分享：制动盘过度磨损表面激光再制造钴基合金熔覆层的 摩擦磨损性能

赵火平1,2,李士伟2,沈明学1,2,肖叶龙2,季德惠1

(华东交通大学1.轨道交通基础设施性能监测与保障国家重点实验室,2.材料科学与工程学院,南昌330013)

摘 要:以 Co06钴基合金粉末为熔覆材料,利用激光再制造技术在高铁列车30CrSiMoVA 钢 制动盘过度磨损表面制备熔覆层,研究了熔覆层的显微组织、硬度和摩擦磨损性能,并探讨了其磨 损机制。结果表明:在制动盘过度磨损表面制备的熔覆层与基体结合良好,钴元素在熔覆层与基体 界面处发生了扩散;熔覆层的平均显微硬度为548HV,为基体硬度的2.3倍;激光再制造后制动盘 的平均摩擦因数为0.485,小于原始制动盘,二者的磨损机制均为疲劳磨损和磨粒磨损,但激光再 制造后制动盘的磨损程度较轻微;激光再制造后制动盘的磨损体积为7.709mm3,小于原始制动盘 (10.011mm3),耐磨性能得到提高。

关键词:制动盘;激光再制造;钴基合金熔覆层;磨损机制 

中图分类号:TG146 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)06-0078-06

0 引 言

我国高速铁路大规模的建设和运营对列车制动 盘的使用寿命和维护提出了更高的要求。制动盘作 为制动系统中的关键部件之一,在制动过程中起着 至关重要的作用[1]。损伤和失效的制动盘会影响到 列车的运行安全,甚至会引发灾难性的事故。目前 制动盘的失效形式主要分为热疲劳开裂和磨损失效 两类,其中制动盘磨损失效的问题受业界广泛关注。 国内外学者针对如何延长制动盘使用寿命进行了积极的探索,如将制动盘过度磨损表面重新打磨后继 续投入使用,或通过改变制动盘材料和研制新型制 动盘来提高其耐磨性能和抗疲劳性能,但因成本较 高而未被广泛采用[2-4]。 近年来,激光再制造技术作为一种先进的材料 表面改性技术[5],广泛应用于金属零部件的表面处 理方面[6],其核心技术是激光熔覆技术。国内外学 者利用激光再制造技术在各种金属零部件表面熔覆 无气孔、无裂纹的熔覆层。LI等[7]在球墨铸铁气缸 壁表面成功制备出新型 FeNiCr合金激光熔覆层, 发现熔覆层的力学性能和耐磨性能较基体有所提 高;JEYAPRAKASH 等[8]研究发现,在核工业和化 学工业中常用316L不锈钢表面分别制备出的镍基 合金和钴基合金两种激光熔覆层的性能都优于不锈 钢基体;何骅波等[9]在注塑机螺杆用38CrMoAl钢 表面分别激光熔覆了铁基合金、镍基合金和钴基合 金3种熔覆层,其中镍基合金和钴基合金熔覆层的 耐磨性能较好;SHI等[10]以镍基合金粉末为熔覆材 料,在汽车刹车盘表面制备激光熔覆层,发现熔覆层 具有更好的耐磨性能和抗氧化性能;LIU 等[11]在 30CrNiMo钢制动盘表面制备 Co06激光熔覆层,发 现在高温下 Co06合金熔覆层比基体具有更好的耐 磨性能;王东生等[12]利用激光熔覆技术在塑料模具 用42CrMo钢表面制备了 NiCrBSi/WC-Co复合熔覆层,发现熔覆层与基体的结合性能良好,且耐磨性 能更加优异。采用激光再制造技术所制备的熔覆层 也可用于修复制动盘过度磨损表面,提高其制动性 能,从而延长其使用寿命[13-14]。因此,利用激光再 制造技术在制动盘过度磨损表面制备熔覆层,并研 究其摩擦学性能具有重要的意义,但是目前有关该 方面的试验研究较少。作者选用自熔性较好且抗疲 劳性能和耐磨性能较好的钴基合金粉末为熔覆材 料,在制动盘过度磨损表面进行激光再制造,对熔覆 层的显微组织、硬度和摩擦磨损行为进行研究,重点 探讨了激光再制造后制动盘表面磨损机制的改变, 以期为激光再制造技术在表面过度磨损制动盘的应 用提供技术指导,以及为利用此技术来延长高铁制 动盘使用寿命提供参考。 

