适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆方法.pdf

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1、(19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 (10)申请公布号 (43)申请公布日 (21)申请号 202010558591.X (22)申请日 2020.06.18 (71)申请人 内蒙古工业大学 地址 010051 内蒙古自治区呼和浩特市新 城区爱民街49号 (72)发明人 贾瑞灵翟熙伟张项阳郭锋 马文 (74)专利代理机构 北京冠榆知识产权代理事务 所(特殊普通合伙) 11666 代理人 朱亚琦 (51)Int.Cl. C23C 24/10(2006.01) C22C 29/08(2006.01) C22C 38/02(2006.01) C22C 38/06(2006.0。

2、1) C22C 38/32(2006.01) (54)发明名称 一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造 材料及激光熔覆方法 (57)摘要 一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造 材料及激光熔覆方法, 截齿再制造材料为激光熔 覆粉末, 由如下组分组成: 铁基合金粉末、 烧结碳 化钨WC或铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶 碳化钨的混合物、 镍Ni和CeO2; 所述铁基合金粉 末由如下组分组成: C、 Cr、 Si、 B、 Al和Fe。 熔覆层 硬度达到了53HRC左右, 具有较好的耐磨性, 微观 组织为铁素体和分布于晶界上的碳化物, 以碳化 物作为骨架可提高耐磨性。。

3、 磨损表面的三维立体 图显示, 磨损表面的犁沟很轻微, 且只有很少的 点蚀和剥落存在。 权利要求书2页 说明书9页 附图26页 CN 111719147 A 2020.09.29 CN 111719147 A 1.一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于, 为激光熔覆粉末, 由 如下组分组成: 铁基合金粉末、 烧结碳化钨WC或铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化 钨的混合物、 镍Ni和CeO2; 所述铁基合金粉末由如下组分组成: C、 Cr、 Si、 B、 Al和Fe。 2.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于。

4、, 所 述铁基合金粉末中各组分的质量百分含量为: C为5、 Cr为25、 Si为3、 B为1、 Al为1 和Fe为65。 3.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于, 所 述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的44-70。 4.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于, 所 述烧结碳化钨WC或所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分 含量为激光熔覆粉末的质量的30-50。 5.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于, 。

5、所 述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0-5。 6.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于, 所 述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0-2。 7.根据权利要求1所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于, 激 光熔覆粉末中各组分的质量百分含量为: 所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉 末的质量的44-70; 所述烧结碳化钨WC或所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳 化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的30-50; 所述镍Ni的质量百分 含量为激光熔覆粉末的质量的0-5; 。

6、所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量 的0-2; 所述铁基合金粉末中各组分的质量百分含量为: C为5、 Cr为25、 Si为3、 B 为1、 Al为1和Fe为65。 8.根据权利要求7所述的适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 其特征在于, 激 光熔覆粉末中的质量含量为: 所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的 55; 所述烧结碳化钨WC或所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质 量百分含量为激光熔覆粉末的质量的40; 所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质 量的3; 所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的2。 9.35。

7、CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法, 其特征在于, 包括如下步骤: (1)按照权利要求1-8任一所述的激光熔覆粉末的组成, 分别称取各组分置于球磨机中 进行混合; (2)向球磨后得到的混合物加入粘结剂, 搅拌均匀, 所述粘结剂为溶有松香的无水乙 醇, 松香与无水乙醇的体积比为1:3; (3)将步骤(2)中得到糊状混合物涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿待修表面上, 在25 、 24h的条件下将激光熔覆粉末涂层晾干; (4)激光熔覆, 熔覆参数为: 功率为2600W, 离焦量为0, 搭接率为0, 扫描速度为10mm/s, 光斑大小为0.9mm, 并且用Ar气来保护工件。

8、, 保护气流速度为20L/min。 10.35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法, 其特征在于, 包括如下步骤: (1)按照权利要求1-8任一所述的激光熔覆粉末的组成, 分别称取各组分, 配置成外层 激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末, 外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末中铸造碳化钨 权利要求书 1/2 页 2 CN 111719147 A 2 WC与单晶碳化钨的混合物、 以及CeO2的质量百分含量均相同, 在外层激光熔覆粉末中: 铸造 碳化钨WC与单晶碳化钨质量之比为1: (0.3-0.5); 在内层激光熔覆粉末中: 铸造碳化钨WC与 单晶碳化钨质量之比为1: (1.5-2); 。

