过2A，3A等离子体电弧处理的Ni-Cr-B-Si覆盖层的阳极极化曲线。 等离子体电弧处理表面的阳极电流密度低于覆盖层的阳极电流密度，特别是在电位范围的有源区域。 对于等离子体电弧处理的表面，钝化的临界电流密度大大降低，随着电弧I#39;cp电流的减小而减小，从未处理的覆盖基底的0.62mA/cmsup2;（I#39;cp），通过3A电弧处理的表面的0.18mA/cmsup2;（I#39;cp），和通过2A电弧处理的表面0.09mA/cmsup2;（I#39;cp）。另外，对应于待处理表面的零电流密度Vc的天然电极电位从未处理覆盖层的-0.32mV（V#39;c）增加到由3A弧处理的表面的-0.21mV（V#39;c） ，并且通过2A弧处理的表面的-0.17mV（V#39;c），这些结果表明等离子体电弧重熔具有增强钝化能力的作用，从而提高Ni-Cr-B-58合金的耐腐蚀性。

磨损磨损试验中的重量损失与图1中的滑动距离相比较。图6中显示出了等离子体电弧重熔和未熔化的覆盖表面的表面显微硬度的比较。每个表面显微硬度的基准是至少5点的平均值。可以看出，重熔后的显微硬度和耐磨性提高，但不明显。对于2A和3 A等离子体电弧处理的样品几乎没有差别。

  1. 讨论

已知细胞尺寸和二次枝晶臂间距与冷却速率有关。 根据不同组成和冷却速度的各种合金的研究结果，平均冷却速度dT / dt和二次枝晶臂间距之间存在以下关系：₂[8]

₂= C(dT/dt)macr;ᶯ （1）

对于4A电弧重熔和未熔化的覆盖层，典型的二次枝晶臂间距约为2.4和14.8mu;m（图4（a））。 尽管我们不能计算出基于方程式的冷却速度。（1）由于C和n的精确值不清楚，但是可以看出微电弧等离子体电弧的重熔层与等离子体转移电弧工艺产生的覆盖基底之间的冷却速度差异很大。 显然，重熔层中较大的冷却速度是由于覆盖基板的自熄。 使用4 A等离子弧和90 mm最小扫描速度，尽管重熔冷却层的结构显着恢复，但仍保持树枝状，这意味着过冷却不足以进行均匀凝固。

众所周知，固化结构主要由热梯度G，固液界面和固化速度R决定。当热梯度变高或生长速度降低时，结构趋向于从树枝状晶转移到细晶，甚至是等轴晶[9]。但是，当凝固速度（GR）足够快，达到均匀所需的临界过冷，即不均匀凝固，则会出现微晶线结构。 使用2 A等离子体电弧，这意味着输入功率为4 A弧的输入功率，重熔深度降低，从而凝固率增加。 大约2.1升的等尺寸微晶的冷却层形成（未图示）（图4（b）），表明冷却速率足够高以均匀固化。 在这种情况下，溶质的分布系数kn接近于1 [10，l I]。

NiCr合金[12,13]已经确定，Cr₂O₃的选择性形成发生在氧化初始阶段的晶界处，而NiO，NiCr₂0₄和Cr₂O₃则远离晶界形成。铬从合金上的晶界横向扩散，增加了外部Cr，O的扩散。这种氧化机制使得细晶合金比粗晶合金更快地形成保护性的Cr₂O₃层。因此，对于Ni-Cr-B-Si覆盖合金，Cr₂O₃在晶界上形成并横向扩展的倾向可以解释等离子体电弧处理表面的耐蚀性得到改善。但显然不是唯一的原因。在等离子体电弧处理样品2 A的重熔层中，铬的合金元素均匀分散在-Ni基体中，这是由于溶质捕获快速凝固。 Cr₂B和Cr₇C₃等含铬颗粒的沉淀显着减少，从而除去不同相的电化学反应。同时，基体中铬含量的增加可能加速Cr₂O₃，Ti的扩散。在4 A等离子体电弧处理的表面中，尽管枝晶臂和枝晶间距仍然存在微观差异，但由于结构的细化，这一点大大减轻。相应地，沉淀的颗粒如碳化物的尺寸和数量被精炼。另外，正如张等人的报道。 [14,15]，随着非碳化物形成元素（如镍）的增加和碳化物形成元素（如铬）的减少，碳化物的组成接近合金的平均组成，这意味着碳化物和-Ni减少。因此，可以认为合金元素的微结构和均匀化的细化是钝化能力的提高的原因。显然，处理表面的腐蚀电位Vc（相应于零电流密度）的增加是由于-Ni基体中铬含量的增加。

电弧处理的覆盖表面可能归因于由于溶质捕获而导致的微观结构的细化和基体的强化。耐磨性是基本上由磨耗材料的硬度确定的特性，相对独立于环境条件。在快速固化的重熔层中，不仅厚的枝晶转移到结晶树枝状或微晶，而且像铬，硅和硼这样的溶质在基质中过饱和。因此，再熔化层被硬化（图7）。结果，等离子体电弧重熔样品中磨损试验中的磨损损失降低。

5.结论

从目前的调查，可以得出以下结论：

（1）微束等离子弧扫描是一种简单而非常有效的表面改性方法，以增强合金的耐腐蚀和耐磨性。材料的顶表面可以通过该方法熔化/再熔化，并通过底物的自淬火迅速固化。

（2）由于基体的集中加热区和冷却效应，在等离子体电弧重熔层中，Ni-Cr-B-Si覆盖层的微结构变得更加细小。使用2 A电弧电流和90 mm/min的扫描速度，树枝状覆盖结构可能转移到等轴微晶。

（3）通过微束等离子体电弧重熔可以提高Ni-Cr-B-Si覆盖层的钝化能力和耐磨损性能。这可能被归因于溶质捕获以及微观结构的回归。

钛合金基体上NiCrBSiC-TiC激光熔覆层中TiC相的显微形貌和分布lt;

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