以Ni60A合金粉末和MoS2粉末為熔覆材料，采用激光熔覆技術在35CrMnSi鋼基體表面制備MoS2/Ni60A固體自潤滑涂層，研究了MoS2添加量(質(zhì)量分數(shù)1%，3%，5%，7%，9%)對涂層物相組成、顯微組織、顯微硬度和摩擦磨損性能的影響。結果表明：不同MoS2添加量的涂層表面成形良好，均與基體達到冶金結合，涂層主要物相組成為MoS2、γ-Ni、NiS、Cr2B，其中，上部顯微組織主要由短棒狀、魚骨狀和放射狀的樹枝晶組成，底部與熔合線處的組織由平面晶和粒狀晶組成。隨著MoS2添加量的增加，涂層的顯微硬度降低，磨損質(zhì)量損失增多，摩擦因數(shù)先降低后增大。當MoS2添加量為3%時，涂層的摩擦因數(shù)最小，為0.43，磨損表面形成完整的固體自潤滑膜，產(chǎn)生的犁溝較少，主要磨損機理為輕微的磨粒磨損。
1 、試樣制備與試驗方法
基體選用尺寸為100mm×50mm×10mm的35CrMnSi鋼板，熔覆前用砂輪機對基體表面進行打磨，并用酒精清洗，烘干待用。熔覆材料為Ni60A自熔性合金粉末和MoS2粉末，平均粒徑均為74μm，其中Ni60A合金粉末的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)為16Cr，3.5B，4.5Si，≤15.0Fe，0.8C，余Ni。按照MoS2粉末的質(zhì)量分數(shù)分別為1%，3%，5%，7%，9%進行配料，采用全方位行星式球磨機進行干法球磨，磨球材料為不銹鋼，球料質(zhì)量比為2∶1，球磨時間為0.5h。將球磨后的粉末均勻鋪在基體表面，鋪粉厚度為1mm，使用光纖激光器系統(tǒng)進行激光熔覆試驗，制備了長度100mm、厚度1mm的單道單層涂層試樣。
采用X射線衍射儀(XRD)對涂層物相進行分析。采用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察涂層不同位置的截面微觀形貌，采用附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。采用顯微硬度計測試截面顯微硬度，從涂層表面向基體每隔0.25mm取點測試，距涂層表面相同距離處測3點取平均值。采用微機控制萬能摩擦磨損試驗機進行室溫干滑動摩擦磨損測試，試驗裝置如圖1所示，試樣與對磨環(huán)為面接觸，試樣為圓柱狀，對磨環(huán)材料為淬火45鋼，采用分析電子天平稱取磨損前后試樣的質(zhì)量，計算磨損質(zhì)量損失。采用光學顯微鏡觀察磨損形貌。
2 、試驗結果與討論
2.1 對宏觀形貌的影響
由圖2可以看出：不同MoS2添加量的MoS2/Ni60A 涂層成形良好，沒有產(chǎn)生明顯的宏觀裂紋或氣孔。但是隨著MoS2添加量的增加，涂層表面逐漸粗糙，特別是含質(zhì)量分數(shù)7%，9%MoS2的涂層。這是由于過多的MoS2粉末容易發(fā)生團聚，導致激光熔覆過程中熔池的流動性降低造成的。
2.2 對物相組成的影響
由圖3可見，不同MoS2添加量的MoS2/Ni60A涂層均存在γ-Ni固溶體、MoS2、Cr2B和NiS相。NiS相是由于激光熔覆過程中熔池溫度高達3000K，造成部分MoS2分解為鉬元素和硫元素，在熔池液體流動過程中硫元素與鎳元素反應而生成。當MoS2添加量(質(zhì)量分數(shù)，下同)為1%時，MoS2衍射峰不明顯，可能是MoS2分解后含量太低，未檢測到。
2.3 對顯微組織的影響
由圖4可見，基體與涂層之間形成了一條光亮且完整無缺陷的熔合線，說明涂層與基體之間形成了良好的冶金結合。熔合線附近的組織為近垂直于基體方向定向生長的平面晶和柱狀晶，這是因為熔合線附近溫度梯度較大，過冷度較大，金屬液的形核方式為非均勻形核，而涂層的凝固速率較低，使溫度梯度與凝固速率的比值較大，導致晶粒的長大速率大于形核速率，因此形成了粗大的平面晶和柱狀晶。不同MoS2添加量涂層的相應部位的組織基本相似，底部由柱狀晶和平面晶組成，中部和上部由短棒狀、魚骨狀和放射狀的樹枝晶組成。涂層底部的組織最粗大，該區(qū)域是熔池中溫度梯度最大且成分過冷最小的區(qū)域,因此晶粒的長大速率最快；涂層中部的溫度梯度較大，樹枝晶的生長條件較好，因此該區(qū)域形成了粗大的樹枝晶；涂層上部的溫度梯度最小，成分過冷最大，溫度梯度與凝固速率的比值較小，晶粒的形核速率大于長大速率，因此該區(qū)域的組織較細小。
表1 圖5中不同位置的EDS分析結果
以添加質(zhì)量分數(shù)3%MoS2的涂層為例，對其中部不同位置的微區(qū)成分進行分析。由圖5和表1可以看出：涂層中白色和灰色的樹枝晶(位置A和位置D)的微區(qū)成分基本相同，以鎳元素和鐵元素為主，并含有少量鉻元素和硅元素，其中鐵元素一部分來源于基體，另一部分來源于Ni60A合金粉末；黑色樹枝晶(位置B)中含量最高的是鉻元素，同時還存在鉬元素和硫元素，推測黑色樹枝晶中含有MoS2、NiS硫化物，隨著MoS2添加量的增加，涂層中的黑色區(qū)域增多；基體(位置C)的主要形成元素為鎳元素，可知樹枝晶分布在γ-Ni固溶體上。