9、外层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量为内层激光 熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量的1.5-2倍; 使用球磨机将外层激光熔覆粉末和内层激光 熔覆粉末分别进行球磨; (2)向球磨后得到的混合物分别加入粘结剂, 搅拌均匀, 分别得到内层激光熔覆涂料和 外层激光熔覆涂料; (3)首先将步骤(2)中得到内层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿待修 表面上, 在25、 24h的条件下将内层激光熔覆粉末涂层烘干; 然后将外层激光熔覆涂料涂 覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿的内层激光熔覆涂层表面上, 在25、 24h的条件下将外层 激光熔覆粉末涂层晾干; 内层激光熔覆粉末涂层。

10、与外层激光熔覆粉末涂层的厚度之比为1: (1.5-2); (4)激光熔覆, 熔覆参数为: 功率为2600W, 离焦量为0, 搭接率为0, 扫描速度为10mm/s, 光斑大小为0.9mm, 并且用Ar气来保护工件, 保护气流速度为20L/min。 权利要求书 2/2 页 3 CN 111719147 A 3 一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆 方法 技术领域 0001 本发明涉及截齿再制造材料技术领域。 具体地说是一种适合于 35CrMnSiA和 42CrMo截齿再制造材料及激光熔覆方法。 背景技术 0002 采煤机械在工作过程中, 切割煤层的主要为截齿, 截齿通。

11、过敲击的形式实现落煤 的目的。 在工作过程中, 截齿磨损的很快, 所以磨损失效是截齿失效的主要形式。 煤层情况 的不同, 截齿主要失效形式也各不相同, 如果软质煤层或夹矸少的地质环境, 截齿的失效形 式以磨损为主(如图1a); 对于硬质煤岩或夹矸多的地质环境, 失效的截齿大部分为硬质合 金头崩碎或者丢失 (如图1b、 1c)和截齿断杆。 现有技术中, 采用激光熔覆技术进行修复, 且 大都选择用Fe基合金粉末, Fe基合金粉末具有成本低且成形后耐磨性能好的优点, 并且与 钢件润湿性较好。 但是考虑到截齿工作条件, 需要承受滑动磨损、 冲击磨损和磨粒磨损, 现 有的Fe基合金粉末不再能满足生产使用。

12、要求, 尤其对于35CrMnSiA和42CrMo两种不同的截 齿, 二者的热膨胀系数、 熔点等物理性能完全不同, 为了使得再造材料与截齿具有良好的匹 配关系, 通常是选择不同的再造材料对这两种截齿进行激光熔覆, 现有技术中尚没有出现 同时适合35CrMnSiA和42CrMo截齿进行激光熔覆的再制造材料。 发明内容 0003 为此, 本发明所要解决的技术问题在于提供一种耐磨性好, 熔覆层硬度、 耐腐蚀性 能好且同时适合35CrMnSiA和42CrMo截齿进行激光熔覆的再制造材料。 0004 为解决上述技术问题, 本发明提供如下技术方案: 0005 一种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再。

13、制造材料, 为激光熔覆粉末, 由如下组分组 成: 铁基合金粉末、 烧结碳化钨WC或铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物、 镍Ni和CeO2; 所述铁基合金粉末由如下组分组成: C、 Cr、 Si、 B、 Al和Fe。 0006 上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 所述铁基合金粉末中各组分的 质量百分含量为: C为5、 Cr为25、 Si为3、 B为1、 Al为1和Fe为65。 0007 上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 所述铁基合金粉末的质量百分 含量为激光熔覆粉末的质量的44-70。 0008 上述适合于35CrMnSiA和42。

14、CrMo截齿再制造材料, 所述烧结碳化钨WC 或所述铸造 碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量 的30-50。 0009 上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 所述镍Ni的质量百分含量为激 光熔覆粉末的质量的0-5。 0010 上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, , 所述CeO2的质量百分含量为激 光熔覆粉末的质量的0-2。 说明书 1/9 页 4 CN 111719147 A 4 0011 上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 激光熔覆粉末中各组分的质量 百分含量为: 所述铁基合金。

15、粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的44-70; 所述 烧结碳化钨WC所述铸造碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量 为激光熔覆粉末的质量的30-50; 所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的 0-5; 所述CeO2的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的0-2; 所述铁基合金粉末 中各组分的质量百分含量为: C为5、 Cr为25、 Si为3、 B为1、 Al为1和Fe为65。 0012 上述适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料, 激光熔覆粉末中的质量含量为: 所述铁基合金粉末的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的55; 所述烧结碳化钨WC所述 铸造。