1 试样制备与试验方法 

试验材料为制动盘用30CrSiMoVA 钢,热处理 工艺为860 ℃×10min油淬+650 ℃×90 min回 火,平均硬度为235 HV。在试验材料上加工出直 径为130mm,厚度为20mm 的制动盘试样用于熔 覆和 摩 擦 磨 损 试 验。选 用 粒 径 为 48~74μm 的 Co06钴基合金粉末(天津铸信金属材料有限公司提 供)作为熔覆材料。30CrSiMoVA 钢和 Co06 钴基 合金粉末的化学成分如表1所示。

采用铜基粉末冶金制动材料加工而成的销作为 对磨副,在室温下利用自行设计搭建的立式销盘摩擦 磨损试验机在制动盘试样表面制备出一个凹槽作为 过度磨损表面,对磨副的直径为10mm,高为12mm, 硬度为17HBW,磨损条件为室温、干磨,采用销-盘 式摩擦方式,法向加载力为120N,销-盘的相对转 速为 900r·min-1,磨损半径为50mm,磨损时间为 30h,加工得到的凹槽深度为100μm,表面粗糙度 Ra 为30.9μm。采用 LDF6000-100型激光器在过 度磨损表面制备熔覆层,采用同轴送粉方式送粉,保 护气体为氩气,激光熔覆时的输出功率为1800 W, 扫描速度为250mm·min-1,送粉电压为4V,保护 气体流量为 4L·min-1,搭接率为 35%;激光再制 造完成后的试样表面粗糙度Ra 为14.2μm,对熔覆 层表面进行磨削和抛光,得到无裂纹、无气孔的光滑 熔覆层表面,其表面粗糙度Ra 为0.7μm,加工后所 得熔覆层的厚度为1.5mm,激光再制造前后不同状 态制动盘表面形貌与截面轮廓如图1所示。 

采用SU8010型扫描电镜(SEM)观察熔覆试样 的截面微观形貌,采用SEM 附带的能谱仪(EDS)进 行元素线扫描。采用 QnessQ10A+型维氏硬度计 测熔覆层表面到基体的硬度,载荷为50N,保载时 间为10s,距表面相同距离处测3次取平均值。采 用自行设计搭建的立式销-盘摩擦磨损试验机进行 干摩擦磨损试验,试样为未经过度磨损的原始制动 盘(以下称为原始制动盘)和过度磨损表面激光再制 造后的制动盘(以下称为激光再制造制动盘),由于 实际应用中高铁制动闸片以铜基粉末冶金材料为主,因此选用的对磨试样为直径12mm、高10mm 的铜基粉末冶金材料销;法向加载力为90N,销-盘 的相对转速为900r·min-1,摩擦半径为50mm,磨 损时间为3h。摩擦磨损试验后,利用SU8010型扫 描电镜观察磨损表面形貌,同时用 X-flash6160型 能谱仪对磨损表面进行元素面扫描,使用 ZeGageTM ProHR型光学轮廓仪分析磨损表面轮廓。 

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织和硬度 

 由图2可以看出:制动盘过度磨损表面钴基合 金熔覆层试样截面整体分为熔覆层、热影响区和基 体3部分,熔覆层与基体之间形成了良好的冶金结 合,熔覆层未出现裂纹、气孔等缺陷。钴基合金熔覆 层组织较均匀,晶粒细小,这是由于激光加热速率 快,使钴基合金粉末快速熔化,当激光加热停止后, 被熔化的钴基合金快速冷却,具有较大的过冷度以 促进形核,从而导致熔覆层晶粒细小;同时在凝固过 程中成分过冷度较小[15],因此熔覆 层 凝 固 组 织 均 匀。由图3可知:钴基合金熔覆层中的钴元素含量 呈近似周期性的波动变化;在基体中也检测到钴元素的存在,且钴元素含量随与界面距离的增加而逐 渐降低,说明钴元素在熔覆层与基体界面处发生了 元素扩散,也表明熔覆层与基体形成了良好的冶金 结合。 

由图4可以看出:制动盘过度磨损表面钴基合金 熔覆层的整体硬度变化较平缓,热影响区的硬度出现 明显急剧下降的现象;熔覆层的平均硬度为548HV, 基体的平均硬度为235HV,熔覆层的硬度为基体硬度的2.3倍,可知经激光再制造后制动盘表面的显微 硬度显著提升。钴基合金的性能显著优于基体,且激 光再制造钴基合金熔覆层组织均匀,因此熔覆层硬度 较高且变化较为平缓。在激光熔覆过程中,热影响区 为基体材料,钴元素扩散至热影响区而强化组织中的 铁素体,使热影响区硬度高于基体硬度。

