一种原位自生WC‑M7C3复合碳化物涂层的制备方法与流程

本发明涉及耐磨涂层领域，特别是一种原位自生WC-M₇C₃复合增强铁基耐磨涂层的制备方法。

背景技术：

WC（碳化钨）硬度为2100~2400HV与金刚石相近，是硬质合金的主要原料，被广泛用于制作超硬刀具、凿岩工具、钻探工具、金属模具等。M₇C₃（复合碳化物，M=Fe,Cr）硬度为1200~1800HV，是高铬铁基耐磨材料的主要强化相，被广泛用于矿山、水泥、火力发电等极端磨损工况行业。近年来，随着我国大型水利工程、高速铁路、大规模保障性安居工程等重大项目建设，带动了矿山、建材、水泥、电力、钢铁行业的大力发展，高铬铁基耐磨材料的消耗成倍增长。但我国铬资源相对贫乏，主要通过进口。国际铬价逐年攀升，高铬材料价格亦持续增长。为节约资源降低成本，如何降低耐磨材料中的铬含量成为产企业亟需解决的问题。我国钨资源丰富，是全球用钨的主要供应国。所以在高铬耐磨材料中人们早已尝试外加WC颗粒来提高其抗磨性能，进而降低材料中的铬含量。然而，由于WC密度为Fe的两倍多，所以很容易在铁基熔液中沉淀失去对材料表层的增强；外加WC颗粒容易在铁基不饱和熔液中溶解，造成外加WC颗粒沉淀和溶解析出脆性大的M₆C组织（如Fe₂W₄C、Fe₃W₃C、Fe₄W₂C）等问题。而原位自生WC是在均匀过饱和铁基熔液中生核长大，从而避免了沉淀及溶解问题的发生，因此原位自生WC-M₇C₃具有重要的理论意义和工程应用价值。

技术实现要素：

本发明提供一种原位自生WC-M₇C₃复合增强铁基耐磨涂层的制备方法，利用高硬度WC不仅可提高涂层的耐磨性，而且可降低材料中铬含量节约铬资源；同时铁基熔液中原位自生的WC可均匀生核长大，避免了外加WC颗粒沉淀和溶解析出脆性组织问题。

本发明的技术构思：通过设计合金元素的成分和比例，经加热获得成分过饱和的均匀合金熔体；因W为弱碳化物形成元素，原位合成反应W+C=WC的动力学反应时间较长，利用预热和保温工艺延长熔体液相时间，保障合成产物WC的生核与长大；由于WC是在均匀熔体中同时生核长大，所以自生的WC为均匀分布，避免发生沉淀现象；且WC颗粒周围是过饱和熔体，从而抑制了WC溶解；另外，因Cr比W更容易与C发生反应，为避免熔液中C被Cr提前消耗影响WC的合成，不能利用冶金反应xCr+(7-x)Fe+3C=M₇C₃(M=Fe,Cr)来合成M₇C₃，而选择利用Cr₃C₂来获得M₇C₃，这是因为Cr₃C₂的自由能较高，加热时会先发生脱碳反应，并自发转变为自由能较低的M₇C₃，从而W+C=WC反应时具有稳定的碳源，获得WC与M₇C₃复合碳化物。

本发明技术方案为：

一种原位自生WC-M₇C₃复合增强铁基耐磨涂层的制备方法，其特征在于：是采用原位合成法在表面预处理过的金属基板上制备出WC-M₇C₃复合增强耐磨涂层，具体步骤为：