16、碳化钨WC或铸造碳化钨WC与单晶碳化钨的混合物的质量百分含量为激光熔覆粉末的 质量的40; 所述镍Ni的质量百分含量为激光熔覆粉末的质量的3; 所述CeO2的质量百分 含量为激光熔覆粉末的质量的2。 0013 35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法, 包括如下步骤: 0014 (1)按照上述激光熔覆粉末的组成, 分别称取各组分置于球磨机中进行混合; 0015 (2)向球磨后得到的混合物加入粘结剂, 搅拌均匀, 所述粘结剂为溶有松香的无水 乙醇, 松香与无水乙醇的体积比为1:3; 0016 (3)将步骤(2)中得到糊状混合物涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo 截齿待修表面。

17、 上, 在25、 24h的条件下将激光熔覆粉末涂层晾干; 0017 (4)激光熔覆, 激光功率为2600W, 离焦量为0mm, 扫描速度为10mm/s, 光斑大小为 0.9mm。 0018 35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法, 包括如下步骤: 0019 (1)按照上述激光熔覆粉末的组成, 分别称取各组分, 配置成外层激光熔覆粉末和 内层激光熔覆粉末, 外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末中铸造碳化钨WC与单晶碳化钨 的混合物、 以及CeO2的质量百分含量均相同, 在外层激光熔覆粉末中: 铸造碳化钨WC与单晶 碳化钨质量之比为1: (0.3-0.5); 在内层激光熔覆粉末中: 。

18、铸造碳化钨WC与单晶碳化钨质量 之比为1: (1.5-2); 外层激光熔覆粉末中镍Ni的质量百分含量为内层激光熔覆粉末中镍Ni 的质量百分含量的1.5-2倍; 使用球磨机将外层激光熔覆粉末和内层激光熔覆粉末分别进 行球磨; 0020 (2)向球磨后得到的混合物分别加入粘结剂, 搅拌均匀, 分别得到内层激光熔覆涂 料和外层激光熔覆涂料; 0021 (3)首先将步骤(2)中得到内层激光熔覆涂料涂覆在35CrMnSiA 和/或42CrMo截齿 待修表面上, 在25、 24h的条件下将内层激光熔覆粉末涂层烘干; 然后将外层激光熔覆涂 料涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿的内层激光熔覆涂层表。

19、面上, 在25、 24h的条件下将 外层激光熔覆粉末涂层晾干; 内层激光熔覆粉末涂层与外层激光熔覆粉末涂层的厚度之比 为1: (1.5-2); 0022 (4)激光熔覆, 熔覆参数为: 功率为2600W, 离焦量为0, 搭接率为0, 扫描速度为 10mm/s, 光斑大小为0.9mm, 并且用Ar气来保护工件, 保护气流速度为20L/min。 0023 本发明的技术方案取得了如下有益的技术效果: 0024 1.本发明的截齿再制造材料同时适合35CrMnSiA和42CrMo截齿的再造修复。 0025 2.本发明的截齿再制造材料耐磨性较好, 每百次往复摩擦的平均失重量最低为 说明书 2/9 页 5 。

20、CN 111719147 A 5 0.0011g和0.0019g, 与基体的每百次往复摩擦的失重量0.0077 和0.008相比, 耐磨性有了 极大地提升, 并且激光熔覆涂层各处硬度相对比较均匀, 微观组织为铁素体和分布于晶界 上的碳化物, 以碳化物作为骨架可提高耐磨性。 磨损表面的三维立体图显示, 磨损表面的犁 沟很轻微, 且只有很少的点蚀和剥落存在。 0026 3.外层激光熔覆粉末中铸造碳化钨含量较高, 而单晶碳化钨的含量较低, 目的是 利用铸造碳化钨分解产生的W提高熔覆层的热稳定性, 为了减少铸造碳化钨分解而造成的 韧性降低, 外层激光熔覆粉末相比内层激光熔覆粉末中加入了较多的镍Ni, 。

21、可以有效解决 韧性降低的问题; 内层激光熔覆粉末中铸造碳化钨含量低, 目的是为了减少由于铸造碳化 钨的过度分解而造成与基体相互进行元素扩散生成影响耐磨性的新相; 铸造碳化钨和单晶 碳化钨混合使用还可以减少仅仅使用单晶碳化钨而造成的碳化钨颗粒桥接问题。 附图说明 0027 图1a: 截齿失效形式为硬质合金和齿头磨损; 0028 图1b: 截齿失效形式为硬质合金头崩碎; 0029 图1c: 截齿失效形式为硬质合金头和齿头崩碎; 0030 图2: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方一至配方九在 35CrMnSiA熔覆层的磨损量图; 0031 图3: 本发明适合于35Cr。

