一种陶瓷增强金属基复合焊层的等离子堆焊制备方法

摘要

本发明提供了一种陶瓷增强金属基复合焊层的等离子堆焊制备方法，包括有以下步骤：1)堆焊前预处理；2)枪外熔注送粉；3)等离子堆焊制备陶瓷增强金属基复合焊层，本发明的有益效果是：提高了增强陶瓷在堆焊过程中的利用率。同时通过化学包覆抑制了增强陶瓷与熔池金属的化学反应速率，降低了复合焊层因增强陶瓷与金属界面剧烈反应产生缺陷的趋势。同时采用该方法制备出的复合焊层含有大量原位生成的大颗粒碳化物，使得复合焊层的力学性能(如强度、硬度、耐磨性)与热物性能(如热膨胀系数、高温抗氧化性、热强度等)均得到了显著改善。

说明书

技术领域

本发明属于堆焊制备硬面焊层技术领域，特别提供了一种陶瓷增强金属基复合焊层的等 离子堆焊制备方法，能拓展可用于堆焊的增强陶瓷颗粒种类，显著提高金属基复合焊层的表 面性能。

背景技术

陶瓷增强金属基复合材料因兼具金属的塑韧性，陶瓷的刚度和硬度，能胜任更苛刻的服 役条件，受到人们的广泛关注。近年来在航空航天，汽车以及其它结构材料应用领域，陶瓷 增强金属基复合材料被认为是最有前景的功能材料之一。以较常见陶瓷碳化硅为例，它具有 高强度、高硬度、耐磨、耐腐蚀、低热膨胀系数、较高的热导率等优点，被广泛作为陶瓷增 强颗粒制备颗粒增强金属基复合材料。等离子堆焊因制备方法简单，能制备较厚的焊层，且 相对于其它方法沉积效率高，成本低，被认为是理想的表面强化方法之一。然而在采用等离 子堆焊制备陶瓷增金属基复合焊层时，由于等离子焰心的高温，陶瓷烧损严重，降低了其利 用效率，且产生的气体使得焊层多孔，多缺陷，恶化了焊层性能。甚至部分陶瓷与一些金属 在高温下属于热力学非平衡体系，不仅能在金属中发生物理溶解，还会发生化学反应，生成 大量的脆性碳化物，硅化物，这些生成的碳化物与硅化物部分溶解于焊层金属基体中，虽然 也能对基体产生固溶强化作用，但是也增加了焊层的脆性。20世纪80年代，针对上述问题， 美国华盛顿海军实验室Robert J.Schaefer发明了一种激光熔注技术(Laser Melted  Injection),在激光光斑尾部直接注射陶瓷颗粒进入熔池，巧妙的避免了高能激光对增强颗 粒的辐照。使得陶瓷增强金属基复合材料表面强化技术得到了极大的发展，随后经英国帝国 理工大学，日本长冈技术大学，荷兰格罗宁根大学，中国哈工大等科研机构的努力，激光熔 注技术发展日趋成熟。然而等离子堆焊作为一种比较有前景的硬面焊层制备技术，在采用类 似方法尾部注射增强颗粒时却遇到了较大困难。首先，堆焊喷嘴与待焊工件之间的距离远小 于激光方法中激光器与工件的距离，使得外送粉在堆焊上空间实现较为拘束；其次，与激光 所形成的表面熔池不同，等离子焰产生的熔池上方存在较强的离子气流，使得陶瓷粉很难从 外部被送进熔池；再次，由于等离子与激光能量表现形式不同，使得等离子堆焊时，外送粉 气流对等离子焰的稳定性也容易产生破坏。因此，本发明通过特定的外送粉结构设计与理论 计算方法，提供了一种陶瓷增强金属基复合焊层的等离子堆焊制备方法。采用该方法制备出 的复合焊层，其碳化物是原位生成的，与焊层结合紧密，且粒径大，分布均匀，能显著提高 复合焊层的机械性能与热物性能。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术而提供一种陶瓷增强金属基复合焊层的 等离子堆焊制备方法，该方法操作简单，能制备出一种原位生成的大颗粒碳化物增强复合焊 层，能显著提高复合焊层的机械性能与热物性能。