(1) 对基板按形状尺寸要求进行机械加工进行预处理，将预处理好的基板放入工件台，夹紧固定；

(2) 合金粉末选用W粉、Cr₃C₂粉、C粉、Fe-Ni自熔性合金粉的组合物，按比例配制后用混粉器混合，并把混合均匀的粉末装入载流气体为氩气的送粉器中；

(3) 利用氧乙炔焰对基板待制备涂层区域进行预热处理，得到预处理后的基板；

(4) 步骤2）送粉器将合金粉送入在步骤3）预处理后的基板上，同时利用氩气等离子对合金混合粉末进行加热熔化，经原位反应获得耐磨涂层。

优选地，所述基板材料为低碳钢、中碳钢、不锈钢或铸铁中的一种。

优选地，所述步骤1）基板预处理方法为用丙酮清洗表面的油脂；若基板为失效零部件再制造时，则需对其表面进行喷砂或手持砂轮打磨处理，并用丙酮清洗表面油脂。

优选地，所述步骤2）W粉、Cr₃C₂粉、C粉、Fe-Ni粉的质量百分比为，W粉为35%~50%、Cr₃C₂粉为15%~20%、C粉为2%~4%、余量为Fe-Ni粉。

优选地，：所述W粉粒度为100~150μm、Cr₃C₂粉粒度为150~250μm、C粉粒度为180~250μm、Fe-Ni粉粒度为100~200μm。

进一步优选地，W粉中W纯度≥99.8%；Cr₃C₂粉中Cr≥83.5%；C≥12.5%；Si≤1.8%； C（石墨）粉中C≥98%，Fe-Ni粉中Ni=30%，Re=1%，Fe=69%。

优选地，所述步骤3）基板的预热温度为200~250℃。

优选地，所述步骤4) 氩气等离子熔覆工艺为：转弧电流为：80~95A；电压为：40~46V；混合粉末送粉速度为：15~20g/min；离子气流量为：5~8L/min；送粉气流量为：3~5L/min；保护气流量为：6~8L/min；熔覆速度为：55~65mm/min，涂层边制备边用高温陶瓷纤维毯对反应熔池进行保温。

进一步优选地，所述高温陶瓷纤维毯材质为高温硅酸铝陶瓷纤维，其厚度为30~50mm，耐热温度为1200~1300℃。

本发明的有益效果：

(1) 该方法解决了WC-M₇C₃复合增强时，密度较大的WC颗粒在基体熔液底部发生沉积问题。

(2) 原位自生的WC颗粒周围为过饱和熔体，避免了外加WC颗粒在铁基熔体中的溶解问题。

(3) WC颗粒是在合金成分相对较均匀的熔体中结晶，原位自生的WC晶核在熔体中能均匀分布。

(4) 该方法获得的WC是在金属基体内原位形核并逐渐长大，因此WC颗粒表面干净无污染，与母相基体的相溶性好，两者界面结合力大，磨损不易脱落。

(5) 用来反应生成复合碳化物WC-M₇C₃的合金粉末便宜，制备涂层的氩气等离子熔覆设备简单方便，不受使用场地限制。

(6) 该方法对制备涂层的基板形状适应性强，可用于规则、非规则平面，或大于一定尺寸的内腔零部件表面等。

（7）该方法合成的WC为原位自生超粗晶WC，不仅WC与基体界面结合力大，且超粗晶WC颗粒深植于基体部分的比表面积大不容易拔出，可解决增强相磨损脱落问题。

（8）C粉粒径选择了合适的粒径180~250μm，过大会因无法溶解而不能发生反应，过小则容易被吸附在管壁致送粉不畅，从而影响WC的生核长大。

（9）发明工艺中采用的是边送粉边加热的工艺，不仅提高了WC晶体的合成效率，同时原位合成的WC晶体品质更加稳定。

（10）在氩气等离子熔覆工艺中选择了合适熔覆速度，使熔池金属获得较长时间的热平衡，延长了液相区停留时间，使弱碳化物形成元素W与C具有足够的时间进行原位反应生成WC超粗晶颗粒。

（11）本发明结合预热和后热保温工艺，使涂层熔池在液相下停留一定时间，保障原位冶金化学反应W+C=WC充分进行，使WC生长为超粗晶颗粒。

（12）本发明工艺中选用了合适合金元素比例范围，从而避免了生成不稳定产物。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明作进一步说明：