22、MnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方一至配方九在 42CrMo熔覆层的磨损量图; 0032 图4a: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 35CrMnSiA 的激光熔覆层金相图; 0033 图4b: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 35CrMnSiA 的激光熔覆层金相图; 0034 图4c: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 42CrMo的激 光熔覆层金相图; 0035 图4d: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 42CrMo的激 光熔覆层金相。

23、图; 0036 图5a: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方五在 35CrMnSiA的激光熔覆层金相图; 0037 图5b: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方九在 35CrMnSiA的激光熔覆层金相图; 0038 图5c: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方五在 42CrMo的激光熔覆层金相图; 0039 图5d: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的腐蚀后配方九在 42CrMo的激光熔覆层金相图; 0040 图6a: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrM。

24、o截齿再制造材料的配方五在 35CrMnSiA 的激光熔覆层的磨损表面的三维立体图像; 0041 图6b: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 35CrMnSiA 的激光熔覆层的磨损表面的二维形貌图; 说明书 3/9 页 6 CN 111719147 A 6 0042 图6c: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 35CrMnSiA 的激光熔覆层的磨损表面的三维立体图像; 0043 图6d: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 35CrMnSiA 的激光熔覆层的磨损表面的二维形貌图; 0044。

25、 图6e: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 42CrMo的激 光熔覆层的磨损表面的三维立体图像; 0045 图6f: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五在 42CrMo的激 光熔覆层的磨损表面的二维形貌图; 0046 图6g: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 42CrMo的激 光熔覆层的磨损表面的三维立体图像; 0047 图6h: 本发明适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方九在 42CrMo的激 光熔覆层的磨损表面的二维形貌图; 0048 图7: 本发明适合于35C。

26、rMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方五和配方九分别在 35CrMnSiA和42CrMo激光熔覆层的截面硬度沿截面的分布图; 0049 图8a : 35CrMnSiA配方五的元素能谱; 0050 图8b : 35CrMnSiA配方五的C元素能谱的放大图; 0051 图8c: 35CrMnSiA配方五的W元素能谱的放大图; 0052 图8d: 35CrMnSiA配方五的Ni元素能谱的放大图; 图9a: 35CrMnSiA配方九的元素能谱; 图9b: 35CrMnSiA配方九的C元素能谱的放大图; 图9c: 35CrMnSiA配方九的W元素能谱的放大图; 图9d: 35CrMnSiA配方九。

27、的Ni元素能谱的放大图; 图10a: 42CrMo配方五的元素能谱; 图10b: 42CrMo配方五的C元素能谱的放大图; 图10c: 42CrMo配方五的W元素能谱的放大图; 图10d: 42CrMo配方五的Ni元素能谱的放大图; 图11a: 42CrMo配方九的元素能谱; 图11b: 42CrMo配方九的C元素能谱的放大图; 图11c: 42CrMo配方九的W元素能谱的放大图; 图11d: 42CrMo配方九的Ni元素能谱的放大图。 具体实施方式 0053 第一部分同时适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的配方研究 0054 一、 适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿。

28、再制造材料的制备 0055 1.Fe基合金粉末的制备 0056 Fe基合金粉末具有成本低且成形后耐磨性能好的优点, 并且与钢件润湿性较好, 考虑到截齿工作条件, 需要承受滑动磨损、 冲击磨损和磨粒磨损, 以Fe基合金粉末为基础, 在其中加入高熔点的碳化物、 氮化物、 硼化物和氧化物陶瓷颗粒, 可作为组织中的硬质相提 高耐磨性。 根据钢的强化机制, 选择元素C、 Cr、 Al作为强化元素, 其中C的固溶强化作用比较 说明书 4/9 页 7 CN 111719147 A 7 明显, 并且C 和Cr、 Al可以形成一些化合物起弥散强化作用。 井下环境一般比较潮湿, 再加 上空气中粉尘成分, 使截齿的。

