实验材料

试验基体材料为球墨铸铁QT-15，其化学成分如表1所示。QT-15的显微组织为铁素体+石墨球，基体组织形貌如图1(a)所示。基板尺寸为mm×mm×10mm，用砂纸去除表面的氧化层，用无水乙醇清洗干净，吹干。包覆材料为C合金粉末和颗粒。度在20μm到μm之间，粉末形貌如图1(b)所示。化学成分如表2所示。

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实验方法

实验激光器为锐科RFL-C0光纤激光器(波长nm，额定输出功率0W)。采用同轴送粉和蛇形往复运动。进行激光熔覆。进行了初步的工艺实验，优化后的工艺为:激光功率W，扫描速度10mm/s，光斑直径2mm，多次研磨。比率为40%。喷嘴和基底之间的距离为2.5mm，氩气流速为5L/min，粉末进料量为8g/min。覆层由氩气保护。将激光熔覆样品沿垂直激光扫描方向切割，得到熔覆层的横截面，然后通过镶嵌、研磨和抛光制备金相样品。使用王水(HCl:HNO3=3:1)腐蚀60s，用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)和X射线衍射仪(XRD)分析了熔覆层的显微组织和元素组成和织物相分析。用HV-0显微硬度计测量熔覆层的显微硬度分布，每点间隔微米，载荷0.2kg，停留时间15s，每个试块测量三次，取算术平均值。用M-磨损试验机分别测试了铸铁和激光熔覆层的磨损情况。样品尺寸为15mm×15mm×10mm，研磨环是直的。直径50mm，材料GCr15，硬度值60±2HRC，正向载荷N，对磨环转速r/min，磨损时间1h，记录摩擦系数和磨损量。用前后电子天平称重，计算其磨损量。采用ZAHNER公司的IM6eX电化学工作站对熔覆层进行电化学测试。三电极系统，包覆层(或Matrix)为工作电极，铂片为对电极，Ag/AgCl为参比电极。电解质是3.5%的NaCl溶液。

熔覆层的组织和形貌

图2(a)显示了通过优化工艺制备的包覆层的宏观形态，具有良好的表面质量并且没有宏观裂纹。图2(b)是包覆层的SEM照片。你可以看到核聚变。线条清晰，未发现裂纹。通过EDS分析(图2(b，c))，石墨球出现在包覆层中。在熔覆过程中，石墨球主要随着熔池的流动进入熔覆层。未能与其他元素结合，保持自由。涂层中气孔形成的原因有很多，包括表面污染物、防护不到位和冶金反应等等。由于铸铁在铸造过程中会吸收和溶解各种气体，而基体中含有大量的石墨，所以在石墨和基体的间隙中会残留一些杂质。因此，在熔覆过程中，石墨和杂质受热反应产生气体，反应气体和残余气体会进入熔池。由于包层中的快速冷却速率，气体不能逸出，在包层中形成气孔。在图2(b)中，大多数孔呈直线，显示出从基体向包覆层移动的趋势。根据上面的分析，这次测试中出现了什么大多数孔隙是从基质中沉淀出来的。

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用EDS线扫描熔覆层，分析位置如图3所示。可以看出，在激光高温热源的作用下，熔合良好，熔覆层与基体形成清晰。熔合线和熔合区无明显缺陷，熔覆层中的合金元素扩散到铸铁基体中且过渡平稳，形成良好的冶金结合。

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如图4(a)所示，在高温熔池的作用下，部分包覆材料熔化石墨球外圈的基体，流入石墨球，部分石墨球熔化并传播。由于激光熔覆是一个快速加热凝固的过程，在熔化区a1和熔化扩散区a2有三个未完全熔化的石墨球“壳”a3。富碳区发生共晶转变，形成莱氏体。同时，由于高温，铁素体基体转变为奥氏体，碳元素扩散到奥氏体基体中。由于快速凝固起到“淬火”的作用。因此，在基体中形成高碳马氏体，如图4(b)所示。

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在图4(b)中，可以看到在界面向上依次出现平面晶体、胞状晶体和柱状枝晶。根据快速凝固理论，成分过冷决定了熔覆层的显微组织形式。过冷度与温度梯度G和凝固速率r密切相关衬底附近的温度梯度G很大，凝固速率R很小，很难形成成分过冷。因此，晶体生长平坦。当晶体脱离界面生长时越来越远，温度梯度G变小，凝固速率R变大，溶质含量逐渐增加，平面晶界处的固/液界面变得不稳定，开始向胞晶和柱状枝晶移动晶体转变从界面稳定性的角度指出了凝固过程中平面晶体向胞状/枝晶转变的定量判据:

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图6为熔覆层顶部的组织形貌。由于熔覆层顶部与外界接触，热量可以向外各个方向传递，RG/值变小，过冷度变大。由于冷却速度很快，1约为9.6μm，2约为2.2μm，生长为细小的树枝晶，组织分布均匀，并且生长方向各易。有些转变成为等轴树枝晶。并且，由于Cr、Mo、W等合金元素在枝晶的液相区聚集，形成了共晶组织。

