GCr15 表面TiC/Fe 復合層的制備及其與基體結合性能分析

趙娜娜，姚特立，王子晗，章晨曦，王樂豪，李淑娟

(1.西安理工大學，西安， 710048；2.臺州第一技師學院，臺州， 317500)

0 序言

軸承鋼GCr15 作為制造軸承的專用結構鋼，主要用于制作軸承、滾珠等，在海洋制備、化工機械、石油裝備等行業得到廣泛應用[1].隨著機械設備日趨大型化和高效化，單純的軸承鋼GCr15 已經難以滿足關鍵軸承可靠性以及承載能力的進一步提升的需求[2].

作為提高金屬材料表面力學性能的有效方法之一，在金屬基體表面制備陶瓷增強的復合層，可使所得材料不僅具備金屬基體的高韌性、高延展性，還具備陶瓷高硬度、耐磨等特性[3].表面復合層的制備方法主要有：原位反應技術[4-5]、放熱彌散技術[6]、原位熔鑄技術[7]、自蔓延高溫合成技術[8]和粉末冶金法[9-10]等。Zhang 等人[11]利用激光熔覆的方式在40Cr 上制備TiC 顆粒增強的Fe 基復合涂層，其中TiC 質量分數為50%時，涂層的耐磨性能為最佳.Khalili 等人[12]在AISI 1030 表面制備Fe-TiC復合層，其顯微硬度是基體的 4 倍.宋歡[13]以Ti-Fe+Si 為原材料原位生成TiC 增強鎳基噴焊層，與直接單摻Ti-Fe 粉相比，耐磨性約為后者的79%.董運濤等人[14]通過熱軋復合的方法在800～850 ℃下采用氬氣保護制備的鈦鋼復合板，其剪切強度大于170 MPa.采用熱壓擴散原位反應在GCr15表面制備一層TiC/Fe 復合層，并對制備所得復合層的組織結構、物相組成、顯微硬度以及TiC/Fe 復合層與基體的結合強度進行了研究.

1 試驗方法

以GCr15 和TC4 為原料，利用電火花線切割將軸承鋼和鈦合金分別加工成?20 mm × 22 mm(GCr15)和?20 mm × 1 mm (TC4)圓柱(片)，GCr15和TC4 的化學成分如表1 所示.使用120～2 000號金相砂紙將切割的軸承鋼表面和鈦合金圓片逐級打磨直至表面光滑.將軸承鋼與鈦合金板按如圖1 所示疊放，并用石墨紙包覆置于模具中，在快速熱壓燒結爐(FHP-828)內于1000 ℃，40 MPa 壓力下選擇不同時間加熱保溫.

表1 GCr15 和TC4 的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical constituents of GCr15 and TC4

圖1 樣品放入模具過程的示意圖Fig.1 The process of putting the sample into the mold

利用XRD-7000 型衍射儀(XRD) 分析復合層的物相組成，工作電壓為40 kV、工作電流為40 mA、掃描角度在20°～90°之間、掃描速度8 °/min；采用Merlin Compact 型場發射SEM 觀察TiC/Fe 復合層的顯微組織及微觀形貌.利用 DHV-1000Z 顯微硬度計測試不同區域硬度值，施加載荷為50 g，保壓時間10 s.使用WS-2005 型自動劃痕儀對復合層與基體的結合性能進行表征，以100 N/min 速度實現0～100 N 連續加載，劃痕長度5 mm.為進一步對所得增強層與基體結合強度進行量化，制備三明治結構試樣，其結構示意如圖2 所示，從中切取長度為36 mm 標準板狀拉伸試樣，以0.45 mm/min速率對其進行恒應變單軸加載拉伸.

圖2 拉伸試樣的制備及其試驗樣品尺寸Fig.2 Schematic diagram of tensile test specimens.(a) sandwich sample;(b) Tensile specimen prepared

2 結果與討論

2.1 物相及組織形貌

圖3 為1000 ℃，40 MPa，4 h 時TiC/Fe 復合層表面XRD 圖譜，分析可知復合層中僅存在TiC 和α-Fe 相.由此可知，熱壓加工過程，軸承鋼中碳原子擴散充分并且與鈦原子發生原位反應生成碳化鈦，并未產生Ti2C 等其他雜相.