2.2 摩擦磨损性能 

2.2.1 摩擦因数 

由图5可知:随着试验转动圈数的增加,原始 制动盘的摩擦因数逐渐增加,在试验转动圈数小于6×104 圈时其摩擦因数均低于激光再制造制动盘, 在循环7×104 圏后进入稳定阶段,平均摩擦因数为 0.515;激光再制造制动盘的摩擦因数虽波动较大, 但整体 变 化 趋 势 相 对 稳 定,其 平 均 摩 擦 因 数 为 0.485。可知,过度磨损表面激光再制造后制动盘的 平均摩擦因数降低。激光再制造制动盘表面较光 滑,其表面粗糙度Ra 仅为0.7μm,因此平均摩擦因 数较低[16];但激光再制造制动盘表面硬度有了明显 提升,磨损表面微凸体的频繁碰撞致使摩擦因数波 动较大。

2.2.2 磨损表面形貌和磨损体积 

由图6可知:摩擦磨损试验后原始制动盘磨损表 面较粗糙,磨痕较明显,并存在一定剥落现象,且剥落 发生在磨痕边缘处,表明局部发生了塑性变形,制动 盘的主要磨损机制为疲劳磨损;磨损表面铜元素分布 密集,说明在摩擦磨损过程中对磨材料向制动盘表面 发生大量转移,并且黏附在磨损表面,形成严重的黏 着磨损[17]。由图7可知:摩擦磨损试验后激光再制 造制动盘表面较平整,仅存在轻微的均匀细小划痕, 划痕附近存在明显的麻点,表明其熔覆层仅发生轻微 的 疲劳磨损;由于激光再制造钴基熔覆层的硬度较高,且摩擦磨损试验后磨损表面依旧较平整,在摩擦 过程中对磨材料极少黏附在熔覆层磨损表面,故磨损 表面铜元素分布稀疏,说明激光再制造后制动盘表面 钴基熔覆层有效改善了对磨材料的黏着磨损行为。 

由图8可以看出,激光再制造前制动盘磨损表面 犁沟多而且排列紧密,犁沟较深,最大犁沟深度超过 3.1μm。对磨件铜基粉末冶金材料中的铜和石墨在 摩擦过程中先产生磨屑并脱落,在磨损表面成为磨 粒。由于基体的平均硬度为235HV,磨粒容易被压 入制动盘表面并产生犁削,使制动盘表面形成多而深 的犁沟,表现为严重的磨粒磨损。激光再制造后制动 盘表面熔覆层的磨损表面犁沟少而稀疏,犁沟较浅且 最大犁沟深度不足1.8μm。由于激光再制造后制动 盘表面熔覆层的平均硬度为548HV,摩擦表面的磨 屑难以被压入熔覆层,磨损表面的磨痕细而浅,仅发 生了轻微的磨粒磨损,磨损程度显著降低。由磨损 表面的二维轮廓计算得到,原始制动盘和激光再制 造制动盘的磨损体积分别为10.011,7.709mm3,可 知激光再制造制动盘的磨损体积明显小于原始制动 盘,激光再制造制动盘的耐磨性能优于原始制动盘。 综上,在制动盘过度磨损表面激光再制造钴基合金 熔覆层后,其耐磨性能得到提高。

3 结 论

(1)利用激光再制造技术在 30CrSiMoVA 钢 制动盘过度磨损表面制备了厚1.5mm 的 Co06合 金熔覆层,其与基体实现了良好的冶金结合,未出现 裂纹、气孔等缺陷,钴元素在熔覆层与基体界面处发 生了元素扩散。熔覆层的平均显微硬度为548HV, 是30CrSiMoVA 钢显微硬度的2.3倍,制动盘的表 面硬度得到显著提高。 

(2)未经过度磨损的原始制动盘的平均摩擦因 数为0.515,过度磨损表面激光再制造后制动盘的 平均摩擦因数降至0.485,且整体摩擦因数随试验 转动圈数的变化较稳定;未经过度磨损的原始制动 盘和过度磨损表面激光再制造后制动盘的磨损机制 均为疲劳磨损和磨粒磨损,但过度磨损表面激光再 制造后制动盘的磨损程度较轻微;过度磨损表面激 光再制造后制动盘的磨损体积为7.709 mm3,小于 原始制动盘(10.011mm3),在制动盘过度磨损表面激 光再制造钴基合金熔覆层后,其耐磨性能得到提高。 

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