图1为本发明原位自生WC-M₇C₃复合增强铁基耐磨涂层工艺图。

图2 为本发明原位自生WC-M₇C₃组织金相实验图。

图3 为本发明涂层在300N压力下滑动500米后的磨损试验结果。其中，WM-0为存铁基合金涂层，WM-1、WM-2、WM-3为三种WC-M₇C₃复合增强铁基涂层，四种涂层中原位合成碳化物的总量相近。可见三种不同尺度碳化物复合增强的耐磨性较各碳化物独立增强时高。

具体实施方式

下面结合实例对本发明的技术方案做进一步说明。

本发明提出一种原位自生WC-M₇C₃复合增强铁基耐磨涂层的制备方法，图2为原位自生WC-M₇C₃复合增强组织结构图，可以看到复合碳化物中WC颗粒不仅分布均匀，而且生长为尖角状，没有发生溶解现象。

制备涂层时首先把基板加工成符合使用要求的工具或模具，用丙酮清洗其表面的油脂；若基板为失效零部件再制造时，则需对其表面进行喷砂处理，并用丙酮清洗表面的油脂；再将处理好的基板放入工件台并固定。

以下通过三个实施例，在基板表面完成原位自生WC-M₇C₃复合增强涂层的制备：

实施例1

将35%的W粉（W≥99.8%，粒度100~150μm）、15%的Cr₃C₂粉（Cr≥83.5%；C≥12.5%；Si≤1.8%，粒度150~250μm）、2%的C粉（C≥98%，粒度180~250μm）、余量为Fe-Ni自熔性合金粉（Ni=30%；Re=1%；Fe=69%，粒度为100~200μm）烘干混合均匀后装入送粉器；对基板进行预热处理，预热温度为200~250℃；采用等离子熔覆工艺制备涂层，工艺参数为：转弧电流80~95A；电压40~46V；混合粉末送粉速度15~20g/min；离子气流量5~8L/min；送粉气流量3~5L/min；保护气流量6~8L/min；熔覆速度55~65mm/min，涂层边制备边用高温陶瓷纤维毯对反应熔池进行保温。

所得WC-M₇C₃复合增强铁基涂层在M-2000磨损试验机上与T10对磨样（洛氏硬度HRC=63±1）进行对磨试验（压力为300N，滑动500米），与没有增强相的Fe-Ni合金涂层相比，耐磨性提高11.7倍。

实施例2

将40%的W粉（W≥99.8%，粒度100~150μm）、17%的Cr₃C₂粉（Cr≥83.5%；C≥12.5%；Si≤1.8%，粒度150~250μm）、2.5%的C粉（C≥98%，粒度180~250μm）、余量为Fe-Ni自熔性合金粉（Ni=30%；Re=1%；Fe=69%，粒度为100~200μm）烘干混合均匀后装入送粉器；对基板进行预热处理，预热温度为200~250℃；采用等离子熔覆工艺制备涂层，工艺参数为：转弧电流80~95A；电压40~46V；混合粉末送粉速度15~20g/min；离子气流量5~8L/min；送粉气流量3~5L/min；保护气流量6~8L/min；熔覆速度55~65mm/min，涂层边制备边用高温陶瓷纤维毯对反应熔池进行保温。

所得WC-M₇C₃复合增强铁基涂层在M-2000磨损试验机上与T10对磨样（洛氏硬度HRC=63±1）进行对磨试验（压力为300N，滑动500米），与没有增强相的Fe-Ni合金涂层相比，耐磨性提高14.3倍。

实施例3

将45%的W粉（W≥99.8%，粒度100~150μm）、19%的Cr₃C₂粉（Cr≥83.5%；C≥12.5%；Si≤1.8%，粒度150~250μm）、2.5%的C粉（C≥98%，粒度180~250μm）、余量为Fe-Ni自熔性合金粉（Ni=30%；Re=1%；Fe=69%，粒度为100~200μm）烘干混合均匀后装入送粉器；对基板进行预热处理，预热温度为200~250℃；采用等离子熔覆工艺制备涂层，工艺参数为：转弧电流80~95A；电压40~46V；混合粉末送粉速度15~20g/min；离子气流量5~8L/min；送粉气流量3~5L/min；保护气流量6~8L/min；熔覆速度55~65mm/min，涂层边制备边用高温陶瓷纤维毯对反应熔池进行保温。