29、工作环境介质具有腐蚀性, 因此在粉末成分中加入Cr、 Ni、 Si 等合金元素, Cr在钢中起耐蚀作用的主要元素, 可提高金属电极电位从而有效提高耐蚀性。 Ni同样可以提高金属电极电位, 但是Ni比较稀少, 因此加入的量很少, 并且Si在大于4时 会使钢存在很大的脆性, 因此Si在合金粉末中含量较低。 合金元素同样可以在表面形成致 密、 不溶于腐蚀介质的保护膜, 产生钝化效应, 提高了耐蚀性。 例如: Cr元素可生成氧化物 Cr2O3在表面形成钝化膜, 且与基体结合牢固, 从而有效防止或减轻继续腐蚀。 0057 经过试验确定同时适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的Fe基合金粉。

30、末化 学成分如表1。 0058 表1合金粉末化学成分(质量百分数, ) 0059 0060 2.同时适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的激光熔覆粉末制备 0061 为了增加激光熔覆粉末耐磨性, 在Fe基合金粉末中加入铸造WC, 在熔覆过程中部 分铸造WC熔化会使W扩散进入熔覆层中还会增加熔覆层热稳定性。 同时在Fe基合金粉末中 加入少量的Ni, 目的是为了提高熔覆层的韧性; 再加入少量的CeO2, 可以细化碳化物和晶 粒, 改善碳化物形态, 同时稀土容易在晶界上富集, 起到钉扎位错作用可提高强度和塑性。 0062 制备九种适合于35CrMnSiA和42CrMo截齿再制造材料的。

31、激光熔覆粉末的配比, 具 体各组分的质量百分含量参见表2。 0063 表2激光熔覆粉末的配比(质量百分数, ) 0064 0065 3.35CrMnSiA和42CrMo截齿再造的激光熔覆方法包括如下步骤: 0066 (1)按照表2的激光熔覆粉末的组成, 分别称取各组分置于球磨机中进行混合; 0067 (2)向球磨后得到的混合物加入粘结剂, 搅拌均匀, 粘结剂为溶有松香的无水乙 醇, 松香与无水乙醇的体积比为1:3; 0068 (3)将步骤(2)中得到糊状混合物涂覆在35CrMnSiA和/或42CrMo截齿待修表面上, 在25、 24h的条件下将激光熔覆粉末涂层烘干; 0069 (4)用TFL-。

32、6000CO2激光器进行激光熔覆, 熔覆参数为: 功率为2600W, 离焦量为0, 搭接率为0, 扫描速度为10mm/s, 光斑大小为0.9mm, 并且用 Ar气来保护工件, 保护气流速度 为20L/min。 0070 二、 结果与讨论 说明书 5/9 页 8 CN 111719147 A 8 0071 1.摩擦磨损试验 0072 耐磨性能试验采用日本SUGA NUS-IS03磨损试验机, 测试载荷为19.6N, 砂纸采用 180目黑碳化硅砂纸, 往复1次时间为1s。 试验过程中每往复一百次, 将试样取下, 用酒精擦 拭干净, 使用万分之一电子天平称重, 并测试三次取平均值, 通过计算磨损失重。

33、量对样品的 耐磨性进行判断。 0073 将激光熔覆粉末的配方一至配方九分别同时在35CrMnSiA和42CrMo两种材料上的 摩擦磨损试验数据进行汇总, 绘制如图2和图3所示的在35CrMnSiA和42CrMo两种材料的磨 损量对比图。 0074 耐磨性是材料抵抗磨损的性能, 材料几乎所有的性能都能影响材料的耐磨性, 例 如: 硬度、 韧性、 强度等, 因此耐磨性是一个综合性质。 目前耐磨性还没有个统一的、 意义明 确的指标来指示好坏。 0075 通常只是用摩擦损失的重量来衡量材料的耐磨性, 损失的重量越小耐磨性越好。 由图2和图3可见, 在35CrMnSiA和42CrMo两种不同截齿材料表面。

34、制备激光熔覆层, 熔覆层的 磨损量相比较两种基体材料的磨损量均有所减少, 磨损量减少的程度以表2中前五种配方 为明显, 从第六种配方开始磨损量减小的程度变弱, 此时对应的粉末配方中WC的含量或Ni 含量较高(见表 2)。 表明配置的激光熔覆粉末中, WC含量不宜超过40wt.。 0076 由图2和图3还可以看出, 在WC含量一定时, Ni含量过高会增加熔覆层的磨损量。 CeO2含量增加, 有助于减小熔覆层的磨损量。 用裸眼观察, 42CrMo表面配方二的熔覆层中 出现了少量的裂纹。 由图2和图3可以看出对于35CrMnSiA和42CrMo两种材料来说配方五的 耐磨性最好, 虽然在42CrMo 。