本发明解决上述技术问题所采用的技术方案是：一种陶瓷增强金属基复合焊层的等离子 堆焊制备方法，包括有以下步骤：

1)堆焊前预处理：对金属基体、金属合金粉体、增强陶瓷粉体进行预处理，其中，金属 基体首先经清洗烘干，随后预热至200～300℃，堆焊前进行快速表面打磨，漏出基体新鲜表 面；金属合金粉体与增强陶瓷粉体首先放置于100～150℃下烘干，待冷却至室温后，将金属 合金粉体装进焊机的同步送粉器，增强陶瓷粉体装进外送粉器；

2)枪外熔注送粉：首先采用外送粉器将增强陶瓷粉送进中间粉斗，随后经中间粉斗进入 外送粉管，最后增强陶瓷粉被从熔池尾部注入熔池；采用中间粉斗的目的是为了更好的获得 持续均匀的粉体流，同时可通过调整泄压阀获取不同的粉流速度，使得增强粉体能更好地被 注射进熔池(参照图1)；

3)等离子堆焊制备陶瓷增强金属基复合焊层：将打磨后的金属基体置于工作台，点燃非 弧后，开启焊机的同步送粉器与外送粉器，调整外送粉管角度，避免增强陶瓷粉体进入非弧 产生的弧斑区域，同时尽量保证远离转移弧焰心但又不超出转移弧产生的弧斑区域(各区域 见图2)，调整输送金属合金粉体与输送陶瓷增强粉体的送粉气流量，使上述两路粉流与焊枪 内离子气、保护气形成能产生稳定非弧的等离子体环境，待非弧与两路粉流均稳定后，进行 堆焊，得到陶瓷增强金属基复合焊层，其工艺参数如下：同步送粉器与外送粉器所用氩气流 量为：5～10L/min，同步送粉器的送粉率为10～30g/min，外送粉器的送粉率5～10g/min，外 送粉管的喷嘴中心与待焊工件之间的距离h₁为8～12mm，焊枪喷嘴与待焊工件之间的距离h₂为8～10mm，外送粉管的喷嘴中心与焊枪的中心轴线之间的距离b₁为8～10mm，外送粉管注 射角θ由计算确定，计算公式参照式1。计算原则：根据外送粉管与工件垂直高度，外送粉 管喷嘴中心与焊枪轴线之间的水平距离，以注射后的陶瓷粉能尽量远离转移弧斑区域，但又 不超出非转移弧斑区域(计算方法参考图3)。非弧电压为DC25～30v，转移弧电流为DC 120～160A，钨极直径为4mm，离子气氩气流量为2～5L/min，保护气氩气流量为6～12L/min， 焊枪行走速度为40～65mm/min，焊枪摆幅8～22mm，焊枪摆频18～25c/min

$\arctan \frac{h_1}{b_1-2}\le \theta \le \arctan \frac{h_1}{b_1-4.25}---\left(1\right).$

按上述方案，所述的金属合金粉体为适用于堆焊的镍、铁、钴基自溶性合金粉，增强陶 瓷粉体为粒度范围为40～300μm的陶瓷粉。

按上述方案，所述的金属基体为热作模具钢4Cr5MoSiV1，金属合金粉体为stellite6钴基 或Ni60A镍基自溶性合金粉，增强陶瓷粉体为150～200μm SiC。

按上述方案，步骤3)所述的转移弧电流为DC120～140A，焊枪行走速度为40～45mm/min， 焊枪摆幅20～22mm，焊枪摆频22c/min，焊枪喷嘴与待焊工件之间的距离h₂为10mm，离 子气氩气流量为3L/min，保护气氩气流量均为6L/min，外送粉器所用氩气流量为5L/min。

