作者：张毅
一般而言，模具的服役环境恶劣，工作过程中，模具表面易出现疲劳点蚀、剥落、磨损以及微小裂纹等破坏，致使模具的几何尺寸以及表面精度达不到使用要求，从而使得模具使用寿命大幅缩短。若对失效模具整体更换，不仅影响产品的生产周期，而且还浪费了资源。采用TIG焊方法在失效模具表面熔覆一层性能优良的耐磨涂层，不仅可以有效修复失效模具表面尺寸，而且还能大幅度提高模具表面性能，从而大大延长模具的使用寿命。
W不仅可以提高钢的红硬性和热强性，而且还能提高钢的耐磨性，因此本课题拟采用TIG焊方法在基体表面熔覆一层高强高硬度W涂层，研究分析W对修复涂层组织与性能的影响。
1 试验方法
1.1试样制备
选用H13模具钢，试样尺寸为120 mm×40 mm×6 mm。基体表面经磨削加工后，用丙酮和无水乙醇将表面磨屑与油污清洗干净。以高碳铬铁(72%的Cr,6%的C)、硅铁(45%的Si)、钨粉、钒铁（52.1%的V）、钛铁(43. 7%的Ti)、B4C粉末、中碳锰铁(80%的M n)、石墨以及还原铁粉等作为熔覆预制合金粉末：采用自制有机粘结剂将已混合均匀的预制粉末调成糊状，均匀涂刷在基体表面，涂敷厚度为2．5 mm。涂刷完毕后，先自然风干12 h，然后置于200℃真空干燥箱中烘干60 min。随后采用MW3000型TIG数字式焊接机进行氩弧熔覆，其工艺参数：电流为150 A，氩气流量为10 L／min，熔覆速度为3.5 mm/s，通过改变W粉含量调
节涂层中的W含量，制备了W含量分别为0、2. 5%、5.0%、7.5%的试样，并编号为1～4号。其他元素成分范围：Cr为12. 0%～15. 0%，C为3.2% N4. 2%，M n为0.6%～1．0%，Si为1.2%，Ti为1.0% N1. 2%，V为1. 0%，余量为Fe。
1．2组织和性能分析
采用电火花线切割机将试样沿横截面方向切开，制备尺寸10 mm×10 mm×10 mm的金相试样和57 mm×25.5 mm×6 mm的耐磨试样。选用体积分数为4%的硝酸酒精溶液对金相试样进行腐蚀后，涂层显微组织选用4XFZ数码金相光学显微镜进行观察分析。
涂层表面宏观硬度通过HR-150A洛氏硬度计测定，测试7个不同点取平均值。涂层显微硬度通过HV-1000显微硬度计进行测试。选用MLS-23型湿砂橡胶轮式磨损试验机进行试样的耐磨性试验。以相对耐磨性来评估试样的耐磨性，将基体作为对比试样，相对耐磨性s=基体磨损量／涂层磨损量。
2 结果与讨论
2.1 XRD结果分析
图1为1号和3号试样的XRD图谱。从图1中可以看出，涂层主要由铁素体、奥氏体、M23C6和M3(C，B)等相组成，其中M代表Fe、M n、W等合金元素。随着W粉含量的增加，涂层中的奥氏体的衍射峰强度减弱，碳化物M23C6，M3(C，B)以及铁素体的衍射峰强度增加。这表明随着W粉含量的增加，奥氏体含量减少，碳化物M23 C6、M3 (C，B)含量增加。
2.2显微组织分析
图2为不同W含量的涂层显微组织。从图2a可以看出，当不含W时，涂层中的显微组织主要为胞状奥氏体，在胞状奥氏体晶界之间存在少量共晶碳化物M23 C6或M3 (C，B)。当W粉添加量增加到2.5%时，胞状奥氏体组织消失，指纹状的共晶碳化物M23C6或M3 (C，B)含量增多。此外，还生成了尺寸较大的块状M23C6碳化物，见图2b。从图2c可以看出，涂层中初生M23 C6的含量显著增加，且晶粒尺寸也有明显增大。而指纹状共晶组织(a-Fe+M23 C6)或[a-Fe+ M3 (C，B)含量显著降低。当W粉含量继续增加到7. 5%时，共晶组织(a-Fe-l- M23C6)或[a-Fe+M3 (C，B)]已很难发现，而初生碳化物M23C6的含量与晶粒尺寸则进一步增大。
涂层组织出现上述现象的原因在于，W是缩小奥氏体相区的元素，同时也是强碳化物形成元素。故随着W粉添加量的增加，更多的C与W结合，致使奥氏体晶粒外部的C含量降低，从而在奥氏体内外造成C的浓度梯度，促进C从奥氏体中析出，降低奥氏体的稳定性，导致奥氏体相区逐渐减小，因而涂层中的胞状奥氏体含量逐渐减少，而从奥氏体中析出的C含量逐步增加。当W粉含量为2. 5%时，一方面，涂层中的碳化物形成元素与C含量都较1号试样有明显增加；另一方面，W可使合金的共晶点左移，增加共晶碳化物的数量，故在2号试样中生成大量的共晶碳化物M23 C6或M3 (C，B)。此外，由于焊接是非平衡过程以及混粉的不均匀性，造成局部碳化物形成元素富集。当合金元素浓度达到形成初生碳化物的浓度时，在涂层中还生成初生碳化物M23 C6。但随着W粉含量继续增加，液态熔池中的碳化物形成元素与C含量进一步增加，达到生成初生碳化物的浓度，同时也大大提高了碳化物的形核长大驱动力，使得初生碳化物M23 C6快速长大。故当W粉含量为5. 0%和7.5%时，涂层中的初生块状碳化物M23 C6含量显著增加，而共晶组织则受到抑制。