圖3 1000 ℃，40 MPa，4 h 軸承鋼表面TiC/Fe 復合層XRD 圖譜Fig.3 XRD analysis results of TiC/Fe composite layer on bearing steel surface at 1000 ℃，40 MPa，4 h

圖4為GCr15表面TiC/Fe復合層的SEM照片，在1000℃，40MPa條件下所得試樣分為三層，分別是未反應完的TC4 層、TiC/Fe 復合層和GCr15基體.1000 ℃，40 MPa 下保溫2 h、4 h 和6 h 制備的軸承鋼表面TiC/Fe 復合層厚度分別為5 μm、7 μm 和10 μm，隨保溫時間的延長TiC/Fe 復合層的層厚明顯增加，所得復合層厚度均勻，與基體界面平整.

圖4 在1000 ℃，40 MPa 不同保溫時間下樣品的掃描照片Fig.4 Scanning photos of samples at different holding times of 1000 ℃，40 MPa.(a) 2 h/5 μm;(b) 4 h/7 μm;(c) 6 h/10 μm

圖5 是沿TC4 板法向的線掃描能譜分析的結果，線掃描的區域從上至下橫穿Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ 3 個區域分別是未反應完的TC4、TiC/Fe 復合層和軸承鋼基體.軸承鋼中的碳原子在高溫和壓力的作用下不斷的擴散入鈦合金板中，并與鈦合金板中的鈦原子反應生成碳化鈦.同時因為軸承鋼基體中碳原子不斷向鈦合金區域擴散，致使Ⅲ區域碳原子濃度有所下降.在1000 ℃時軸承鋼和鈦合金中的其他合金元素原子僅發生少量擴散，因此在Ⅰ、Ⅱ區域中僅存在少量鐵元素，Ⅲ區域內存在極少量鈦元素.熱壓擴散原位制備GCr15 表面TiC/Fe 復合層時，包含軸承鋼與碳化鈦結合的界面1 以及未反應的鈦合金與碳化鈦結合的界面2.圖中界面1 與界面2 有明顯的差別，其中界面1 可以清晰可見，平直整齊，而界面2 呈明顯波浪式.軸承鋼中的鐵原子和鈦合金中的鈦原子均未大量擴散進入對方區域，故在軸承鋼與鈦合金板接觸面為平直界面.界面2 是由于碳元素從軸承鋼基體中大量擴散入鈦合金中發生反應，碳原子擴散通量不同形成的.

圖5 線掃能譜分析結果Fig.5 Analysis results of line scan energy spectrum

2.2 顯微硬度

表2 為1000 ℃，40 MPa，4 h 所得TiC/Fe 復合層的顯微維氏硬度，最高可達2 453.7 HV，該值略低于純碳化鈦陶瓷的硬度(2 800 HV)[15].主要原因是在1000 ℃，40 MPa 熱壓擴散原位反應時，軸承鋼基體中Fe 處于其泰曼溫度以上，Fe 元素的擴散使得此處為碳化鈦陶瓷與鐵的復合，并非純的碳化鈦陶瓷層.圖6 為未反應鈦合金板、TiC/Fe 復合層和軸承鋼基體的硬度的平均值.從圖中可明顯看出，軸承鋼表面的TiC/Fe 復合層的顯微硬度是基體的5倍，約為未反應鈦合金板的4 倍.

表2 TiC/Fe 復合層的硬度(HV0.05)Table 2 Hardness of TiC/Fe composite layer

圖6 未反應鈦合金板、復合層和基體的顯微硬度變化趨勢Fig.6 Microhardness variation trend of unreacted titanium alloy plate,composite layer and substrate

2.3 劃痕試驗結果分析

圖7a 和7b 是GCr15 表面TiC/Fe 復合層的顯微刻劃的聲發射曲線.保溫2 h 所得復合層發生破壞的臨界載荷40 N，4 h 所得復合層發生破壞的臨界載荷為58.5 N，隨保溫時間的延長，復合層厚增加，其與基體結合強度逐漸增大.從圖7c 可以發現在刻劃的過程中試樣表面TiC/Fe 復合層受到壓頭加載作用發生變形，最初為彈性變形，隨著法向加載的增大逐漸出現塑性變形，直到陶瓷層底部萌生裂紋，裂紋擴展連接，致使隆起部位發生破裂.圖7c為顯微劃痕的整體形貌照片，其特征部位的深度與寬度如表3 所示，隨著原位反應時間的延長，保溫4 h 所得增強層刻劃后劃痕的深度明顯低于保溫2 h 所得增強層劃痕的深度.