35、中配方二的样品的磨损量小于配方五, 但因为其样品熔覆层出 现宏观裂纹, 因此整体来说配方五的耐磨性要优于其他的配方, 配方五对应的WC含量为 40, Ni含量为3, CeO2含量为2, 余量为Fe基粉。 0077 2.熔覆层的微观金相组织分析 0078 挑选耐磨性相差最大的两个样品, 分别为耐磨性最优的配方五和耐磨性最差的配 方九(见表2), 采用SEM对经过处理的样品的截面形貌进行观察, 结果如图4a至图4d所示。 由 图4a可见, 配方五在35CrMnSiA的熔覆层厚度在0.5mm左右, 与基体的结合情况良好, 为冶金 结合, 并且熔覆层成形质量较好, 熔覆层内部存在一些气孔; 如图4b所。

36、示, 配方九在 35CrMnSiA的熔覆层厚度在0.3mm左右, 与基体结合为冶金结合, 结合情况与配方五在 35CrMnSiA 熔覆层相比较差, 熔合线附近存在微裂纹, 熔覆层中的气孔数量多而且呈垂直 于基体的方向排列。 0079 如图4c所示, 配方五在42CrMo的熔覆层厚度在0.5mm左右, 且与基体的结合情况良 好, 并且成形质量较为理想, 但熔覆层中的气孔向熔覆层表面迁移, 这也可能是造成配方五 在42CrMo的熔覆层磨损量大于配方五在 35CrMnSiA的熔覆层的磨损量的原因。 如图4d所 示, 配方九在42CrMo的熔覆层厚度在0.3mm左右, 与配方五在42CrMo相比与基体。

37、的结合情况 较差, 在熔合线附近存在明显的大气孔。 0080 为了观察熔覆层的组织形态, 用浓度为8硝酸酒精溶液进行腐蚀, 采用金相显微 镜进行微观组织形貌采集。 图5a-图5d为35CrMnSiA和42CrMo分别对应耐磨性最好和最差熔 覆层的金相组织。 可见, 四个样品组织的熔覆层均呈现树枝状, 为典型的枝晶结构。 0081 从熔覆层的组织形态来看, 配方五在35CrMnSiA熔覆层(如图5a)和配方五在 说明书 6/9 页 9 CN 111719147 A 9 42CrMo的熔覆层(如图5c)主要为铁素体组织并且在晶界上分布着碳化物, 可起到骨架作 用, 增加耐磨性, 同时在配方五在35。

38、CrMnSiA熔覆层(如图5a)中显示出有马氏体的存在。 配 方九在35CrMnSiA的熔覆层(如图5b) 和配方九在42CrMo的熔覆层(如图5d)的组织均为铁 素体和马氏体, 这是因为Cr元素的存在扩大了 相区, 并且冷却速度过快, 使奥氏体转化为 马氏体。 同时在配方九在35CrMnSiA的熔覆层(如图5b)和配方九在42CrMo的熔覆层 (如图 5d)存在类似于过共晶白口铁中一次渗碳体的组织, 增加了组织本身的脆性。 0082 3.磨损表面形貌 0083 摩擦磨损试验后的样品表面进行磨损形貌分析, 图6a-6h为不同样品表面磨损的 二维及三维形貌。 图6a、 图6c、 图6e和图6g为。

39、磨损表面的三维立体图像, 图6b、 图6d、 图6f和 图6h为磨损表面在光学显微镜下的100 倍图像。 0084 磨粒磨损的机理是磨粒微观切削过程, 最终会切削出一条条犁沟。 接触面在磨粒 的反复作用下, 出现金属疲劳破坏, 最终形成点蚀, 在表面形成凹坑, 并且在磨粒磨损过程 中, 金属表面会产生加工硬化, 进而丧失塑性变脆, 在磨粒作用下产生微裂纹随后掉落下来 形成剥落, 将图6a、 图6b和图6c、 图6d进行比较可以看出, 图6c中磨损表面存在明显的犁沟, 且从图6d中可以明显看出深且密集的犁沟, 并且伴随着点蚀和剥落出现, 相比较而言, 图6a 中磨损表面较为平整, 只存在圆钝的突。