所得WC-M₇C₃复合增强铁基涂层在M-2000磨损试验机上与T10对磨样（洛氏硬度HRC=63±1）进行对磨试验（压力为300N，滑动500米），与没有增强相的Fe-Ni合金涂层相比，耐磨性提高16.1倍。

实施例4

将42%的W粉（W≥99.8%，粒度100μm）、18%的Cr₃C₂粉（Cr≥83.5%；C≥12.5%；Si≤1.8%，粒度150μm）、3.5%的C粉（C≥98%，粒度180μm）、余量为Fe-Ni自熔性合金粉（Ni=30%；Re=1%；Fe=69%，粒度为100μm）烘干混合均匀后装入送粉器；对基板进行预热处理，预热温度为200℃；采用等离子熔覆工艺制备涂层，工艺参数为：转弧电流80A；电压40V；混合粉末送粉速度15g/min；离子气流量5L/min；送粉气流量3L/min；保护气流量6L/min；熔覆速度55mm/min，涂层边制备边用高温陶瓷纤维毯对反应熔池进行保温。

所得WC-M₇C₃复合增强铁基涂层在M-2000磨损试验机上与T10对磨样（洛氏硬度HRC=63±1）进行对磨试验（压力为300N，滑动500米），与没有增强相的Fe-Ni合金涂层相比，耐磨性提高19.5倍。

实施例5

将48%的W粉（W≥99.8%，粒度150μm）、17%的Cr₃C₂粉（Cr≥83.5%；C≥12.5%；Si≤1.8%，粒度250μm）、3%的C粉（C≥98%，粒度250μm）、余量为Fe-Ni自熔性合金粉（Ni=30%；Re=1%；Fe=69%，粒度为100~200μm）烘干混合均匀后装入送粉器；对基板进行预热处理，预热温度为220℃；采用等离子熔覆工艺制备涂层，工艺参数为：转弧电流85A；电压43V；混合粉末送粉速度18g/min；离子气流量7L/min；送粉气流量4L/min；保护气流量7L/min；熔覆速度58mm/min，涂层边制备边用高温陶瓷纤维毯对反应熔池进行保温。

所得WC-M₇C₃复合增强铁基涂层在M-2000磨损试验机上与T10对磨样（洛氏硬度HRC=63±1）进行对磨试验（压力为300N，滑动500米），与没有增强相的Fe-Ni合金涂层相比，耐磨性提高17倍。

实施例6

将45%的W粉（W≥99.8%，粒度120μm）、19%的Cr₃C₂粉（Cr≥83.5%；C≥12.5%；Si≤1.8%，粒度180μm）、2.5%的C粉（C≥98%，粒度200μm）、余量为Fe-Ni自熔性合金粉（Ni=30%；Re=1%；Fe=69%，粒度为180μm）烘干混合均匀后装入送粉器；对基板进行预热处理，预热温度为220℃；采用等离子熔覆工艺制备涂层，工艺参数为：转弧电流85A；电压43V；混合粉末送粉速度18 g/min；离子气流量7L/min；送粉气流量4L/min；保护气流量7L/min；熔覆速度58mm/min，涂层边制备边用高温陶瓷纤维毯对反应熔池进行保温。

所得WC-M₇C₃复合增强铁基涂层在M-2000磨损试验机上与T10对磨样（洛氏硬度HRC=63±1）进行对磨试验（压力为300N，滑动500米），与没有增强相的Fe-Ni合金涂层相比，耐磨性提高18倍。

以上内容是结合具体的实施例对本发明的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施方式仅限于此，对于本发明所属技术领域的专业技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干简单的替换，如： W、Cr₃C₂、C粉末混合比例的改变及基体金属材料种类的改变，都应当视为属于本发明的专利保护范围。