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在矿山开采、重型冶金、油气钻探等重工业领域，能够承受剧烈冲击及抗腐蚀、抗磨损成为机械零部件的基本要求，在耐磨部件表面熔敷具有高硬度、高耐磨损性能的涂层成为这些领域修复部件、强化零件使用寿命的重要途径。本文利用钨极氩弧热源，熔敷预涂在普通碳钢表面上的合金粉末，制备出原位合成TiC增强的铁基熔敷层，并对熔敷层的微观组织、TiC增强相的生长机制、熔敷层磨损性能等进行了系统分析，研究了影响熔敷层组织及性能的因素及规律。预涂合金粉末组分是钨极氩弧原位合成TiC铁基熔敷层的关键。试验表明，纯钛粉+石墨组分在熔敷过程中容易氧化生成TiO2，致使熔渣的熔点升高，钨极氩弧熔敷时工艺性较差；加入铁基自熔性合金粉末的组分（G314+Ti+C）能够获得较多的原位合成TiC增强相，熔敷工艺性能优良，具有TiC+M23C6碳化物复合增强的熔敷层，但其抗裂性能下降；钛铁+石墨组分由于铁．钛低熔点共晶的存在，有利于TiC增强相的原位合成，提高了熔敷层中TiC的合成数量，获得了以聚集树枝状分布伴以较少数量弥散分布的TiC分布特征，增强效果明显。且该粉末组分工艺性好，价格低廉，能够获得与母材结合良好、抗磨损性能和抗裂性能俱佳的铁基熔敷层，是钨极氩弧原位合成TiC增强铁基熔敷层的理想组分。钨极氩弧熔敷是在非平衡热力学条件下进行的，由于熔池中热传导及结晶潜热的综合作用，使熔池中不同区域形成温度梯度和成分过冷，初生TiC沿树枝状方向断续形核，熔池中Ti、C原子因浓度梯度而扩散至最近的TiC晶核，使得初生TiC以侧面生长方式长大，形成了呈树枝状排列的“长砖块”状TiC颗粒微观形貌。距离较近的TiC晶核在长大过程中粘连生长，形成了尺寸较大TiC颗粒。而在熔池凝固过程的共晶转变中，TiC的形核生长是扩散机制，先凝固Fe基体的包覆使TiC生长的各向异性被抑制，形成了不同形状的共晶TiC颗粒。原位合成的TiC颗粒呈典型的小面生长形态，其显露面为生长速度较慢的密排[111]晶面。TiC颗粒与基体金属的结合界面洁净，无反应物、附着物生成，与基体金属的结合强度高。预涂层厚度、焊接电流、熔敷速度、熔敷层数等不同的熔敷参数影响着熔敷层的成形和耐磨性能。研究表明，当预涂层厚度为1.2mm，焊接电流150A，熔敷速度为55-60mm／min，熔敷层数为三层时，能够获得成形好、与基体结合强度高组织与性能优异的TiC增强铁基熔敷层。不同熔敷层数的对比试验表明，三层熔敷能有效降低组分中Ti、C元素的稀释率，提高了熔敷层中增强颗粒的数量及尺寸，初生TiC颗粒树枝状分布和共晶TiC颗粒弥散分布相结合，基体为低碳马氏体组织，有利于熔敷层硬度及抗磨损性能的提高，又能有效避免裂纹形成。预涂粉末的组分及含量影响着熔敷层中原位合成TiC的数量、尺寸、分布特征和基体组织构成。当组分中Ti∶C摩尔数比为1∶1.2时，熔敷层中Fe2Ti有害相消失，原位合成TiC颗粒的数量增多，尺寸增大，基体为低碳马氏体组织，能够获得硬度较高，抗磨损性能较好的铁基熔敷层；粉末组分中加入稀土La2O3，增加了原位合成TiC的异质形核核心，使得熔敷层中TiC颗粒由发达的树枝状分布变为细小的树枝状或者颗粒状弥散分布。另一方面稀土La2O3改变了TiC形核与长大方式，降低了TiC中的碳饱和度，对TiC晶体的力学性能带来不利影响，使TiC的强度和硬度降低，影响了其增强效果，使得熔敷层的硬度降低，也使得加入稀土后熔敷层的抗磨损性能有所下降；粉末组分中加入钒铁后，熔敷层中TiC-VC增强相数量增多，呈聚集树枝状和弥散颗粒状分布，形成了TiC-VC复合增强效果。TiC-VC晶粒的元素分布特征表明，TiC-VC晶粒中TiC、VC独立存在并生长，形成了TiC-VC的共生晶粒。另外V元素的加入细化了基体组织晶粒，提高了基体金属和熔敷层的硬度。通过对母材、熔敷层的对比磨损试验表明，在相同磨损条件下，钨极氩弧原位合成TiC增强铁基熔敷层的磨损体积为母材金属的1／20～1／23，具有优异的抗磨损性能。熔敷层磨损过程中，参与摩擦更多的是暴露于摩擦面的TiC颗粒，由于其阻碍和钉扎作用，摩擦过程需要消耗更多的摩擦功，磨损量降低。熔敷层基体金属的磨损主要是显微切削与粘着损失，TiC增强相则是经摩擦副较长距离、多次重复摩擦后磨损变小，直至最终剥离脱落。磨痕内有浅而小的凹坑及短而浅的犁沟，犁沟始于磨损变小的TiC颗粒脱落位置而止于下一个耐磨TiC前。不同层数熔敷层对比试验表明，尺寸较大的呈聚集树枝状分布的TiC颗粒与基体金属相互绞接在一起，结合更紧密，阻磨作用更强，三层熔敷层能够获得最优的抗磨损性能。