本发明有益效果在于提出了一种新的堆焊制备陶瓷增强复合焊层的方法。在该方法中， 颗粒增强相是经熔池尾部直接注入等离子熔池，如此，则有效降低了等离子焰对陶瓷的直接 烧损，使得陶瓷颗粒能以较完整形态进入熔池，提高了增强陶瓷在堆焊过程中的利用率。同 时通过化学包覆抑制了增强陶瓷与熔池金属的化学反应速率，降低了复合焊层因增强陶瓷与 金属界面剧烈反应产生缺陷的趋势。同时采用该方法制备出的复合焊层含有大量原位生成的 大颗粒碳化物，使得复合焊层的力学性能(如强度、硬度、耐磨性)与热物性能(如热膨胀系数、 高温抗氧化性、热强度等)均得到了显著改善。该方法制备出的陶瓷增强复合焊层，其增强 机制从根本上区别于传统方法，表现在其增强相(碳化物)生成方式发生了变化，传统堆焊 方法(如机械合金化，预置涂覆法等)制备陶瓷增强复合焊层，其碳化物首先是发生物理熔 解，然后经过熔池化学反应(此阶段碳化物中的元素与熔池金属元素充分扩散后重新分配， 再化合生成化合物)，最后熔池凝固生成复合焊层；而在本发明所述方法中，碳化物是以固态 形式直接与熔池金属反应，原位生成了新的大颗粒碳化物，区别于传统堆焊碳化物以共晶形 式从晶界析出的方式。

附图说明

图1是一种陶瓷增强金属基复合焊层的等离子堆焊制备方法的示意图；其中，1-喷嘴， 2-钨极，3-外送粉管，4-中间粉斗(泄压器)，5-外送粉器，6-送粉调速控制器，7-送粉气 (Ar)，8-基体，9-复合焊层，10-枪头行走方向，11-合金粉送粉口；

图2是等离子弧斑对基体产生的区域示意图；NTAZ-非弧弧斑区域；TAZ-转移弧弧斑区域； HAZ-热影响区；其中，图2a为示意图，图2b为实物图；

图3枪外送粉注射角计算原则示意图；

图4是采用本发明方法制备出的复合焊层微观组织图，其中a为包覆碳化硅增强钴基复 合焊层微观图，b为包覆碳化硅增强镍基复合焊层的微观图；

图5为采取未包覆碳化硅制备的钴基复合焊层微观图(对比样)；

图6为采用机械合金化方式混粉所制备的复合焊层截面微观组织图。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明做进一步详细的说明，但是此说明不会构成对本发明的限制。

本实施方法中以常见热作模具钢4Cr5MoSiV1为基8，增强颗粒选用碳化硅陶瓷粉，粒径 200μm，合金粉选用镍基Ni60A与钴基Stellite6两种牌号合金粉进行实验。首先基体经下 料，清洗烘干，200～300℃预热处理后，用打磨机进行快速表面打磨，去除氧化皮，漏出基 体新鲜表面；陶瓷粉经化学镀包覆镍处理后，表面形成5～10微米的镍磷合金层。焊前包覆碳 化硅陶瓷粉与金属合金粉均在烘箱中100～150℃保温2小时，随炉冷至堆焊机送粉器安全使 用温度。然后将金属合金粉装进焊机同步送粉器，碳化硅陶瓷粉装进外部送粉器5，如图1 所示。采用外送粉器和送粉调速控制器6将增强陶瓷粉体送进中间粉斗4(即泄压器)，并经 中间粉斗进入外送粉管3，随后增强陶瓷粉体被从熔池尾部注入熔池；将打磨后的金属基体 置于工作台，点燃非弧后，开启焊机的同步送粉器(如图1所示合金粉送粉口11)与外送粉 器，调整外送粉管角度，避免增强陶瓷粉体进入非弧产生的弧斑区域，同时尽量保证远离转 移弧焰心但又不超出转移弧产生的弧斑区域，调整输送金属合金粉体与输送陶瓷增强粉体的 送粉气7流量(即同步送粉器与外送粉器所用氩气流量)，使上述两路粉流与焊枪内离子气、 保护气形成能产生稳定非弧的等离子体环境，待非弧与两路粉流均稳定后，进行堆焊，得到 陶瓷增强金属基复合焊层9。