2.4 對顯微硬度的影響
由圖6可見，涂層的顯微硬度均遠高于基體，這是因為涂層內(nèi)部存在Cr2B硬質(zhì)化合物，同時基體對涂層的稀釋起到固溶強化的效果。隨著MoS2含量的增加，涂層的硬度呈現(xiàn)出下降的趨勢，其原因是MoS2作為一種固體自潤滑劑其硬度極低，因此會降低涂層的顯微硬度。在結合區(qū)內(nèi)除MoS2添加量為1%的涂層外，其他涂層的顯微硬度均隨著MoS2含量的增加呈先升高后降低的趨勢。先上升的原因為，在激光熔覆的過程中MoS2會分解成為鉬元素和硫元素，鉬元素能夠固溶到組織內(nèi)部，表現(xiàn)出固溶強化的效果；后下降的原因為結合區(qū)下部靠近基體，被基體稀釋的程度太大導致顯微硬度下降。
2.5 對摩擦磨損性能的影響
添加質(zhì)量分數(shù)1%，3%，5%，7%，9%MoS2的涂層的平均磨損質(zhì)量損失分別為9.9，15.8，22.0，26.0，27.6g，均遠低于基體的平均磨損質(zhì)量損失(40.8g)。隨著MoS2添加量的增加，涂層的磨損質(zhì)量損失增大，這主要歸因于顯微硬度的降低，顯微硬度越低，則耐磨性越差。由圖7可以看出：基體的摩擦因數(shù)曲線波動劇烈，平均摩擦因數(shù)為0.45；當MoS2質(zhì)量分數(shù)為1%和3%時，涂層的摩擦因數(shù)曲線波動較小，當MoS2 質(zhì)量分數(shù)為3%時，摩擦因數(shù)最低，其平均值為0.43；當MoS2質(zhì)量分數(shù)為5%，7%和9%時，涂層摩擦因數(shù)曲線波動較明顯，且當MoS2質(zhì)量分數(shù)為7%和9%時的曲線波動最劇烈，分析認為當MoS2含量過高時，涂層內(nèi)部出現(xiàn)MoS2團聚現(xiàn)象，在摩擦磨損過程中當對磨環(huán)與MoS2團聚體接觸時，摩擦因數(shù)會急劇降低，當團聚體被消耗后摩擦因數(shù)又再一次升高。由表2可知，隨著MoS2添加量的增加，涂層的平均摩擦因數(shù)呈先減小后增大的趨勢，這是因為隨MoS2添加量增加，涂層中NiS和MoS2含量增加，NiS具有很好的減摩性能，而MoS2又是天然的固體自潤滑材料，因此摩擦因數(shù)降低；但是當MoS2含量增加至一定量后，涂層的顯微硬度降低，在摩擦磨損過程中涂層表面會存在劇烈的磨粒磨損，磨粒在涂層表面和摩擦副之間運動會阻礙摩擦過程的進行，因此摩擦因數(shù)又升高。
表2 添加不同質(zhì)量分數(shù)MoS2的MoS2/Ni60A涂層的平均摩擦因數(shù)
由圖8可見，基體的磨損表面產(chǎn)生了較深的犁溝，且黏著和氧化現(xiàn)象嚴重，其磨損形式為劇烈的磨粒磨損、黏著磨損和氧化磨損。當添加質(zhì)量分數(shù)為1%的MoS2時，涂層表面形成了局部的固體潤滑膜，磨損表面存在一些微小的犁溝，主要磨損形式為磨粒磨損。當添加質(zhì)量分數(shù)為3%的MoS2時，固體自潤滑膜分布在整個磨損表面，表面存在少量的犁溝，磨損機理為輕微的磨粒磨損。當添加質(zhì)量分數(shù)為5%，7%，9%的MoS2時，雖然在磨損表面上也形成了潤滑膜，但是由于涂層的顯微硬度較低，磨損表面產(chǎn)生了大量粗且深的犁溝以及剝落坑，這是由于對磨環(huán)對涂層表面的反復摩擦和擠壓使涂層次表面萌生了疲勞裂紋，同時摩擦磨損過程中產(chǎn)生的熱量無法及時消散，導致對磨環(huán)與涂層表面之間產(chǎn)生了黏著效應，最終在黏著力和機械剪切力的反復作用下，涂層脫落形成剝落坑；此時涂層的主要磨損形式為劇烈的磨粒磨損和黏著磨損。
3 、結 論
(1) 采用激光熔覆技術制備的添加質(zhì)量分數(shù)分別為1%，3%，5%，7%，9% MoS2的MoS2/Ni60A涂層表面成形良好，與35CrMnSi鋼基體形成了良好的冶金結合。涂層的主要物相為MoS2、γ-Ni固溶體、NiS、Cr2B。涂層底部與熔合線處的組織為粗大的平面晶和柱狀晶，而涂層中、上部組織主要為短棒狀、魚骨狀和放射狀的樹枝晶。
(2) 隨著MoS2添加量的增加，涂層的顯微硬度呈降低趨勢，磨損量增加，摩擦因數(shù)先減小后增大，當MoS2質(zhì)量分數(shù)為3%時，涂層的摩擦因數(shù)波動最小，且平均摩擦因數(shù)最小，為0.43，其主要磨損機理為輕微的磨粒磨損。
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