XRD分析

图7显示了C包覆层的XRD图案。熔覆层的主要相是γ-Ni和Ni6Mo6C，M6C(Ni2W4C，Ni3Mo3C)碳化物。γ-Ni是面心立方。结构作为固溶体的基体相，具有良好的耐腐蚀性和韧性，同时具有很大的固溶度。由于凝固速度快，铬、钼、钨等合金元素γ-Ni中的固溶体起固溶强化作用。

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显微硬度和耐磨性

图8显示了从基底到熔覆层的显微硬度测试结果。基体的平均硬度约为HV0.2.可以看出，熔覆层的硬度一般高于基体。融合中热影响区的硬度最高，最高可达Hv0.2，这是因为界面处存在莱氏体和马氏体。莱氏体和马氏体是硬而脆的相，也是导致熔覆层结合面开裂的主要因素之一。因为基体是铸铁，所以在激光熔覆过程中这些脆性相的形成是不可避免的，但也有可能采用合理的工艺或热处理来降低脆性相区及其硬度。熔覆层硬度波动不大，平均硬度为HV0.2。平均硬度更大有利于提高熔覆层的整体耐磨性。铬、钼、钨等合金元素溶解在γ-Ni中，起到固溶强化的作用。碳化物和分支同时分布在枝晶中位错运动的阻力也是硬度增加的主要原因。从工程应用的角度来看，铸铁涂层的硬度不宜过高。太高的硬度将导致涂层的脆性，很容易脱皮开裂。此外，后续加工很困难。

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图9显示了覆层和基材之间的摩擦系数曲线的比较。环旋转并摩擦18，次，持续1小时。基底材料的平均摩擦系数计算为0.34，1小时损失为0.克..C熔覆层的平均摩擦系数为0.28，1h磨损量为0.g..可以看出，由于铸铁的原因，基材的摩擦系数一开始较低。它含有大量的石墨，可以在摩擦磨损中起到润滑剂的作用，从而降低底座与滚轮之间的摩擦系数。但是随着磨损的继续，接触面随着铁素体基体越来越大，铁素体基体越来越软，磨损量加剧，摩擦系数逐渐增大。当磨损次数增加到2次左右时，呈稳定增长趋势。

从摩擦开始到结束，C熔覆层的摩擦曲线保持平稳增长，斜率低于基体材料，摩擦系数变化不大。这是因为C熔覆层中的合金元素能很好地溶解在γ-Ni基体中，组织均匀。通过对比两种材料的摩擦磨损性能，说明C熔覆层表面的耐磨性。

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耐蚀性

图10是C包覆层和铸铁基底在3.5%NaCl溶液中的Tafel曲线。表4显示了其电化学腐蚀参数。自腐蚀电位Ecorr越正，电就会被腐蚀。密度越低，材料的耐腐蚀性越好。自腐蚀电位Ecorr虽然不能直接反映腐蚀速率，但代表了偏离平衡位置的程度，腐蚀电位较低。腐蚀的热力学趋势更强。C熔覆层的自腐蚀电位为正，自腐蚀电位Ecorr较高，自腐蚀电流密度Ecorr比母材低一个数量级，说明C熔覆层的耐蚀性远高于基体。

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由

于石墨和渗碳体的电极电位较高，通常以铁素体为阴极，以铁素体为阳极组成原电池，造成阴极大，阳极小。该区域的腐蚀电流过大，导致耐腐蚀性差。C熔覆层较好的耐蚀性是由于工艺合理，熔覆层晶粒细小，无过烧现象和组织均匀，原电池腐蚀倾向小。同时，C材料中含有Ni、Mo、Cr等元素，不仅可以提高γ-Ni基体的电位，还可以降低枝晶析出相的电位差，降低腐蚀几率，还能促进基体的钝化，形成钝化膜隔离腐蚀介质，从而增强熔覆层的耐腐蚀性。

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结论

1)采用激光熔覆技术在球墨铸铁QT-15表面制备了组织良好的C熔覆层。熔覆层中形成了沉淀孔隙，但未发现裂纹。熔覆层中的合金元素扩散到铸铁基体中，过渡平滑，形成良好的冶金结合。

2)激光熔覆C熔覆层的主要相是γ-Ni和Ni6Mo6C，M6C(Ni2W4C，Ni3Mo3C)碳化物。在界面处形成马氏体和莱氏体。枝晶自下而上，晶粒先增大后减小，熔覆层顶部晶粒细小均匀。

3)激光熔覆C涂层的平均硬度比铸铁基体高2倍，平均摩擦系数比铸铁基体低，单位时间磨损量是铸铁的1/4，改善了铸造铁表面的耐磨性。