40、起, 并且从图6b中可以看出, 磨损表面的犁沟很轻 微, 且只有很少的点蚀和剥落存在。 同理, 将图6e、 图6f和图6g、 图6h进行比较, 可以很明显 的看出, 图6g、 图6h磨损更加严重。 同时, 将图6a、 图6b和图6e、 图6f进行比较, 同样可以看出 在, 前者的耐磨性能是优于后者的, 跟前面摩擦磨损试验的结果也是相吻合的。 0085 4.硬度测试 0086 用显微硬度计测量样品截面微观硬度梯度, 将测量所得数据处理后进行汇总, 得 到如图7所示的截面硬度沿截面的分布图。 在磨粒磨损的过程中, 磨粒与摩擦表面之间就是 一个微观的切削过程, 与机械加工中的切削作用相似。 如果材料。

41、韧性好, 磨粒从表面上切下 的连续屑较多; 当材料较脆时, 磨粒切下来的多为断屑。 磨粒磨损的主要特征是有明显的犁 皱形成的沟槽, 如果材料塑性较好, 会在沟槽两侧产生堆积, 而不是切削下来; 如果材料为 脆性材料, 产生的沟槽则是由裂纹扩展进而表面材料成片状脱落形成的。 因此, 磨粒磨损过 程中沟槽的产生是磨粒的切屑作用、 材料表面的塑性变形和疲劳破坏作用或脆性断裂的结 果, 或者是以其中一种形式为主, 其他形式共同作用的结果。 0087 金属材料耐磨性与H/E成正比(H为材料硬度, E为弹性模量)。 但是E 对组织不敏 感, 所以金属材料耐磨粒磨损的性能主要受硬度的影响。 一般情况下, 材。

42、料硬度越高, 耐磨 性越好。 但是通过一些试验表明, 硬度并非决定耐磨性的唯一因素。 根据试验可知, 当增加 金属材料的硬度时, 磨损体积不断减小。 当达到一定程度时, 再增加材料硬度, 磨损量的变 化已不显著了。 此时, 金属材料的磨损是通过表面严重变形、 疲劳而发生的。 硬度已经不再 是主要影响因素, 提高材料韧性对改善耐磨性是有益的。 耐磨性的优劣同样与材料的韧性 有关, 并且在微观上, 金属材料的显微组织对材料的耐磨性也有影响, 因为显微组织形态会 影响材料的屈服强度、 硬度、 及静载塑性。 0088 从图7中可以看出, 样品配方九在35CrMnSiA的熔覆层和配方九在 42CrMo的。

43、熔覆 层硬度明显高于配方五35CrMnSiA的熔覆层和配方五在 42CrMo熔覆层, 从表2配方中可以 看出, 样品配方九在35CrMnSiA的熔覆层和配方九42CrMo的熔覆层对应的配方中WC所占比 说明书 7/9 页 10 CN 111719147 A 10 例较多, 在熔覆过程中, WC颗粒的熔化会增加组织中碳含量, 且在熔覆过程中基体也会有 所熔化, 对熔覆层附近的基体硬度同样产生影响, 导致前两者硬度高于后两者。 材料硬度高 的同时韧性会降低, 此时受高硬度低韧性的影响, 磨粒切下的主要是断屑, 磨损机理主要是 脆性断裂, 因此耐磨性反而没有硬度较低的配方五在 35CrMnSiA熔覆。

44、层和配方五在42CrMo 熔覆层的耐磨性好。 在图6a-图6h所示的表面磨损形貌也可以看出, 配方九在35CrMnSiA熔 覆层和配方九在 42CrMo熔覆层的磨损表面有大量点蚀和剥落, 同样说明了这个结论。 0089 5.元素能谱扫描 0090 用扫描电子显微镜附带的能谱仪对样品截面进行元素扫描, 通过能谱分析元素的 分布规律。 图8是样品35CrMnSiA配方五的元素能谱, 分别选了两种改性成分W、 Ni和对耐磨 性影响较大的元素C单独列出。 从熔覆层到基体, 在进行熔覆过程中基体表层同样熔化导致 了所测范围内C元素的分布基本没有变化; 同时可以看出W元素在熔覆层和基体之间含量的 差异, 。