实施例1：针对碳化硅增强钴基体系，等离子堆焊转移弧电流为130A，非弧电压为DC25 v，钨极2直径为4mm，焊枪摆幅为22mm，焊枪摆频为22c/min，焊枪行走速率为45mm/min， 如图1所示为枪头行走方向10，待焊工件与焊枪喷嘴1距离8mm，输送金属合金粉体的氩 气流量为5L/min，同步送粉器的送粉率为10g/min，外送粉器的送粉率5g/min，离子气氩气 流量3L/min，保护气氩气流量均为6L/min(焊枪与外送粉管均进行通保护气对熔池进行保 护)。外送粉气氩气流量为5L/min，外送粉管的喷嘴中心与待焊工件之间的距离h1为10mm， 外送粉管的喷嘴中心与焊枪的中心轴线之间的距离b1为10mm，外送粉注射角θ为55°(计 算值：52°＜θ＜60°)。焊后制备出的焊层截面微观组织图如图4a所示。能谱分析表明制 备后的焊层是一种碳化铬(Cr₇C₃)增强的复合焊层。由图可以看出其中碳化铬分布均匀，且 粒径沿焊层深度方向呈梯度分布。

实施例2：针对碳化硅增强镍基体系，等离子堆焊转移弧电流为120A，非弧电压为DC25 v，钨极直径为4mm，焊枪摆幅为22mm，焊枪摆频为22c/min，焊枪行走速率为45mm/min， 待焊工件与焊枪喷嘴距离10mm，输送金属合金粉体的氩气流量为5L/min，同步送粉器的送 粉率为20g/min，外送粉器的送粉率10g/min，离子气氩气流量3L/min，保护气氩气流量均 为6L/min(焊枪与外送粉管均进行通保护气对熔池进行保护)。外送粉气氩气流量为5L/min， 外送粉管的喷嘴中心与待焊工件之间的距离h1为12mm，外送粉管的喷嘴中心与焊枪的中心 轴线之间的距离b1为10mm，外送粉管注射角θ为60°(计算值：57°＜θ＜64°)。焊后 制备出的焊层截面微观组织图如图4b所示。表明镍基体系与碳化硅同样可以制备出碳化铬增 强复合焊层。此外，在保持其它参数不变的情况下，仅改变外送粉管轴线与水平方向的角度 θ，使其超出计算范围，当θ＞64°时，堆焊后观察到增强陶瓷粉大部分没有被注入熔池， 散落于焊机工作台面；当θ＜57°时，堆焊过程中发现增强陶瓷粉大部分被分解，等离子焰 周围产生大量的烟气；上述情况均不能制备出如图4b所示的复合焊层。

实施例3：针对实施例1同样的材料体系与工艺参数，不同的是选用未化学镀包覆的碳化 硅进行对比试验。制备出的焊层微观组织图如图5所示。表明未经包覆处理的碳化硅不能很 好的制备出碳化铬增强复合焊层，生成的碳化物主要在焊层顶部，分布不均匀，实施例3表 明对碳化硅进行化学镀包覆处理是本发明所述方法中的的重要手段。

实施例4：采用如实施例2所述的材料体系，堆焊工艺参数为：转移弧电流为120A，焊 枪摆幅为22mm，焊枪摆频为22c/min，焊枪行走速率为45mm/min，待焊工件与焊枪喷嘴 距离10mm，输送金属合金粉的气流量为5L/min，离子气氩气流量3L/min，保护气氩气流量 为6L/min，所不同的是该实施例采用机械合金化的方式将镍包碳化硅与镍基合金粉混合，经 同步送粉器送粉堆焊，制备出的焊层截面微观组织如图6所示，未见有明显的大颗粒碳化物 生成，且与本发明所用方法制备出的焊层组织结构完全不同。因此采用传统的机械合金化方 式难以制备出如本发明所述的方法制备出的陶瓷增强复合焊层，凸显本发明所具备的优势。