圖7 劃痕試驗結果Fig.7 Results of scratch experiment.(a) 2 h acoustic emission curve;(b) 4 h acoustic emission curve;(c) 2 &4 h overall morphology of scratch

表3 劃痕的深度與寬度Table 3 Depth and width of scratches

圖8 是1000 ℃，40 MPa，2 h 劃痕中部和末端微觀形貌圖.在壓頭行進過程中，垂直加載不斷增大，當載荷大于40 N時，劃痕邊緣部位有斷續的呈三角形的陶瓷層剝落，即產生與劃痕方向呈45 °的裂紋擴展，如圖8a 中A 處所示.當載荷為100 N時，TiC/Fe 復合層發生劇烈的塑性變形并出現破裂和剝落，劃痕底部存在貫穿劃痕寬度方向的裂紋[16]，如圖8b 中B 處所示.此時劃痕深度已超過14.85 μm，而1000 ℃，40 MPa，2 h 試樣的復合層厚度約為5 μm，劃痕深度已經完全貫穿整個TiC/Fe 復合層，但復合層未出現大面積的脹裂和破壞，表明復合層與基體結合強度較高，對基體保護作用良好.

圖8 1000 ℃，40 MPa，2 h 劃痕顯微組織形貌Fig.8 Microstructure morphology of scratch at 1000 ℃，40 MPa，2 h.(a) enlarged view of a in Fig.7c;(b) enlarged view of b in Fig.7c

2.4 拉伸試驗結果分析

圖9 為1000 ℃，40 MPa，2/4 h 三明治結構試樣拉伸的應力應變曲線和斷口形貌，從拉伸曲線可知為脆性斷裂.圖9a 和9b 中的插圖中可以看到碳化鈦顆粒的形狀與分布狀況，判斷可知試樣的斷裂均發生在TiC/Fe 復合層的層間.

圖9 1000 ℃，40 MPa，2/4 h應力應變曲線與拉伸斷口形貌Fig.9 Stress-strain curves and tensile fracture morphology at 1000 ℃，40 MPa，2/4 h.(a) 2 h stressstrain curve and tensile fracture morphology;(b) 4 h stress-strain curve and tensile fracture morphology

為了進一步確定斷裂發生的位置，對拉伸試樣斷口的兩側進行能譜分析，點能譜的位置如圖10所示，其相應的能譜分析結果在表4 列出，譜圖1 中存在大量Ti 元素和C 元素以及少量的Fe 元素，譜圖2 的元素與譜圖1 的元素分布相近，根據質量百分比計算可知Ti 和C 的原子百分比近似1∶1，即1 點與2 點均在TiC/Fe 復合層的層間.由三明治結構試樣拉伸試驗曲線可知，1000 ℃-40 MPa 保溫2 h 試樣的界面結合強度約為210 MPa，保溫4 h 試樣的界面結合強度約為221 MPa.

圖10 拉伸斷口兩側點能譜分析位置Fig.10 Position of energy spectrum analysis of points on both sides of tensile fracture.(a) fracture energy spectrum of titanium alloy side;(b)fracture energy spectrum of bearing steel side

表4 拉伸試樣斷口點能譜分析結果(質量分數，%)Table 4 Energy spectrum analysis results of fracture points of tensile specimens

3 結論

(1)以軸承鋼和TC4 為原材料，通過1000 ℃-40 MPa 原位熱壓擴散制備所得TiC/Fe 復合層厚度均勻、界面干凈平整.增強層的主要物相組成為TiC 與極少量α-Fe相，TiC/Fe 復合層顯微硬度最高達到 2 453.7 HV.

(2)隨增強層厚度增加，TiC/Fe 復合層與軸承鋼基體的結合強度增強，顯微刻劃中的主要失效破壞為小范圍的破裂和剝落.拉伸試驗的斷裂均發生在制備所得復合層內，復合層與基體呈現良好的冶金結合，兩者的結合強度大于復合層強度，其中保溫4 h 試樣界面結合強度約為221 MPa.

(3)熱壓擴散原位制備GCr15 表面TiC/Fe 復合層與基體之間具有優異宏觀結合性能，對基體保護作用良好.