45、W主要集中在WC颗粒中, 图中两部分的W含量接近, 表明WC颗粒大部分熔化; Ni 元素的 含量差异最大, 是因为基体本身不含有该元素, 在熔覆过程中Ni元素只有少量发生扩散进 入了基体。 0091 耐磨性最好的35CrMnSiA配方五相对应的耐磨性最差的样品为 35CrMnSiA配方 九, 从配方来看, 35CrMnSiA配方五的WC含量及Ni含量均低于35CrMnSiA配方九的, 而且熔覆 层的硬度也是35CrMnSiA配方五低于 35CrMnSiA配方九。 从图9所示35CrMnSiA配方九的元 素分布上也能看出两者之间差别, 从基体到熔覆层, C元素的分布情况跟35CrMnSiA配方五。

46、 的类似, 在熔覆层和基体上C元素的含量相差不大; 但W和Ni两种元素在熔覆层和基体上的 分布差异明显, 这是因为35CrMnSiA配方九中WC颗粒所占比例为50, 比配方五的含量大, 有些WC颗粒未熔化。 同样的, Ni元素的含量在35CrMnSiA配方九为5, 高于配方五中的3, 导致了元素在熔覆层和基体上的分布出现差异。 0092 42CrMo配方五是以42CrMo为基体的样品中耐磨性最好的, 针对该样品进行元素扫 描, 了解元素的分布有利于研究元素分布与耐磨性之间的关系。 图10为42CrMo配方五截面 上的元素分布。 同样对C、 W和Ni三种元素进行分析。 C元素在熔覆层和基体两部分。

47、上的分布 基本相同; W的含量在熔覆层的含量高于基体, 但是因为WC颗粒熔化较多导致两者差距不 大; 因为基体本身没有Ni元素, 所以Ni在熔覆层中的含量高于基体, 且差距明显。 0093 在42CrMo为基体的样品中耐磨性最差的是42CrMo配方九。 耐磨性的差别在于配方 中WC颗粒、 Ni和CeO2三种改性成分的含量不一样。 图11为 42CrMo配方九的元素分布。 由图 可见, C元素因为扩散作用导致在扫描的范围内分浓度变化不大; W元素的浓度在熔合线附 近出现较大的起伏, 说明WC 的颗粒熔化数量没有配方五的多; Ni的浓度在熔合线附近发生 较大的起伏, 可以看出Ni元素主要集中在熔覆。

48、层。 0094 综合图8、 9、 10和11可以看出, C元素在在各个样品中的浓度趋势相同, 基本没有起 伏, 区别只是在于C元素的整体含量; 35CrMnSiA配方九和 42CrMo配方九中的WC颗粒比 35CrMnSiA配方五和42CrMo配方五多10, 在熔覆过程WC颗粒熔化, 35CrMnSiA配方九和 42CrMo配方九的熔覆层组织中剩余WC颗粒多, 因此, 在这两个样品的能谱图中W元素在熔合 线出现剧烈起伏; Ni元素在各个样品中的趋势与W元素类似, 因为基体本身没有Ni元素存 在, 基体中出现的均为熔覆过程中扩散进入的, 35CrMnSiA配方九和 42CrMo配方九的Ni元 素。

49、含量比35CrMnSiA配方五和42CrMo配方五多2, 因此出现上述情况。 WC和Ni均为对铁基 说明书 8/9 页 11 CN 111719147 A 11 合金粉末进行改性的物质, 用来提高熔覆层的综合性能, WC颗粒熔化会使W元素进入组织中 提高组织的热稳定性, 同时剩余的WC颗粒作为硬质颗粒提高组织的耐磨性, 但是WC颗粒存 在过多时会增加在磨损过程中的剥落, 不利于提高耐磨性; 通常认为Ni的存在会改善组织 韧性, 降低出现熔覆层剥落的概率, 但过量的Ni似乎对熔覆层的耐磨性会产生不利影响。 0095 三、 总结 0096 本部分在35CrMnSiA和42CrMo上制备九种不同配方。

50、熔覆层, 在相同条件下进行耐 磨性试验, 结果表明, 在合金粉末成分为: 铁基粉末55, WC40, Ni3, CeO22时, 耐磨 性较好, 每百次往复摩擦的平均失重量为0.0025g和 0.0037g, 与基体的每百次往复摩擦的 失重量0.0077g和0.008g相比, 耐磨性有了极大地提升, 熔覆层硬度达到了53HRC左右, 微观 组织为铁素体和分布于晶界上的碳化物, 以碳化物作为骨架可提高耐磨性。 磨损表面的三 维立体图显示, 磨损表面的犁沟很轻微, 且只有很少的点蚀和剥落存在。 0097 第二部分双层激光熔覆涂层的初步研究 0098 (1)按照第一部分中表2所示配方五的激光熔覆粉末的。

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