图3为涂层与基体的界面显微组织。可以看出，在结合界面处主要为指纹状的共晶组织(a-Fe+M23 C6)或[a-Fe+ M3(C，B)]，而远离结合界面的区域，则有块状的初生碳化物M23C6生成。这是因为在高温电弧快速搅动作用下，熔化的基体渗入熔池底部，对熔池底部的合金元素浓度起到稀释作用，因而使得该区域的碳化物形成元素的浓度处在共晶点附近，从而在结合面附近形成大量的共晶碳化物M23C6或M3 (C，B)。而远离结合面的区域，基体对该区域的稀释作用减小，合金元素浓度高，故在远离结合界面处可观察到块状的初生碳化物M23 C6。
2.3硬度与耐磨性分析
图4为3号试样涂层横截面的显微硬度分布。从图4可以看出，从涂层底部到涂层表层，涂层的显微硬度呈现先增加后减小的变化规律，且显微硬度在结合界面处呈缓慢下降趋势。结合图3可知，涂层与基体达到了良好的冶金结合。在涂层中部显微硬度( HV0，2)在900左右波动。这是因为在涂层底部，熔化的基体在高温电弧的快速搅动下，渗入到液态熔池中，对液态熔池稀释大，致使熔合线附近的合金元素浓度处于较低水平。因此，一方面，在低浓度合金元素情况下，初生碳化物M23 C6形核困难，含量较少，对基体的弥散强化和支撑作用小；另一方面，W、Cr、M n等元素固溶在基体中的含量小，对基体构成的固溶强化作用小，综合这两方面的原因，此时该区域的硬度较低。而当远离熔合线的区域，一方面，在快速熔化与凝固过程中形成了过饱和固溶体，涂层固溶强化作用较大。此外，高含量的碳化物M23C6提供了支撑骨架作用，也在一定程度上提高了涂层的强度和硬度。所以，在涂层中部及上部的显微硬度大幅度增加，并在一个较高值的附近小范围波动。
图5为W含量对涂层硬度与耐磨性的影响。从图5中可以看出，随着W含量的增加，涂层硬度呈增加的趋势，硬度( HRC)从52增加到62。而涂层相对耐磨性则呈先增加后降低的变化。这是因为随着W粉含量的增加，一是由于W原子半径大，当固溶于基体中时，易
造成严重的晶格畸变，引起强烈的固溶强化作用；二是W是强碳化物形成元素。随着W粉含量的增加，初生碳化物的形核驱动力增大，涂层中的硬质碳化物M23C6含量也增加，从而对涂层的弥散强化作用与支撑骨架作用增强。所以综合这两方面的原因，硬度随W添加的增加而增加。但当W粉含量增加至7. 5%时，涂层韧性下降，脆性增加，涂层中出现微小裂纹等缺陷，致使磨损过程中基体易剥落，故耐磨性下降。其中当W粉含量为5%时，耐磨性最佳，其相对耐磨性为基体的23.5倍左右。
图6为基体与3号试样的磨损形貌图。从图6可知，基体由于无硬质颗粒保护，磨粒在被磨表面运动无阻碍，对基体显微切削大，在磨损过程中，基体易剥离。故基体表面的犁沟宽而深，且连续。而3号试样的磨损表面磨痕沟槽细浅，且不连续，表面磨损较小。这是因为均匀分布在涂层中的高硬度碳化物M23C6对基体构成了良好的保护作用，降低了磨粒对基体的显微切削的几率，从而表现出优良的耐磨性。
3 结 论
(1)在氩弧熔覆修复涂层中，随着W粉含量的增加，涂层中奥氏体组织逐渐消失，初生碳化物M23 C6含量逐步增加。其中当W粉含量为5%时，涂层中的初生碳化物M23 C6分布均匀，涂层性能达到最佳。
(2)在氩弧熔覆修复涂层中，随着W粉含量的增加，涂层硬度增大，硬度( HRC)从52增加到62。而涂层耐磨性则先提高后降低。其中当W粉含量为5%时，耐磨性最佳，其相对耐磨性为基体的23.5倍左右。
4摘要通过添加不同含量w粉制备高性能涂层，借助光学显微镜、硬度计以及磨粒磨损试验机等手段，对比研究了w含量对氩弧熔覆修复金属模具涂层组织与性能的影响。结果表明，w对涂层显微组织与性能有显著影响。随着w粉添加量的增加，涂层中奥氏体组织逐渐消失，初生碳化物M23C6含量增加。涂层硬度( HRC)值从52增加到62，而涂层耐磨性则表现为先增加后减小。其中当w粉添加量为5%时，初生碳化物M23C6均匀分布在涂层中，耐磨性最佳，其相对耐磨性比
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